摘要

研究了超聲噴丸對7075鋁合金棒材微觀組織結(jié)構(gòu)、顯微硬度、電化學(xué)腐蝕以及晶間腐蝕行為的影響。金相、XRD以及TEM等結(jié)果表明，采用超聲噴丸制備了表層晶粒尺寸約為78.2 nm的梯度納米結(jié)構(gòu)7075鋁合金，且合金表層時效析出強化相 (η和η′相) 回溶基體。顯微硬度結(jié)果表明，超聲噴丸處理后合金表層硬度提升了約20%。在0.1 mol/L Na2SO4+20 mmol/L NaCl溶液中的極化曲線結(jié)果表明，合金在超聲噴丸處理后點蝕電位正移，說明合金耐點蝕萌生能力增強。在3.5%NaCl溶液中的極化曲線與電化學(xué)阻抗譜結(jié)果表明，7075鋁合金棒材在超聲噴丸處理后腐蝕速率加快，且腐蝕速率在深度方向上呈遞減趨勢。晶間腐蝕浸泡實驗表明7075鋁合金在超聲噴丸處理后耐晶間腐蝕能力降低。最后，討論了超聲噴丸7075鋁合金棒材的表層強化機制與腐蝕機理。

關(guān)鍵詞： 7075鋁合金棒材 ; 表面納米化 ; 顯微硬度 ; 腐蝕行為

7000系鋁合金 (Al-Zn-Mg-Cu系) 具有低密度、高強度、高韌性等特點[1]，在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用廣泛。然而，由于其元素組成以及特定的微觀組織結(jié)構(gòu)特征，7000系合金容易發(fā)生點蝕、晶間腐蝕 (IGC) 和應(yīng)力腐蝕開裂 (SCC) 等局部腐蝕[2]。通過合金化與調(diào)整熱處理和時效制度，可以改善7000系鋁合金的耐局部腐蝕性能。譬如，峰時效處理后，鋁合金晶內(nèi)存在大量彌散分布的η′相，這使得材料具有較高的強度，但是晶界上連續(xù)分布的η相會使材料的耐局部腐蝕性能變差，導(dǎo)致腐蝕沿晶間擴展。雙級過時效工藝可以改變晶間η相的分布狀態(tài)，使η相在晶間粗大斷續(xù)分布，顯著增強了鋁合金的耐腐蝕能力，但以強度損失10%~15%為代價[3~5]。提高Zn和Mg含量可進一步提升7000系鋁合金強度，但同樣以犧牲耐蝕性能為代價。由此可見，強度與耐蝕性能之間的倒置關(guān)系在7000系合金中普遍存在。

