鋁鋰合金具有密度低、比強(qiáng)度和比模量高的特點(diǎn)，可以減輕航空航天結(jié)構(gòu)用材的重量，有效提高飛行器攜帶載重，是現(xiàn)代航空航天工業(yè)的理想選材。鋁鋰合金誕生至今，已經(jīng)發(fā)展有三代產(chǎn)品，其中20世紀(jì)80年代開(kāi)發(fā)的三代鋁鋰合金綜合性能良好，具有高銅低鋰的含量特點(diǎn)。隨著微合金化元素的加入，微合金化后的鋁鋰合金的力學(xué)性能特征可以與7系鋁合金相媲美，加上鋁鋰合金本身的低密度特征，使鋁鋰合金具有十分廣闊的應(yīng)用前景。

鋁鋰合金的微合金化是改善鋁鋰合金各項(xiàng)性能的有效辦法之一，微合金化元素的少量甚至痕跡量的加入，都會(huì)對(duì)鋁鋰合金的組織和各項(xiàng)性能產(chǎn)生顯著的影響。例如，單獨(dú)添加Mg,Zn和Ag對(duì)Al-Cu-Li合金均有不同程度的強(qiáng)化作用。其中，添加Mg的微合金化強(qiáng)化作用最強(qiáng)，而添加Ag的微合金化作用最弱。Mg的微合金化強(qiáng)化作用源于加速GP區(qū)的形核，從而促進(jìn)T1相的析出；而Zn的微合金化作用在于增加析出相與基體的錯(cuò)配度，可以促進(jìn)δ′相的析出，并對(duì)S‘相和T1相的析出也有促進(jìn)作用。Mg和Ag同時(shí)添加可以促進(jìn)T1相的彌散析出以及和S’相的均勻細(xì)小析出，Mg和Zn同時(shí)添加具有和同時(shí)添加Mg和Ag類似的作用。

然而Al-Cu-Li系鋁鋰合金由于有活潑的Li存在，使其在嚴(yán)苛復(fù)雜環(huán)境下具有很高的局部腐蝕發(fā)生概率，這些腐蝕的出現(xiàn)會(huì)降低材料的力學(xué)性能，并有可能縮短材料正常服役壽命。Al-Cu-Li系鋁鋰合金雖然相比其他系鋁合金的局部腐蝕敏感性明顯增大，但是仍然可以通過(guò)選擇適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚭吞砑游⒑辖鸹貋?lái)改變其對(duì)腐蝕的敏感性，提高合金的耐蝕性能。已有文獻(xiàn)指出,鋁合金的各種局部腐蝕形態(tài)中對(duì)材料綜合性能表現(xiàn)影響最大的是晶間腐蝕，而晶間腐蝕主要是由晶界腐蝕微電池中的陽(yáng)極溶解導(dǎo)致的。加入的微合金化元素種類和時(shí)效熱處理制度會(huì)影響晶界析出相的形態(tài)和分布,并對(duì)晶界附近的電化學(xué)特征產(chǎn)生影響。國(guó)內(nèi)外文獻(xiàn)中關(guān)于Al-Cu-Li系鋁鋰合金的晶間腐蝕行為，大多是以熱處理制度而較少以微合金化為主要內(nèi)容開(kāi)展研究工作的。因此，本文研究Al-Cu-Li系鋁鋰合金在時(shí)效態(tài)下腐蝕進(jìn)程和在不同元素微合金化條件下的晶間腐蝕行為具有重要意義。

1 實(shí)驗(yàn)方法

鋁鋰合金采用熔鑄法制備，鑄錠經(jīng)均勻化熱處理、熱軋和冷軋后變形為約2 mm厚的鋁鋰合金薄板。其中均勻化熱處理的溫度為410 ℃，時(shí)間為24 h。熱軋時(shí)材料預(yù)熱溫度為470 ℃，熱軋至5 mm厚板經(jīng)退火處理后冷軋。冷軋制得的薄板樣品經(jīng)固溶處理1 h后 （固溶溫度510 ℃），水淬至室溫，固溶態(tài)樣品放置在175 ℃干燥箱中進(jìn)行不同時(shí)間的T6時(shí)效熱處理。微合金化Zn,Mg,Mg+Zn,Mg+Ag 4種Al-Cu-Li合金的化學(xué)成分見(jiàn)表1。

