Sb元素對模擬低含量氯鹽環(huán)境中Mg-6Al合金耐蝕性的影響

李 萍,崔 揚,王 瑩

(洛陽理工學院土木工程學院,洛陽 471023)

隨著通信業(yè)和數(shù)字技術(shù)的飛速發(fā)展,電子器材逐漸趨向于高度集成化、輕薄型和小型化,這對電子器材殼體材料的性能提出了越來越高的要求,工程塑料已經(jīng)無法滿足使用要求。鎂合金具有密度低、比強度高和比剛度高等優(yōu)點,制成的產(chǎn)品質(zhì)量輕,厚度較小。此外,鎂合金在導熱、電磁屏蔽、阻尼減振以及回收利用等方面具有較大的優(yōu)勢,成為替代工程塑料制作電子器材殼體的首選材料[1-3]。但是,鎂的化學性質(zhì)活潑,平衡電位較低(-2.37 V),腐蝕后其表面生成的氧化膜疏松、多孔,無法對鎂合金基體起到保護作用,這嚴重制約了鎂合金在一些領(lǐng)域中的推廣與應用[4-6]。

在鎂合金中加入適量的合金元素進行合金化,對于增強其耐蝕性有一定的效果。銻元素的熔點與鎂元素接近,其在鎂合金中的溶解度較小,在合金熔煉過程中,不需要制成中間合金,可以以純銻的形式加入,操作方法簡便,元素使用量少,作用效果顯著,原材料及合金生產(chǎn)成本較低[7-9]。近年來,關(guān)于采用銻合金化來改善鎂合金(如AZ91鎂合金)的力學性能的研究報道逐漸增多,關(guān)于銻合金化對鎂合金耐蝕性的影響研究卻較少[10-15]。

本工作采用常溫浸泡腐蝕試驗,研究了含不同量銻元素的Mg-6Al合金在模擬低含量氯鹽環(huán)境中的腐蝕速率,以期為提高鎂合金耐蝕性的相關(guān)研究提供理論依據(jù)。

1 試驗

試驗材料為含不同量銻元素的4種鎂合金,其銻元素質(zhì)量分數(shù)分別為0%,0.5%,1.0%,1.5%,分別記為Mg-6Al,Mg-6Al-0.5Sb,Mg-6Al-1.0Sb和Mg-6Al-1.5Sb。采用中頻感應爐進行合金熔煉,添加純度為99.5%(質(zhì)量分數(shù))的銻,將冷卻后的鑄錠切割成厚度為20 mm 的試塊,然后進行固溶處理(420 ℃/20 h,熱水中淬火)和時效處理(200 ℃/10 h,空冷)。

熱處理后,將試塊切割成尺寸為φ10 mm×20 mm 的圓柱形試樣,對其進行打磨、拋光和硝酸酒精溶液腐蝕后,采用OLYMPUS 型光學顯微鏡觀察其顯微組織。

熱處理后,將試塊切割成尺寸為φ15 mm×3 mm 的圓柱形試樣,用于浸泡腐蝕試驗。采用0.5%(質(zhì)量分數(shù))NaCl溶液模擬低濃度氯鹽環(huán)境,腐蝕時間為20 h。試驗后,將試樣進行無水乙醇清洗、吹干后,采用JSM-5610LV 型掃描電鏡(SEM)觀察其表面形貌。將試樣進行打磨、無水乙醇清洗和吹干后,用電子天平稱量,然后用游標卡尺測量其尺寸,通過式(1)計算得出試樣的腐蝕速率。

式中:R為試樣的腐蝕速率,mm·a-1;Δm為腐蝕前后試樣的質(zhì)量損失,g;ρ為試樣的密度,取1.8 g·cm-3;S為浸泡腐蝕試驗后試樣的表面積,mm2;t為腐蝕時間,h。

2 結(jié)果與討論

2.1 腐蝕速率

由表1可見:當銻元素含量為0時,試樣的腐蝕速率為0.985 mm·a-1;當銻元素含量為0.5%時,試樣的腐蝕速率最小(0.490 mm·a-1);隨著銻元素含量的繼續(xù)升高,試樣的腐蝕速率逐漸增大;當銻元素含量為1.5%時,試樣的腐蝕速率最大(1.227 mm·a-1)。