解決鋁合金強度與耐蝕性能倒置關(guān)系的一個思路是創(chuàng)新材料設(shè)計方法。合金化和熱處理等傳統(tǒng)方法制備的材料是一個均勻的塊體，然而自然界中廣泛存在的材料往往不是均勻的，而是具有梯度結(jié)構(gòu)。經(jīng)過幾百萬年甚至上億年的進化，生物材料往往表現(xiàn)出多方面的優(yōu)異性能，如強度和韌性的“完美”結(jié)合等。僅從材料科學(xué)的角度講，生物材料實現(xiàn)人造材料無法達到的優(yōu)異性能的原因之一是其多維結(jié)構(gòu)的梯度化。螳螂蝦的錘節(jié)以及蜘蛛的爪牙等是生物材料利用梯度結(jié)構(gòu)獲取優(yōu)異性能的典型例子[6~8]。受自然界生物材料梯度化的啟發(fā)，研究人員在結(jié)構(gòu)材料的梯度化領(lǐng)域已經(jīng)做了不少有益的嘗試，如氣相沉積[9]、自蔓延[10]、高溫注入[11]、離子束摻雜[12]、表面滲氮[13]、增材制造[14]等技術(shù)已經(jīng)被用以制備梯度結(jié)構(gòu)材料。一些表面劇烈塑性變形技術(shù)如噴丸處理[15, 16]、超聲噴丸處理[17]、滑動摩擦處理[18, 19]等表面處理技術(shù)可以將合金表層晶粒納米化，而合金芯部組織結(jié)構(gòu)不發(fā)生變化，從而獲得從芯部到表層組織不斷變化的納米梯度結(jié)構(gòu)材料[20]。人們已經(jīng)利用多種表面機械處理技術(shù)提高鋁合金的性能。通過表面機械處理技術(shù)在鋁合金表面形成的表層納米組織跟鋁合金基體沒有明顯的界面分層，與傳統(tǒng)的表面沉積技術(shù)相比更加穩(wěn)定。表面機械處理技術(shù)在提升合金強度的同時，基體粗晶組織的存在還使其仍保留了良好的塑性，且合金的使用壽命可得到大幅度提升。Pandey等[21]研究了超聲噴丸處理對7075鋁合金腐蝕行為的影響。研究發(fā)現(xiàn)超聲噴丸處理過的樣品具有比未處理樣更高的腐蝕電位和更低的電流密度，耐腐蝕性能的提升得益于超聲噴丸處理后粗大析出相的細化、表層區(qū)域殘余應(yīng)力的引入以及表面更加致密均勻的鈍化膜形成。遺憾的是，Pandey等[21]的研究中沒有涉及7075鋁合金的晶間腐蝕行為。相比于電化學(xué)腐蝕信息，晶間腐蝕性能對7000系鋁合金更為關(guān)鍵，這是因為航空鋁合金的應(yīng)力腐蝕開裂行為往往與晶間腐蝕密切相關(guān)。Huo等[18]研究了經(jīng)滑動摩擦處理 (SFT) 的7075鋁合金，發(fā)現(xiàn)其機械強度和耐晶間腐蝕能力都有所提升，機械強度增加的原因主要是晶粒細化，耐晶間腐蝕能力的提升得益于SFT造成的晶粒細化以及晶界析出相和無沉淀析出帶的消失。本課題組[22]研究了超聲噴丸沖擊能量對7150鋁合金腐蝕行為的影響，結(jié)果表明超聲噴丸對7150鋁合金的局部腐蝕行為具有雙重作用：當(dāng)沖擊能量足夠高時，7150的局部腐蝕被完全抑制；而當(dāng)沖擊能量較低時，7150鋁合金的耐局部腐蝕的能力并沒有增強，晶間腐蝕擴展反而被梯度納米結(jié)構(gòu)加速。Bao等[23]研究了二次噴丸處理對7075鋁合金腐蝕行為的影響，二次噴丸處理后7075鋁合金的局部腐蝕坑數(shù)量和深度都有所減少，耐局部腐蝕能力增強，裂紋擴展被有效抑制，耐應(yīng)力腐蝕性能增強。這是因為經(jīng)二次噴丸處理的7075鋁合金表面粗糙度有所下降，且具有更高的殘余應(yīng)力。

本文以國產(chǎn)7075鋁合金棒材為研究對象，探究了超聲噴丸處理對7075鋁合金顯微組織和硬度的影響，同時結(jié)合其晶間腐蝕行為以及不同深度的電化學(xué)腐蝕信息，討論了超聲噴丸處理對7075鋁合金棒材的強化機制與腐蝕機理。

1 實驗方法

實驗材料為7075-T6鋁合金棒材 (恒瑞鋁業(yè))，其成分 (質(zhì)量分數(shù)，%) 為：Zn 5.5，Mg 2.3，Cu 1.9，Si 0.4，F(xiàn)e 0.5，Mn 0.3，Cr 0.2，Zr 0.2，其他0.15，Al余量。采用線切割機加工成直徑30 mm、厚度5 mm的圓形樣品，之后依次用400#、600#、1000#、1500#的砂紙進行打磨，最后超聲清洗。超聲噴丸裝置示意圖如圖1所示，對所得樣品在不銹鋼制圓柱形腔室進行超聲噴丸處理。所用噴丸材質(zhì)為304不銹鋼，振子以20 kHz的頻率振動，帶動噴丸高速撞擊樣品，使樣品表面產(chǎn)生劇烈的塑性變形。超聲噴丸處理的能量會影響樣品塑性變形層的厚度，而沖擊的能量又主要受噴丸直徑、沖擊距離、超聲振幅和沖擊時間的影響。本研究中選用噴丸直徑為3 mm，超聲振幅為60 μm，沖擊時間是8 min。選取不同的沖擊距離 (15、25、40和60 mm) 探究了沖擊能量對7075鋁合金硬化層厚度的影響，并將沖擊距離為15 mm的高能噴丸樣用于后續(xù)電化學(xué)腐蝕和晶間腐蝕測試。