晶間腐蝕 （IGC） 實(shí)驗(yàn)采用GB/T 7998-2005標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行，制得時(shí)效態(tài)樣品經(jīng)環(huán)氧樹(shù)脂封裝，用砂紙打磨、拋光處理露出表面，堿洗、酸洗出光后樣品放入腐蝕介質(zhì)中浸泡6 h后取出待測(cè)。腐蝕介質(zhì)為57 g/L NaCl+10 mL/L H2O2溶液。腐蝕介質(zhì)溶液體積與腐蝕面積比為13.5 mL/cm2。晶間腐蝕浸泡溫度為 （35±2） ℃。浸泡后樣品腐蝕截面經(jīng)過(guò)打磨、拋光后在Leica DMILM金相顯微鏡下觀察，并依據(jù)觀察情況確定晶間腐蝕類型，測(cè)定最大腐蝕深度以及腐蝕分布范圍。每個(gè)晶間腐蝕樣品至少統(tǒng)計(jì)3次獲得大量腐蝕狀態(tài)分布統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)。其中每個(gè)統(tǒng)計(jì)截面相差距離不低于3 mm,以保證大范圍統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)的有效性。透射電鏡 （TEM） 試樣減薄在雙噴PI型雙噴電解減薄儀上進(jìn)行，控制電壓為12 V,電解液為硝酸和甲醇的混合溶液 （體積比1∶3），冷卻電解液溫度為-25 ℃。TEM觀察在Tecnai220上進(jìn)行，加速電壓為200 kV。

2 結(jié)果與討論

2.1 腐蝕類型

時(shí)效后的鋁鋰合金在腐蝕介質(zhì)中浸泡6 h后，觀測(cè)截面表現(xiàn)出不同的腐蝕特征。一種是在大部分合金表面均發(fā)生晶間腐蝕，截面表現(xiàn)為連續(xù)的晶間腐蝕網(wǎng)格 （圖1a），這種晶間腐蝕可稱之為全面晶間腐蝕 （general IGC）。第二種是仍然表現(xiàn)為晶間腐蝕發(fā)生，但此時(shí)晶間腐蝕僅限于局部區(qū)域，可稱之為局部晶間腐蝕 （local IGC）（圖1b）。還有一種腐蝕特征為坑蝕 （圖1c），此時(shí)未觀察到晶間腐蝕形貌。坑蝕有別于孔蝕的特征在于孔蝕開(kāi)口橫截面積小而內(nèi)部空洞較大，坑蝕則為開(kāi)口橫截面積最大而深入后逐漸變小。最后一種腐蝕特征如圖1d所示，此時(shí)既發(fā)生坑蝕，也發(fā)生晶間腐蝕，且晶間腐蝕出現(xiàn)于腐蝕坑邊緣，表現(xiàn)為蝕坑附帶晶間腐蝕網(wǎng)格。

2.2 時(shí)效進(jìn)程對(duì)腐蝕類型的影響

圖1中幾種腐蝕形態(tài)與時(shí)效時(shí)間密切相關(guān)，腐蝕類型出現(xiàn)的時(shí)效時(shí)間點(diǎn)與晶間腐蝕形態(tài)應(yīng)具有一定的相關(guān)性。除此之外，元素微合金化成分也影響著晶間腐蝕類型與時(shí)效進(jìn)程的相關(guān)性。圖2所示為2#合金 （含Zn） 的時(shí)效硬化曲線及不同時(shí)間時(shí)效后典型截面腐蝕形貌照片。可以看出，2#合金在時(shí)效28 h后到達(dá)峰時(shí)效態(tài)，時(shí)效影響速度較慢。從晶間腐蝕形貌圖片可以看出，時(shí)效0.5 h （對(duì)應(yīng)時(shí)效初期） 出現(xiàn)局部晶間腐蝕 （圖2b）；時(shí)效4 h （欠時(shí)效） 表現(xiàn)為全面晶間腐蝕特征 （圖2c）；而時(shí)效28 h （峰時(shí)效） 則有坑蝕及蝕孔邊緣的晶間腐蝕特征 （圖2d）。當(dāng)時(shí)效時(shí)間到達(dá)120 h,合金腐蝕截面均表現(xiàn)為坑蝕 （圖2e和f）。

3#合金 （含Mg） 的時(shí)效硬化曲線及不同時(shí)間時(shí)效后典型截面腐蝕形貌照片如圖3所示。該合金在時(shí)效12 h達(dá)到峰時(shí)效態(tài)，時(shí)效響應(yīng)速率較快。通過(guò)晶間腐蝕形貌照片可以看出，時(shí)效0.5 h （對(duì)應(yīng)時(shí)效初期） 時(shí)表現(xiàn)為局部晶間腐蝕 （圖3b）；而時(shí)效4 h （欠時(shí)效），合金表面仍然為全面晶間腐蝕，但晶間腐蝕面積有所減小 （圖3c）；當(dāng)時(shí)效時(shí)間到達(dá)28~120 h,腐蝕形態(tài)以坑蝕為主，并在蝕坑邊緣有非常微弱的晶間腐蝕 （圖3d和e）。

