不同淬火介質(zhì)下2A12鋁合金的剝層腐蝕研究

韓金軍，李 濤

(1.中航飛機起落架有限責(zé)任公司 理化計量檢測室，陜西 漢中 723200；2.中航飛機起落架有限責(zé)任公司 技術(shù)室，陜西 漢中 723200)

2A12鋁合金在航空工業(yè)中使用非常廣泛，是一種可以進行熱處理強化的變形鋁合金，經(jīng)固溶熱處理、自然時效或人工時效后具有較高的強度，該合金還具有良好的塑性成形能力和機械加工性能，能夠獲得各種類型的制品，具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能[1]。但是該合金的抗腐蝕能力較差，在特定的腐蝕環(huán)境中，特別是在海洋環(huán)境中會產(chǎn)生剝層腐蝕現(xiàn)象，這會極大地降低材料的力學(xué)性能，導(dǎo)致零件失效。

本文通過對2A12鋁合金固溶加熱后采用不同的淬火介質(zhì)冷卻，按照HB 5455—1990《鋁合金剝層腐蝕試驗方法》來研究淬火介質(zhì)對剝層腐蝕性能的影響，并研究剝層腐蝕的形成過程和機理，為2A12鋁合金選擇合適的淬火介質(zhì)提供了理論依據(jù)。

1 試驗過程

1.1 試樣加工及熱處理

試樣采用g80×15的2A12鋁合金管材，化學(xué)成分見表1，試樣交貨狀態(tài)為固溶處理后自然時效狀態(tài)(T4態(tài))，試樣加工尺寸為100 mm×50 mm，試驗面為原始表面[2]。試樣從同一爐批沿變形方向采用鋸切的方式截取，在非試驗面上打標記。將加工好的試樣放在RJJ-24-6空氣爐中495 ℃加熱保溫1 h，然后分別采用水冷、油冷、風(fēng)冷和空冷進行淬火，以獲得不同淬火速率，轉(zhuǎn)移時間≤15 s。

表1 2A12鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)) (%)

1.2 溶液配制

用去離子水溶解234 g氯化鈉(化學(xué)純)和50 g硝酸鉀(化學(xué)純)，再加入濃度為68%的硝酸(化學(xué)純)6.5 mL，然后稀釋至1 L。

1.3 試樣腐蝕

試樣首先用汽油除凈表面油污。在約50 ℃的10%氫氧化鈉溶液中腐蝕2～3 min。經(jīng)氫氧化鈉溶液腐蝕后，用流動水將試樣洗凈，然后在30%的工業(yè)純硝酸溶液中浸亮，再用流動水洗凈，熱風(fēng)吹干。將不同冷卻方式的試樣分別放入溶液相同的帶有密封蓋的塑料容器中進行腐蝕試驗，試驗時間為48 h。

2 試驗結(jié)果

2.1 目視觀察試樣

試驗終止后，在試樣呈濕熱狀態(tài)下立即按照HB 5455—1990的剝蝕等級，通過目視直接評定試樣的腐蝕等級，試樣冷卻方式和腐蝕等級見表2。1#水冷試樣如圖1所示，試樣表面上有不連續(xù)的腐蝕點，部分腐蝕點的邊緣有輕微鼓起，符合腐蝕等級P；2#油冷試樣如圖2所示，可以看到試樣表面少量鼓泡裂開，呈薄片或粉末，有輕微的剝層，符合腐蝕等級EA；3#風(fēng)冷試樣如圖3所示，可以看到試樣表面有明顯的分層并擴展到金屬內(nèi)部，符合腐蝕等級EB；4#空冷試樣如圖4所示，可以看到剝蝕擴展到較深的金屬內(nèi)部，比EB剝層鼓起更嚴重，出現(xiàn)了輕微剝落現(xiàn)象[3]，符合腐蝕等級EC。

表2 試樣冷卻方式和腐蝕等級

圖1 水冷試樣(腐蝕等級：P)