圖 1   超聲噴丸處理裝置示意圖

將噴丸處理后的樣品進行切割，使用環(huán)氧樹脂封裝，并露出樣品截面，依次用400#、600#、1000#、1500#、2000#的砂紙進行打磨，0.5 μm Al2O3拋光，超聲清洗備用。采用凱勒試劑 (0.5% HF+l.5% HCl+2.5% HNO3+95.5% H2O) 侵蝕以在Axiolab5型光學(xué)顯微鏡下觀察其金相組織。利用CuKα 輻射的TD-3500型X射線衍射儀 (XRD) 以2.4°/min的2θ掃描速率獲得樣品的XRD結(jié)果，對比噴丸前后樣品表層相組成的變化。采用聚焦離子束-電子束雙束系統(tǒng) (FEI Scios) 制備厚度小于200 nm的薄膜，采用透射電子顯微鏡 (TEM, JEM-3200FS) 和選區(qū)電子衍射 (SAED) 技術(shù)分別獲取表層納米晶的形貌與衍射信息。

選用HM101顯微硬度儀測試距噴丸面不同深度的硬度值。每個深度處選取5個位置測量硬度并求平均值，為避免應(yīng)變強化的影響，不同點位間的距離超過壓痕對角線距離的5倍，所用載荷為20 g，加載時間為10 s。

選用CHI 660電化學(xué)工作站測試樣品在室溫下的開路電位-時間曲線 (OCP)、電化學(xué)阻抗譜 (EIS) 和極化曲線。將電化學(xué)工作站連接到三電極體系，工作電極為7075鋁合金試樣，對電極為Pt片，參比電極是Ag/AgCl電極，工作電極接觸到電解質(zhì)溶液的面積是1 cm2。根據(jù)需要，采用千分尺輔助打磨7075鋁合金噴丸樣品至一定厚度，最終以Al2O3鏡面拋光收尾，研究噴丸樣不同深度區(qū)域的電化學(xué)腐蝕行為。分別采用0.1 mol/L Na2SO4+20 mmol/L NaCl溶液 (為了得到明顯的點蝕電位) 以及3.5% NaCl溶液為電化學(xué)腐蝕測試溶液。靜置20 min等待體系穩(wěn)定，然后進行開路電位-時間曲線測試，測試時間為1200 s。待OCP穩(wěn)定后，進行EIS測試，選用頻率范圍為105~1 Hz，施加的電位擾動為±5 mV。使用ZView軟件對EIS結(jié)果進行擬合。隨后，進行極化曲線測試，掃描速率為0.3 mV/s。所有的電化學(xué)測試均在Faraday電籠中進行。

根據(jù)ASTM G110-92標準，在57 g/L NaCl+10 mL/L HCl (37%) 溶液中進行晶間腐蝕測試。室溫下，將樣品浸入溶液中分別浸泡6 h，之后用凱勒試劑侵蝕樣品截面，以觀察噴丸面和未處理面的晶間腐蝕形貌差異。

2 實驗結(jié)果

2.1 金相組織

圖2為不同沖擊距離超聲噴丸處理后的7075鋁合金截面金相，其基體部分為拉長的纖維狀晶粒，晶粒的平均寬度約為33.1 μm，其統(tǒng)計結(jié)果如圖3所示。當(dāng)沖擊距離為40 mm (圖2a和圖d) 時，表層變形層厚度較小，晶粒的尺寸和排布方向未有明顯的變化。隨著沖擊距離的減少，噴丸沖擊能量增強，從圖中可以看到，當(dāng)沖擊距離為25 mm (圖2b和圖e) 和15 mm (圖2c和f) 時，合金表層形成了梯度結(jié)構(gòu)，晶粒細化層厚度約為500 μm。當(dāng)接近噴丸表面時，晶粒尺寸逐漸減小，且排布方向發(fā)生改變，由基體部分的纖維狀逐漸向近表層的等軸晶隨機排列轉(zhuǎn)變。

圖2   不同沖擊距離的超聲噴丸7075鋁合金截面金相圖片

圖3   7075鋁合金棒材的平均晶粒尺寸

2.2 XRD

圖4給出了7075鋁合金在超聲噴丸處理前后的XRD結(jié)果。為了研究噴丸樣在不同深度處的相組成變化，對沖擊距離為15 mm的7075鋁合金噴丸樣分別打磨0、50、100、200、300和400 μm深度，然后進行XRD測試。可以看出，7075鋁合金未處理樣XRD結(jié)果顯示出明顯的棒材擇優(yōu)取向面(111)，且未有(220)面和(311)面的峰出現(xiàn)。噴丸處理后的樣品表面XRD結(jié)果與鋁的計算結(jié)果接近，原因是超聲噴丸處理后表層的粗大纖維狀晶粒破碎并細化為納米等軸晶。另外，若未處理樣中的粗大析出相細化至尺寸過小，或是其回溶進基體，距噴丸表面越近時，代表η相和η′相(MgZn2)的衍射峰強度會逐漸降低，直至消失，如圖4b。結(jié)合圖5 TEM結(jié)果，未在表層觀察到破碎后彌散分布的細小析出相，這表明在超聲噴丸處理后，7075鋁合金表層的時效析出強化相出現(xiàn)了回溶。