圖4所示為4#合金 （含Mg+Zn） 的時(shí)效硬化曲線及不同時(shí)間時(shí)效后典型截面腐蝕形貌。可以看出，4#合金的硬化曲線與3#合金的基本一致，都是在時(shí)效12 h后到達(dá)峰時(shí)效態(tài)，并有較快的時(shí)效響應(yīng)速率。同時(shí)，4#合金的腐蝕形態(tài)演變與3#合金 （圖3） 的也基本一致。

5#合金 （含Mg+Ag） 的時(shí)效硬化曲線及不同時(shí)間時(shí)效后典型截面腐蝕形貌見(jiàn)圖5。5#合金在時(shí)效12 h后到達(dá)峰時(shí)效，并有較快的時(shí)效響應(yīng)速率。晶間腐蝕形態(tài)表現(xiàn)為：時(shí)效0.5 h （對(duì)應(yīng)時(shí)效初期），出現(xiàn)全面晶間腐蝕 （圖5b）；時(shí)效4 h （欠時(shí)效），合金表面仍然表現(xiàn)為全面晶間腐蝕，但晶間腐蝕面積有所減小 （圖5c）；時(shí)效延長(zhǎng)至28 h,合金表面以坑蝕為主，且蝕坑邊緣伴隨晶間腐蝕特征 （圖5d）。時(shí)效時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)至36 h甚至120 h,合金表面重新表現(xiàn)為局部晶間腐蝕 （圖5e） 和全面晶間腐蝕 （圖5f）。

4種微合金化Al-Cu-Li系鋁鋰合金的腐蝕類型、晶間腐蝕平均深度、晶間腐蝕最深深度、坑蝕平均深度，坑蝕最深深度統(tǒng)計(jì)結(jié)果見(jiàn)表2和3。總的來(lái)說(shuō)，這4種Mg、Ag、Zn微合金化Al-Cu-Li系鋁鋰合金大體表現(xiàn)出兩種基本的晶間腐蝕形態(tài)特征。含Zn、Mg和Zn+Mg的3種微合金化Al-Cu-Li系鋁鋰合金的腐蝕形態(tài)進(jìn)程基本一致，表現(xiàn)出與時(shí)效制度進(jìn)程相關(guān)的晶間腐蝕形態(tài)發(fā)展過(guò)程。其晶間腐蝕形態(tài)進(jìn)程為：局部晶間腐蝕、全面晶間腐蝕、坑蝕、坑蝕并伴隨微弱局部晶間腐蝕。其中，含Zn合金出現(xiàn)的坑蝕并伴隨微弱局部晶間腐蝕出現(xiàn)的時(shí)間范圍較其他兩者的短，可見(jiàn)其晶間腐蝕敏感性比其他兩種合金的較弱，表現(xiàn)略強(qiáng)的晶間腐蝕抗力，說(shuō)明單獨(dú)添加Zn可以提高合金的晶間腐蝕抗力，降低其晶間腐蝕敏感性。而與前3種合金腐蝕形貌特征明顯不同的是，含有Mg+Ag微合金化的Al-Cu-Li系鋁鋰合金的晶間腐蝕形態(tài)進(jìn)程為：全面晶間腐蝕、坑蝕且伴隨明顯的局部晶間腐蝕、全面晶間腐蝕。

圖6為3#,4#和5#合金在T6峰時(shí)效 （28 h） 狀態(tài)下的晶內(nèi)和晶界微觀組織。只含有Mg的3#合金晶界有大尺寸的T1相不連續(xù)析出 （圖6a），晶內(nèi)有T1相和S‘相析出 （圖6b）。由圖6c和d可以看出，含有Mg+Zn的4#合金晶內(nèi)有大量細(xì)小彌散分布的T1相，并伴有少量的S’相；而在晶界處則有大量不連續(xù)的T1相分布。只含有Zn的2#合金的晶內(nèi)和晶界微觀組織照片與含有Mg+Zn的4#合金的微觀組織特征基本一致，在此不再贅述。含有Mg+Ag的5#合金晶內(nèi)有大量細(xì)小彌散分布的T1相，并伴有少量的S‘相 （圖6f），而在晶界處則有細(xì)小連續(xù)分布的T1相出現(xiàn) （圖6e）。