圖2 油冷試樣(腐蝕等級：EA)

圖3 風(fēng)冷試樣(腐蝕等級：EB)

圖4 空冷試樣(腐蝕等級：EC)

2.2 顯微觀察試樣

把3#風(fēng)冷試樣在水中漂洗，然后浸泡在30%的硝酸(工業(yè)純)溶液中以去除腐蝕產(chǎn)物，再經(jīng)水洗、吹干，使用切割機沿著試樣橫向剝蝕面垂直切割一個小試樣進行鑲嵌[4]、磨拋，在硝酸-鹽酸-氫氟酸-水混合溶液進行腐蝕約30 s，然后水洗、吹干，在BX41M金相顯微鏡下進行觀察，放大倍數(shù)為50倍，觀察結(jié)果如圖5所示，可以看到剝層腐蝕的試樣截面形貌為平行于試樣表面的層狀裂開，中間夾雜著黑色的腐蝕產(chǎn)物，在100倍下觀察結(jié)果如圖6所示，可以看到剝層上靠近邊緣的個別晶粒已經(jīng)脫落，晶界已經(jīng)裂開，晶界清楚，呈現(xiàn)沿晶腐蝕形貌，中間部分幾乎看不到晶界，沒有沿晶腐蝕[5]。

圖5 剝落腐蝕的微觀形貌

圖6 晶間腐蝕

3 試驗結(jié)果分析

3.1 淬火對組織的影響

由于某些強化相和合金元素隨著溫度的降低，溶解度變小，固溶處理的目的是在一定的溫度加熱保溫使其全部或最大限度地溶入固溶體中，以快于從固溶體中析出的速度冷卻，從而獲得過飽和的固溶體，同時改變合金中過剩相的含量、晶粒的尺寸和形態(tài)，促進非平衡結(jié)晶相溶解，但固溶體過飽和度增大，穩(wěn)定性降低，因而需要很大的冷卻速度[6]。在較高的溫度下，原子的擴散能力很強，隨著溫度降低，擴散能力減弱，由于本試驗中分別采用水冷、油冷、風(fēng)冷和空冷，冷卻速度逐漸變小，析出相數(shù)量逐漸增加，因此，在相同的腐蝕環(huán)境中，材料的耐蝕性依次變差，這是由于在冷卻過程中，CuAl2(θ相)以連續(xù)網(wǎng)狀在晶界析出，使晶界產(chǎn)生貧銅區(qū)，θ相與晶界貧銅區(qū)組成腐蝕電池，另外，晶界物質(zhì)的物理化學(xué)狀態(tài)與晶界本身不同，晶界能量高，晶體缺陷和雜質(zhì)原子也容易在晶界偏析，產(chǎn)生晶界吸附，因而使晶界原子排列混亂，強化相在晶界的析出造成晶界產(chǎn)生一定的內(nèi)應(yīng)力，這就使得圍繞晶界的區(qū)域抗腐蝕能力降低，導(dǎo)致優(yōu)先腐蝕，形成晶間腐蝕，由于晶粒呈現(xiàn)拉長狀態(tài)[7]，進而形成剝落腐蝕。

3.2 試樣縱向和橫向組織對比

橫向基體組織和縱向基體組織分別如圖7和圖8所示。從圖7可以看出，未被腐蝕部分橫向的基體組織較為均勻細小，在鋁基體上彌散分布著強化相，在晶界處產(chǎn)生大量沉積偏聚[8]，造成了合金組織缺陷，大大增加了點蝕和晶間腐蝕敏感性。從圖8可以看出，合金的晶粒在縱向被明顯拉長，縱向晶界幾乎平行于試樣的表面，晶粒的方向性非常好，呈現(xiàn)出高度定向的顯微組織。析出相分布不均，大都規(guī)則地沿著晶界以塊狀形式或以較小的顆粒連續(xù)分布，析出相在晶界處的大量沉積使晶界較晶內(nèi)具有較大的活性[9]，同時高度定向的顯微組織和狹長的晶粒形狀也將大大增加晶間腐蝕的敏感性。