圖4   7075鋁合金棒材在超聲噴丸處理前后的XRD

圖5   超聲噴丸處理后7075鋁合金棒材表層約5 μm處的TEM結(jié)果

2.3 TEM

利用透射電子顯微鏡對噴丸處理后7075鋁合金的表層納米晶進行了表征。圖5是沖擊距離15 mm噴丸樣在距表面約5 μm處的TEM明場像以及對應(yīng)的選區(qū)電子衍射結(jié)果。從圖5a中TEM明場像可以看到，經(jīng)超聲噴丸處理后，合金表面形成了納米級別的等軸晶，未有尺寸較小的破碎析出相出現(xiàn)。統(tǒng)計得平均晶粒尺寸約為78.2 nm，如圖5c所示。圖5b中所示的明銳環(huán)狀選區(qū)衍射花樣也說明了納米多晶體的形成，選區(qū)衍射的區(qū)域是圖5a范圍內(nèi)的最大圓形部分。

2.4 硬度測試

圖6顯示了超聲噴丸處理后7075鋁合金的顯微硬度在深度方向上的變化趨勢。該試樣的沖擊距離為15 mm，最表層的顯微硬度值約為203 HV，且隨著深度的增加硬度逐漸降低。在深度約為1200 μm處，硬度降至168 HV左右，即7075鋁合金基體的硬度。因此，該噴丸試樣的表層硬化深度約為1200 μm。7075鋁合金表層的噴丸強化機制將在討論部分進行探討。

圖6   超聲噴丸處理后7075鋁合金棒材的硬度-深度曲線

2.5 電化學(xué)腐蝕測試

對7075鋁合金棒材未處理樣、沖擊距離40與15 mm的噴丸樣進行開路電位與極化曲線測試，結(jié)果如圖7所示。為了獲得明顯的點蝕電位，采用0.1 mol/L Na2SO4+20 mmol/L NaCl溶液為腐蝕電介質(zhì)[24, 25]。隨著沖擊距離的減少，沖擊能量增加，7075鋁合金的開路電位先正移后負移，同時自腐蝕電位變化趨勢跟開路電位也相符合，這主要與超聲噴丸處理引起的表層元素偏析有關(guān)[26]。相比于未處理樣，噴丸樣的點蝕電位都變得更正，說明7075鋁合金耐點蝕誘發(fā)的能力得到了增強。然而，7075鋁合金棒材在超聲噴丸處理后的自腐蝕電流密度增大至未處理樣的4倍以上，這是由于超聲噴丸過程中不可避免地引入了外來雜質(zhì)的緣故[27]。作者所在課題組在前期研究中確定外來雜質(zhì)主要是非晶態(tài)的富含鐵氧的混合物[28]，且隨著噴丸能量的提升，在樣品表層引入的雜質(zhì)含量越多。由表1可見，沖擊距離為40 mm的7075鋁合金噴丸樣能量較小，引入的雜質(zhì)較少，故相比于沖擊距離為15 mm的噴丸樣 (-0.42 VAg/AgCl)，其點蝕電位更正 (-0.35 VAg/AgCl)。

圖7   未處理樣和不同沖擊距離7075鋁合金噴丸樣在0.1 mol/L Na2SO4+20 mmol/L NaCl溶液中的開路電位-時間曲線與極化曲線

表1   未處理樣和不同沖擊距離7075鋁合金噴丸樣的極化曲線參數(shù)

為進一步研究外來污染以及表層組織改變對7075鋁合金電化學(xué)腐蝕性能的影響，將超聲噴丸處理樣品從表面打磨至不同的深度 (0、50、100 μm)，再分別進行開路電位、極化曲線以及EIS測試，腐蝕測試溶液為室溫下的3.5% NaCl溶液。測得的開路電位-時間曲線和極化曲線如圖8所示。與未處理區(qū)域相比，噴丸樣表面具有更負的開路電位，隨著更接近基體部分，開路電位逐漸正移。此外，從極化曲線中得到的自腐蝕電位的趨勢與開路電位的趨勢較為吻合。因此，若在噴丸處理后的表面出現(xiàn)了局部腐蝕，表層與次表層/基體之間會產(chǎn)生電偶作用，噴丸樣的表面充當(dāng)陽極，對合金基體提供陽極保護。從表2結(jié)果可知，相比于噴丸樣表面 (1.6×10-7 A·cm-2)，拋光去除50 和100 μm表層的樣品的腐蝕速率均出現(xiàn)大幅度下降，這充分說明了外來雜質(zhì)污染對噴丸樣腐蝕行為的影響。相比于拋光去除50和100 μm表層的噴丸樣品，7075未處理樣的自腐蝕電流密度最小，這證明噴丸引起的組織變化加速了7075鋁合金棒材在3.5% NaCl溶液中的腐蝕。