Al-Cu-Li系鋁鋰合金中析出相的種類和形態(tài)與合金中的Cu和Li含量 （Cu/Li比） 密切相關(guān)[8,9],本文中研究的Al-3.2Cu-1.2Li-xMg-yZn-zAg含量的鋁鋰合金中主要析出相為T(mén)1相，并存在少量S’相。根據(jù)已有文獻(xiàn)所做的Al-Cu-Li合金中各析出第二相的化學(xué)電位情況[8,10]可知，其中T1相的電位為-1.089 VSCE,相比于純Al電位 （-0.746 VSCE） 更負(fù)。T1相與無(wú)組織沉淀帶 （PFZ） 之間存有電位差，可以造成晶界連續(xù)析出T1相的優(yōu)先溶解，連續(xù)的T1相在晶界處陽(yáng)極溶解可降低晶間腐蝕抵抗力。而Al2Cu相比于具有純Al電位的PFZ較正 （-0.612 VSCE），在Al2Cu相和PFZ形成的腐蝕微電池中，PFZ將優(yōu)先溶解。

Mg+Ag同時(shí)添加改變合金時(shí)效析出過(guò)程，可以促進(jìn)晶內(nèi)和晶界的T1相細(xì)小均勻彌散析出，晶界出現(xiàn)的連續(xù)T1相可以影響晶界相與無(wú)組織沉淀帶之間的化學(xué)電位分布狀態(tài),而且筆者認(rèn)為Ag的加入也可以改變晶界分布T1相的化學(xué)組成進(jìn)而影響晶界腐蝕微電池中的陽(yáng)極溶解過(guò)程。此前開(kāi)展的關(guān)于加入合金元素影響晶界析出相的化學(xué)特征主要是針對(duì)Mg-Li-空位團(tuán)簇的，Ag取代部分Cu從而改變了T1相的化學(xué)組成，造成晶界含Cu中間相的晶體學(xué)特征和電位特征改變，從而改變其宏觀晶間腐蝕行為特征。晶界T1相的晶間腐蝕機(jī)理在于，T1 （Al2CuLi） 相中活潑的Li優(yōu)先溶解，造成Al2Cu與PFZ形成的晶界腐蝕微電池中PFZ電位較負(fù)發(fā)生優(yōu)先溶解，并形成連續(xù)較寬的腐蝕溶解通道，進(jìn)而導(dǎo)致晶間腐蝕行為的發(fā)生，這與文獻(xiàn)結(jié)果一致。然而關(guān)于上述同時(shí)添加Mg+Ag如何影響原子團(tuán)簇的形成以及晶界析出相分布與化學(xué)特征等一系列腐蝕機(jī)理問(wèn)題，有待于后續(xù)深入研究。

3 結(jié)論

（1） Mg,Zn,Ag微合金化的Al-Cu-Li系鋁鋰合金在T6時(shí)效態(tài)下晶間腐蝕行為表現(xiàn)有4種不同的腐蝕形態(tài)，包括全面晶間腐蝕、局部晶間腐蝕、坑蝕以及坑蝕并伴隨晶間腐蝕。

（2） Mg,Zn,Mg+Zn微合金化的Al-Cu-Li系鋁鋰合金隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)表現(xiàn)的晶間腐蝕變化趨勢(shì)一致，表現(xiàn)為：時(shí)效初期局部晶間腐蝕，欠時(shí)效階段發(fā)生全面晶間腐蝕，峰時(shí)效表現(xiàn)為坑蝕，過(guò)時(shí)效出現(xiàn)坑蝕并伴隨微量晶間腐蝕。其中，單獨(dú)添加Zn的Al-Cu-Li系鋁鋰合金的晶間腐蝕抗力比其他兩種合金的略大。

（3） Mg+Ag微合金化Al-Cu-Li系鋁鋰合金表現(xiàn)出不同于其他3種合金的晶間腐蝕形態(tài)進(jìn)程，從時(shí)效開(kāi)始至過(guò)時(shí)效一直表現(xiàn)局部晶間腐蝕或全面晶間腐蝕，并在峰時(shí)效時(shí)出現(xiàn)坑蝕并伴隨晶間腐蝕現(xiàn)象。

（4） Mg+Ag微合金化Al-Cu-Li系鋁鋰合金出現(xiàn)的不同的晶間腐蝕形態(tài)機(jī)理在于，Mg+Ag同時(shí)添加改變合金時(shí)效析出過(guò)程，可以促進(jìn)晶內(nèi)和晶界的T1相析出，晶界析出的連續(xù)T1相與臨近晶界的組織沉淀帶PFZ存有較大電位差造成陽(yáng)極溶解；Ag能夠影響晶界連續(xù)T1相電化學(xué)特征，造成晶間腐蝕出現(xiàn)的時(shí)效時(shí)間點(diǎn)范圍變寬。

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