圖7 橫向基體組織

圖8 縱向基體組織

3.3 腐蝕過程分析

從1#水冷試樣和2#油冷試樣可以看出，首先在試樣表面上產(chǎn)生點蝕，由于鋁的鈍化傾向大，鋁和氧的親和力很強，在空氣中極易氧化，表面產(chǎn)生極薄的氧化膜，阻礙了活性鋁表面和周圍介質(zhì)的接觸，阻止了鋁的腐蝕。但是在試樣表面上，存在著電化學(xué)不均勻性區(qū)域，這種電化學(xué)不均勻性包括金屬化學(xué)不均勻性、金屬組織不均勻性和表面物理化學(xué)狀態(tài)不均勻性等，腐蝕性氯離子會優(yōu)先吸附在鈍化膜的缺陷處，當(dāng)吸收的氯離子濃度達到一定的數(shù)量時，局部的氧化膜將溶解變薄，最終形成點蝕。

從3#風(fēng)冷試樣和4#空冷試樣可以看出，當(dāng)點蝕進一步發(fā)展形成蝕孔，腐蝕到表層以下的高度定向的層狀晶粒位置時，腐蝕就會沿著平行于表面的狹長晶界發(fā)展，試樣的縱向有利于腐蝕相在晶界處的連續(xù)析出，可為腐蝕的發(fā)展形成一個良好、連續(xù)的陽極溶解通道[10]。溶液中含有大量的氯離子等元素，造成環(huán)境pH值偏小，呈酸性，成為極好的電解質(zhì)，在腐蝕微電池電場力的作用下，陽極區(qū)的Al首先發(fā)生溶解反應(yīng)，不斷形成Al3+進入到溶液中去，并釋放出電子，電子遷移到陰極區(qū)，在腐蝕電解質(zhì)的作用下，陰極區(qū)發(fā)生吸氧反應(yīng)生成OH-，在溶液中，金屬Al3+的濃度隨著腐蝕反應(yīng)的進行不斷增大，最終與OH-離子發(fā)生水解反應(yīng)，生成白色產(chǎn)物Al(OH)3，部分與還原性離子Cl-相遇，生成白色產(chǎn)物AlCl3。腐蝕過程中產(chǎn)生的大量不溶性腐蝕產(chǎn)物，其體積要比腐蝕掉的金屬大[11]。因此，這些產(chǎn)物在晶界形成巨大的局部張應(yīng)力，在應(yīng)力的作用下沿晶界產(chǎn)生裂紋并沿平行于表面的方向擴展，疏松的腐蝕產(chǎn)物中可積存更多的水分，為新生的裂紋進一步腐蝕提供了條件，使裂紋-腐蝕-裂紋-腐蝕沿型材軸向連續(xù)不斷進行下去，產(chǎn)生大量的剝落腐蝕。

4 結(jié)語

由于采用不同的淬火介質(zhì)，水冷、油冷、風(fēng)冷和空冷，試樣的冷卻速率逐漸變小，在晶界的析出相逐漸增加，雜質(zhì)和缺陷易于在晶界處偏聚，在其表面鈍化膜的這些缺陷處吸附大量的氯離子形成點蝕，腐蝕沿著晶界向金屬的內(nèi)部發(fā)展，在軋制過程中，晶粒沿著平行于試樣的表面方向被拉長并在晶界處聚集了大量的腐蝕相，晶間腐蝕沿著平行于表面的方向發(fā)展，在腐蝕的過程中產(chǎn)生不溶性的腐蝕產(chǎn)物，造成晶界處存在一定的張應(yīng)力，促進了腐蝕微裂紋的形成，加速了腐蝕過程，最終，在晶間腐蝕和內(nèi)應(yīng)力的協(xié)同作用下形成了剝層腐蝕。