圖8   7075鋁合金未處理樣和噴丸樣在3.5%NaCl溶液中的開路電位-時間曲線和極化曲線

表2   7075鋁合金棒材未處理樣和噴丸樣在3.5%NaCl溶液中極化曲線的參數(shù)

圖9給出了EIS測試結(jié)果，其中圖9a為Nyquist圖，圖9b和c為Bode圖。圖9d為EIS擬合所用的等效電路，其中，Rs為溶液電阻，CPE1為鈍化膜對應(yīng)的常相位角元件，Rpit為點蝕坑電阻，CPEpit為點蝕坑對應(yīng)的常相位角元件，Rct為電荷轉(zhuǎn)移電阻。采用上述等效電路擬合的EIS結(jié)果由表3給出。結(jié)果表明，噴丸處理后Rct數(shù)值減少，說明合金腐蝕速率升高，與極化曲線測得的自腐蝕電流密度變化趨勢對應(yīng)。此外，相比于噴丸樣表面，打磨掉50 或100 μm后的樣品的Rct數(shù)值增加，且隨著深度的增加，Rct逐漸接近未處理樣的對應(yīng)數(shù)值。

圖9   7075鋁合金未處理樣和噴丸樣在3.5%NaCl溶液中的EIS結(jié)果

表3   圖9中EIS的擬合結(jié)果

2.6 晶間腐蝕測試

晶間腐蝕測試后7075鋁合金的截面腐蝕形貌如圖10所示。在浸泡6 h后的未處理樣 (圖10a) 和噴丸樣 (圖10b) 中都觀察到了劇烈的晶間腐蝕，且噴丸樣的晶間腐蝕深度更深，從264 μm增加到292 μm。需要說明的是，6 h浸泡后合金的晶間腐蝕過于嚴重，表層已經(jīng)形成了輕微的剝落腐蝕。為了更清楚地揭示噴丸處理對7075耐晶間腐蝕能力的影響，增加了浸泡2 h的實驗組，此時樣品表面都已有晶間腐蝕出現(xiàn)，但未形成剝落腐蝕，如圖10b和d所示。可見，浸泡2 h后，噴丸樣的平均晶間腐蝕深度為256 μm，而未處理樣的平均晶間腐蝕深度為191 μm，且出現(xiàn)晶間腐蝕的區(qū)域面積更少。圖10所示的結(jié)果充分說明，經(jīng)超聲噴丸處理之后，7075鋁合金棒材的耐晶間腐蝕能力降低。

圖10   7075鋁合金在晶間腐蝕測試后的截面光鏡形貌

3 討論

3.1 表層強化機制

經(jīng)超聲噴丸處理后，7075鋁合金棒材引入了多重強化機制，如細晶強化、加工硬化等，并在幾種機制的協(xié)同影響下才最終決定了材料的強度。晶粒細化后的合金強度遵從Hall-Petch關(guān)系：

(1)

式中，σ為材料的強度，d為晶粒的尺寸，σ0為與材料相關(guān)的強度常數(shù)，k為常數(shù)，在超聲噴丸處理后，表層區(qū)域的微米級晶粒破碎、細化，變?yōu)榧{米等軸晶，即d減小，從而提高材料的強度。同時，噴丸處理在表層區(qū)域引入了高密度的位錯缺陷，起到了加工硬化的作用。

眾所周知，常規(guī)7075鋁合金的高強度主要來源于時效析出強化效應(yīng)。然而，XRD結(jié)果顯示，噴丸處理過程中7075鋁合金的強化析出相出現(xiàn)了回溶。超聲噴丸處理后析出相的溶解可歸因于Gibbs-Thomson效應(yīng)[29]：

(2)