表1 不同試樣在0.5% NaCl溶液中浸泡20 h的腐蝕速率Tab.1 Corrosion rates of different samples after immersion in 0.5% NaCl solution for 20 h

2.2 腐蝕形貌

由圖1可見:當銻元素含量為0時,試樣表面發(fā)生了局部腐蝕,其表面腐蝕產(chǎn)物較少;當銻元素含量為0.5%時,試樣表面的腐蝕程度大大減輕,局部腐蝕區(qū)域明顯減少,其表面腐蝕產(chǎn)物也明顯減少;當銻元素含量為1.0%時,試樣表面的局部腐蝕區(qū)域減少,且較為集中,但其表面生成的腐蝕產(chǎn)物仍較多;當銻元素含量為1.5%時,試樣表面腐蝕程度較為嚴重,腐蝕產(chǎn)物明顯增多,且局部區(qū)域有大塊狀腐蝕產(chǎn)物。綜上所述,試樣表面的腐蝕程度與表1中的腐蝕速率隨銻元素含量的變化相一致。

圖1 不同試樣在0.5% NaCl溶液中浸泡20 h后的SEM 形貌Fig.1 SEM morphology of different samples after immersion in 0.5% NaCl solution for 20 h

2.3 顯微組織

根據(jù)Mg-Al和Mg-Sb 二元合金相圖[16],Mg-Al合金通常由α-Mg和β-Mg17Al12組成,Mg-Sb合金通常由α-Mg和Mg3Sb2組成。由圖2可見:Mg-6Al合金中除白色α-Mg相外,還有黑色第二相(β-Mg17Al12),第二相較粗大,且分布不均勻;Mg-6Al-0.5Sb合金的晶粒尺寸有所減小(50 μm),其中,除了α-Mg相和β-Mg17Al12相外,還有高熔點的顆粒狀Mg3Sb2第二相,且第二相數(shù)量有所增多,黑色第二相β-Mg17Al12數(shù)量有所減少,第二相的分布較為均勻;Mg-6Al-1.0Sb合金的晶粒尺寸仍較細小,顆粒狀第二相分布較為均勻,部分第二相有粗化和偏聚的趨勢,這在一定程度上降低了合金組織的均勻性;Mg-6Al-1.5Sb合金的晶粒尺寸較粗大,第二相的粗化與偏聚較為嚴重,部分第二相有連成斷續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的傾向,這嚴重破壞了合金組織的均勻性。

圖2 不同試樣的顯微組織Fig.2 Microstructure of different samples

2.4 討論

根據(jù)鎂合金的腐蝕機理與防護技術(shù)的相關(guān)研究[4,15],Mg-Al合金中的β-Mg17Al12相及α-Mg相可以構(gòu)成原電池,由于電極電位的差異,Mg17Al12作為陰極,α-Mg相作為陽極,即Mg17Al12的存在會加速鎂合金的腐蝕。因此,通過降低Mg17Al12的含量可以提高Mg-Al合金的耐蝕性。

本工作中,添加適量的銻元素,可使鎂合金中α-Mg相及Mg17Al12相的晶粒尺寸細化,大大削弱了Mg17Al12相對α-Mg相腐蝕的促進作用,從而有效提高了鎂合金的耐蝕性。同時,合金中形成的高熔點Mg3Sb2,一方面可使生成的Mg17Al12數(shù)量減少,另一方面阻礙α-Mg相被腐蝕,從而使合金的耐蝕性得到進一步提高。但是,過量的銻元素會使生成的第二相發(fā)生粗化與偏聚,無法削弱Mg17Al12對合金腐蝕的促進作用,導致合金的耐蝕性大幅降低。

3 結(jié)論

(1) 隨著銻元素質(zhì)量分數(shù)從0.5%增加到1.5%,Mg-6Al合金在0.5% NaCl溶液中的腐蝕速率先減小后增大,合金的晶粒尺寸先減小后增大,其表面腐蝕產(chǎn)物先減少后逐漸增多。

(2) 當銻元素質(zhì)量分數(shù)為0.5%時,Mg-6Al合金的晶粒得到細化,其在0.5% NaCl溶液中的腐蝕速率大大降低,腐蝕產(chǎn)物減少,其耐蝕性最好。