LY12cz铝合金晶间腐蚀

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1、LY12cz铝合金晶间腐蚀模拟试验研究1)李　荻　　张　琦　　王弟珍　　郭宝兰　　张玉梅（北京航空航天大学　材料科学与工程系）　　摘　要　用金属间化合物θ（CuAl2）、S（Al2CuMg）、MnAl6与纯Al（L1）组成多电极体系，以模拟LY12cz合金的晶界区.通过电化学测试、SEM和能谱分析等方法研究了该合金晶间腐蚀机理.证实其晶间腐蚀是由沿晶界偏析的强化相与贫Cu区所组成的多电极体系引起的.在含Cl－离子的中性溶液中，S相是导致晶间腐蚀的主要阳极相.S相首先发生阳极溶解，随后，贫铜区、MnAl6相逐步随S相一起溶解.以这种

2、方式沿晶界形成了阳极溶解通道，导致晶间腐蚀.　　关键词　晶间腐蚀；模拟试验；机理；多电极体系；LY12cz铝合金　　分类号　TG17　　　　按照通常的腐蚀理论分析，可推测LY12铝合金自然时效处理后，主要强化相S相（Al2CuMg）、θ相(CuAl2）和少量MnAl6将在晶界析出，晶界周围出现无沉积带（贫铜区）.合金暴露在腐蚀性介质中时，有可能发生晶间腐蚀及剥蚀，其中晶内基体和正电性的相，如CuAl2可能作为阴极，而负电性的相，如晶界贫铜区，可能作为阳极，组成腐蚀微电池，形成沿晶界的阳极溶解通道而发生晶间腐蚀.为了证实以上观点和深

3、入了解LY12铝合金晶间腐蚀机理，本文用多电极体系腐蚀试验来模拟LY12cz的晶间腐蚀，得到了一些有意义的规律.　　1实验　　用纯金属为原料分别冶炼制成金属间化合物S相（Al2CuMg）、θ相(CuAl2）和MnAl6相〔1〕，以工业纯铝（L1）模拟晶界贫铜区，以LY12cz模拟晶内，以上述各金属间化合物按下列面积比组成多电极体系，以模拟LY12cz合金晶界区.面积比的选定参照了金相图谱与有关资料〔2〕.晶内（LY12）∶贫铜区（L1）∶S相∶θ相∶MnAl6=160∶4∶2∶2∶1　　将制备好的多电极体系分别浸泡在3.5%NaC

4、l和0.5%(NH4)2SO4混合水溶液中进行电化学测试，实验周期为24h，面容比为40ml/cm2.　　用FDO-2电偶腐蚀计和自制的专用接线板实时测量多电极体系的耦合电位Eg、耦合电流Ig、各电极的自腐蚀电位及各阳极相的阳极电流随浸泡时间的变化.　　用S-530型扫描电镜观测试样的腐蚀形貌，用LinkISISEDAX能谱仪分析试样表面成分.　2　结果与讨论　　电化学测试结果如图1和图2所示.　　多电极耦合电位Eg随浸泡时间逐渐变正，并趋于稳定（图1）.　　耦合电流Ig随时间的变化（图2）则表明多电极体系浸入溶液后，阳极相以很大

5、的速度迅速腐蚀，然后腐蚀速度逐渐减小，趋于稳定值.图1　多电极体系的耦合电位Eg与各电极腐蚀电位E随时间t的变化　　用Eg与各电极的腐蚀电位比较，不难看出，在前6　h里，S相单独作为阳极，其它几相共同组成阴极.6　h后纯铝的腐蚀电位变得比Eg负，与S相一起成为阳极，遭受腐蚀.10　h后MnAl6也成为阳极.表1　多电极模拟体系浸泡24h后的电极表面成分分析(原子百分数）　　　　注:由于仪器精度所限，H元素未检出.图2　多电极耦合电流Ig随时间t的变化　　虽然在后一阶段，纯Al、MnAl6和S相一起作为阳极，但是实验测得通过纯Al和

6、MnAl6的阳极电流都非常小，分别小于1.5　μA/cm2和1.0　μA/cm2，且随时间不断减少，远小于流过S相的电流（＞100　μA/cm2)，流过S相的总电流仅比Ig略小一点.所以Ig主要由S相的阳极电流控制，S相的阳极溶解速度远大于纯Al和MnAl6.试验过程中也观察到，试验一开始S相就迅速溶解，而其它电极表面则无明显变化.　　观察实验后的电极表面，发现LY12合金表面无明显变化，纯Al表面有少量的点蚀坑(图3)，CuAl2表面变黑，MnAl6表面有少量蚀点，而S相表面的腐蚀十分严重，表面变黑，有龟裂与剥落（图4）.这些现

7、象与前面的分析是一致的.　　图3　多电极模拟试验24h后纯铝的腐蚀形貌(×3)图4　多电极模拟试验24h后S相（Al2CuMg）的腐蚀形貌对腐蚀电极表面成分进行能谱分析的结果见表1.从表1可以推测：　　1)S相的腐蚀产物中主要是氢氧化铝，氧化铝和少量的硫化物；而裂缝内Cu的含量很高，产物和裂缝中均未发现Mg.这说明S相阳极溶解的主要是Al和Mg，其中大部分Al以氢氧化铝的形式沉积下来，而Mg和少部分Al形成可溶性产物进入溶液中.Cu则成为阴极加速Al，Mg的溶解，随着Al、Mg的溶解，暴露出来的Cu被阴极吸氧反应的中间产物氧化.　

8、　2)纯Al的蚀孔内除有少量的氧化物、硫化物和氯化物外，主要是金属Al，而腐蚀产物主要是氢氧化铝和少量硫化物.蚀孔外基体表面覆盖着一层铝的氧化膜.　　3)MnAl6的蚀孔内Mn的含量明显高于基体，而产物中Al／Mn比例远大于基体，氧的含量也高，还有