如 公式2所示，在一個溶質(zhì)微粒A溶解到基體B中的過程中，γ是兩者間的界面能，Vm是溶質(zhì)B的摩爾體積，r是溶質(zhì)微粒B的半徑。當(dāng)溶質(zhì)微粒附近的基體具有高密度的各種缺陷時，如晶界、空位和位錯，γ增加，從而ΔGγ 升高，根據(jù)摩爾自由能-組分關(guān)系圖，B在A中的溶解度會增加。超聲噴丸處理后，由于表層變?yōu)榧{米晶，晶界增多，且位錯密度增加，故析出相更傾向于回溶到鋁基體中。原本存在的時效析出強化相的回溶對7075鋁合金棒材來講是一個軟化因素，因此超聲噴丸7075鋁合金的表層硬度是細晶強化、加工硬化與析出相回溶軟化效應(yīng)互相競爭的結(jié)果。為了進一步提升超聲噴丸處理對7075鋁合金棒材的表層強化作用，可以考慮采用后續(xù)熱處理的辦法讓時效析出相重新析出，且在重新析出的同時不會引起納米晶的長大以及位錯的回復(fù)。

3.2 腐蝕機理

超聲噴丸處理后，7075鋁合金抵抗點蝕萌生的能力增強，但極化曲線和EIS結(jié)果卻顯示出了腐蝕速率的增加。這可能是由于表面污染層的存在提升了噴丸樣的腐蝕速率[28, 29]。已有研究表明，在超聲噴丸處理過程會在材料表面引入其他雜質(zhì)元素。我們課題組[27]發(fā)現(xiàn)，經(jīng)超聲噴丸處理之后的7150鋁合金表面出現(xiàn)一層富含F(xiàn)e和O的污染層，這些污染主要來自噴丸以及噴丸室內(nèi)壁。由于污染層與鋁基體之間的電偶作用，相對于未處理樣，噴丸樣的腐蝕速率增加。此外，對噴丸進行后續(xù)打磨拋光去除污染層，其電化學(xué)測試結(jié)果表明，當(dāng)剔除污染層的干擾后，噴丸引起的組織改變并未降低7075鋁合金棒材的電化學(xué)腐蝕速率。

IGC實驗表明，超聲噴丸處理后7075鋁合金耐晶間腐蝕能力下降。這一結(jié)果與文獻中超聲噴丸7150[30]和7075鋁合金[31]的結(jié)果不一致。本課題組[22]研究表明，超聲噴丸處理造成的表層晶粒細化對于晶間腐蝕有雙重作用：對于未處理樣，其晶粒呈纖維狀，被腐蝕后會出現(xiàn)較大直徑的點蝕坑，噴丸處理后，由于表層納米等軸晶的存在，其點蝕發(fā)生時間會比未處理樣更慢，但是由于其點蝕坑直徑更小，因此腐蝕產(chǎn)物容易堆積在腐蝕坑處，使得點蝕坑更加閉塞，一旦形成局部腐蝕，其擴展速率反而會被梯度納米結(jié)構(gòu)加速。超聲噴丸處理時的能量會影響晶間腐蝕能力[22]，高能噴丸處理可以全面抑制合金晶間腐蝕，而低能噴丸樣的晶間腐蝕反而進一步加劇，會發(fā)展成為更深的針狀點蝕坑。因此，超聲噴丸處理后的7075鋁合金耐晶間腐蝕能力下降可能是由于： (1) 超聲噴丸處理所用能量不夠。由于“雙刃劍”作用的存在，噴丸能量較低時7075鋁合金晶間腐蝕能力較弱，所以在使用超聲噴丸處理調(diào)控7075鋁合金的耐晶間腐蝕能力時，要注意選取合適的噴丸處理參數(shù)。(2) 超聲噴丸處理過程中7075鋁合金微觀組織結(jié)構(gòu)的改變不同于其他鋁合金，未起到改善耐晶間腐蝕能力的作用。由于成分的不同，噴丸處理后晶內(nèi)或晶界析出相以及晶界無沉淀析出帶的行為也會有差異[32]，若表層細晶層的晶界析出相以及晶界無沉淀析出帶未有明顯減少，噴丸處理將無法起到改善耐晶間腐蝕能力的作用。

4 結(jié)論

(1) 通過超聲噴丸處理技術(shù)，在7075鋁合金棒材粗晶樣品上成功制備了表層晶粒尺寸約為78.2 nm的梯度納米結(jié)構(gòu)，且超聲噴丸處理后，原本存在的時效析出強化相 (η和η′相) 回溶到鋁基體中。

(2) 超聲噴丸處理后，7075鋁合金棒材的表層硬度由168 HV增加至203 HV，提升了約20%。表層硬度改變是細晶強化、加工硬化與析出相回溶軟化效應(yīng)互相競爭的結(jié)果。

(3) 超聲噴丸處理后7075鋁合金棒材的耐點蝕萌生能力增強，但其腐蝕速率增加，耐晶間腐蝕能力減弱。

參考文獻

1 Yuan J, Pan S H, Zheng T Q, et al. Nanoparticle promoted solution treatment by reducing segregation in AA7034 [J]. Mater. Sci. Eng., 2021, 822A: 141691

2 Sun Q Q, Han Q Y, Wang S, et al. Microstructure, corrosion behaviour and thermal stability of AA 7150 after ultrasonic shot peening [J]. Surf. Coat. Technol., 2020, 398: 126127

doi: 10.1016/j.surfcoat.2020.126127

3 Yang W C, Ji S X, Zhang Q, et al. Investigation of mechanical and corrosion properties of an Al-Zn-Mg-Cu alloy under various ageing conditions and interface analysis of η′ precipitate [J]. Mater. Des., 2015, 85: 752

doi: 10.1016/j.matdes.2015.06.183

4 Knight S P, Birbilis N, Muddle B C, et al. Correlations between intergranular stress corrosion cracking, grain-boundary microchemistry, and grain-boundary electrochemistry for Al-Zn-Mg-Cu alloys [J]. Corros. Sci., 2010, 52: 4073

doi: 10.1016/j.corsci.2010.08.024

5 Chen S Y, Chen K H, Peng G S, et al. Effect of heat treatment on strength, exfoliation corrosion and electrochemical behavior of 7085 aluminum alloy [J]. Mater. Des., 2012, 35: 93

doi: 10.1016/j.matdes.2011.09.033

6 Amini S, Masic A, Bertinetti L, et al. Textured fluorapatite bonded to calcium sulphate strengthen stomatopod raptorial appendages [J]. Nat. Commun., 2014, 5: 3187

doi: 10.1038/ncomms4187 pmid: 24476684

7 Weaver J C, Milliron G W, Miserez A, et al. The stomatopod dactyl club: a formidable damage-tolerant biological hammer [J]. Science, 2012, 336: 1275

doi: 10.1126/science.1218764 pmid: 22679090

8 Liu Z Q, Meyers M A, Zhang Z F, et al. Functional gradients and heterogeneities in biological materials: Design principles, functions, and bioinspired applications [J]. Prog. Mater Sci., 2017, 88: 467

doi: 10.1016/j.pmatsci.2017.04.013

9 Dobrzański L A, Lukaszkowicz K, Paku?a D, et al. Corrosion resistance of multilayer and gradient coatings deposited by PVD and CVD techniques [J]. Arch. Mater. Sci. Eng., 2007, 28: 12

10 Sun D C, Ke L M, Xing L, et al. Self-propagating high-temperature synthesis of gradient transitional layer between ceramics and metal [J]. Trans. China Weld. Inst., 2000, 21(3): 44

10 孫德超, 柯黎明, 邢 麗 等. 陶瓷與多種梯度過渡層的自蔓延高溫合成 [J]. 焊接學(xué)報, 2000, 21(3): 44

11 Pender D C, Padture N P, Giannakopoulos A E, et al. Gradients in elastic modulus for improved contact-damage resistance. Part I: The silicon nitride-oxynitride glass system [J]. Acta Mater., 2001, 49: 3255

doi: 10.1016/S1359-6454(01)00200-2

12 Colli A, Fasoli A, Ronning C, et al. Ion beam doping of silicon nanowires [J]. Nano Lett., 2008, 8: 2188

doi: 10.1021/nl080610d pmid: 18576693

13 Tong W P, Tao N R, Wang Z B, et al. Nitriding iron at lower temperatures [J]. Science, 2003, 299: 686

pmid: 12560546

14 Studart A R. Additive manufacturing of biologically-inspired materials [J]. Chem. Soc. Rev., 2016, 45: 359

doi: 10.1039/c5cs00836k pmid: 26750617

15 Ye Z Y, Liu D X, Li C Y, et al. Effect of shot peening and plasma electrolytic oxidation on the intergranular corrosion behavior of 7A85 aluminum alloy [J]. Acta Metall. Sin. (Engl. Lett.), 2014, 27: 705

doi: 10.1007/s40195-014-0104-9

16 Bagheri S, Guagliano M. Review of shot peening processes to obtain nanocrystalline surfaces in metal alloys [J]. Surf. Eng., 2009, 25: 3

doi: 10.1179/026708408X334087

17 Rakita M, Wang M, Han Q Y, et al. Ultrasonic shot peening [J]. Int. J. Comput. Mater. Sci. Surf. Eng., 2013, 5: 189

18 Huo W T, Hu J J, Cao H H, et al. Simultaneously enhanced mechanical strength and inter-granular corrosion resistance in high strength 7075 Al alloy [J]. J. Alloy. Compd., 2019, 781: 680

doi: 10.1016/j.jallcom.2018.12.024

19 Greiner C, Liu Z L, Schneider R, et al. The origin of surface microstructure evolution in sliding friction [J]. Scr. Mater., 2018, 153: 63

doi: 10.1016/j.scriptamat.2018.04.048

20 Lu K. Gradient nanostructured materials [J]. Acta Metall. Sin., 2015, 51: 1

doi: 10.11900/0412.1961.2014.00395

20 盧 柯. 梯度納米結(jié)構(gòu)材料 [J]. 金屬學(xué)報, 2015, 51: 1

21 Pandey V, Singh J K, Chattopadhyay K, et al. Influence of ultrasonic shot peening on corrosion behavior of 7075 aluminum alloy [J]. J. Alloy. Compd., 2017, 723: 826

doi: 10.1016/j.jallcom.2017.06.310

22 Sun Q Q, Han Q Y, Xu R, et al. Localized corrosion behaviour of AA7150 after ultrasonic shot peening: Corrosion depth vs. impact energy [J]. Corros. Sci., 2018, 130: 218

doi: 10.1016/j.corsci.2017.11.008

23 Bao L, Li K, Zheng J Y, et al. Surface characteristics and stress corrosion behavior of AA 7075-T6 aluminum alloys after different shot peening processes [J]. Surf. Coat. Technol., 2022, 440: 128481

doi: 10.1016/j.surfcoat.2022.128481

24 Sun Q Q, Zhou W H, Xie Y H, et al. Effect of trace chloride and temperature on electrochemical corrosion behavior of 7150-T76 Al alloy [J]. J. Chin. Soc. Corros. Prot., 2016, 36: 121

24 孫擎擎, 周文輝, 謝躍煌 等. 微量Cl-和溫度對7150-T76鋁合金電化學(xué)腐蝕性能的影響 [J]. 中國腐蝕與防護學(xué)報, 2016, 36: 121

doi: 10.11902/1005.4537.2015.051

25 Sun Q Q, Chen Q Y, Chen K H. Link between pitting potentials and stress cracking corrosion susceptibility of 7150 Al Alloy with Different Ageing Processes [J]. Chin. J. Nonferrous Met., 2016, 26: 1400

25 孫擎擎, 陳啟元, 陳康華. 不同熱處理7150鋁合金的點蝕電位與應(yīng)力腐蝕敏感性 [J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2016, 26: 1400

26 Sun Q Q, Xu R, Han Q Y, et al. Long distance chemical gradient induced by surface nanocrystallization [J]. Appl. Mater. Today, 2019, 14: 137

doi: 10.1016/j.apmt.2018.12.002

27 Sun Q Q, Han Q Y, Liu X T, et al. The effect of surface contamination on corrosion performance of ultrasonic shot peened 7150 Al alloy [J]. Surf. Coat. Technol., 2017, 328: 469

doi: 10.1016/j.surfcoat.2017.08.028

28 Lin B, Zhang J Y, Sun Q Q, et al. Microstructure, corrosion behavior and hydrogen evolution of USSP processed AZ31 magnesium alloy with a surface layer containing amorphous Fe-rich composite [J]. Int. J. Hydrogen Energy, 2021, 46: 10172

doi: 10.1016/j.ijhydene.2020.12.132

29 Perez M. Gibbs-Thomson effects in phase transformations [J]. Scr. Mater., 2005, 52: 709

doi: 10.1016/j.scriptamat.2004.12.026

30 Sun Q Q, Cao F H, Wang S. Nanoscale corrosion investigation of surface nanocrystallized 7150 Al alloy in 3.5 wt% NaCl solution by using FIB-TEM techniques [J]. Corros. Sci., 2022, 195: 110021

doi: 10.1016/j.corsci.2021.110021

31 Beura V K, Karanth Y, Darling K, et al. Role of gradient nano-grained surface layer on corrosion behavior of aluminum 7075 alloy [J]. npj Mater. Degrad., 2022, 6: 62

doi: 10.1038/s41529-022-00271-z

32 Chao D Y, Sun Y Z, Liu X T, et. al . Effect of Zn/Mg ratio and aging temperature on precipitation behavior of Al-Zn-Mg-Cu aluminum alloy [J]. Mater. Rep., 2019, 33(suppl.2) : 398

32 晁代義, 孫有政, 劉曉滕 等. Zn/Mg比及時效溫度對Al-Zn-Mg-Cu系合金析出行為的影響 [J]. 材料導(dǎo)報, 2019, 33(): 398