孫忠志，王瑞陽，于 美，李松梅，王宗武，劉建華

(1.沈陽飛機設(shè)計研究所，遼寧沈陽 110035)

(2.北京航空航天大學材料科學與工程學院，北京 100191)

晶粒度對LY12鋁合金應(yīng)力腐蝕斷裂行為的影響

孫忠志1，王瑞陽2，于 美2，李松梅2，王宗武2，劉建華2

(1.沈陽飛機設(shè)計研究所，遼寧沈陽 110035)

(2.北京航空航天大學材料科學與工程學院，北京 100191)

于美

以恒載荷應(yīng)力腐蝕拉伸實驗，研究了具有粗晶層的LY12鋁合金在3.5%NaCl+0.5%H2O2溶液中的應(yīng)力腐蝕行為。采用交流阻抗技術(shù)(EIS)分別對具有粗晶層和去除粗晶層后的LY12鋁合金試樣進行了電化學測試，利用掃描電鏡(SEM)和三維立體顯微鏡，系統(tǒng)觀察分析了合金試樣的顯微組織和應(yīng)力腐蝕斷口形貌，分別計算了該合金試樣表層粗晶區(qū)和內(nèi)層細晶區(qū)各自的晶粒度。結(jié)果表明，LY12鋁合金表層粗晶區(qū)的晶粒度等級為5.88，內(nèi)層細晶區(qū)的晶粒度等級為12.71;粗晶區(qū)晶粒尺寸較大，對合金起到一定的保護作用，能夠顯著降低其應(yīng)力腐蝕敏感性;帶有粗晶層的LY12鋁合金試樣交流阻抗譜阻抗半徑為2 500 Ω，去除粗晶層后，試樣的阻抗半徑下降至2 000 Ω。具有粗晶層的LY12鋁合金在3.5%NaCl+0.5%H2O2溶液環(huán)境中耐應(yīng)力腐蝕性能更強。

LY12鋁合金;粗晶層;應(yīng)力腐蝕

1 前言

鋁合金憑借其高比強度，較好的耐蝕性能以及優(yōu)良的加工性能，在航空工業(yè)中具有重要的應(yīng)用［1］。Al-Cu-Mg系可熱處理強化的變形鋁合金，具有較好的綜合性能，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于飛機蒙皮、骨架、肋梁、隔框等高強度結(jié)構(gòu)件。這類合金使用溫度超過150℃時，必須采用人工時效提高耐熱性，同時改善耐應(yīng)力腐蝕性能。但是采用人工時效處理后，材料性能不穩(wěn)定，經(jīng)常發(fā)生拉伸性能、抗晶間腐蝕性能下降等情況［2－4］。

Al-Cu-Mg系鋁合金型材在成型工藝中受工藝條件的影響，晶體組織結(jié)構(gòu)不均勻，由于模子的約束外層的變形程度比內(nèi)層大，晶粒受到劇烈的剪切變形，晶格發(fā)生畸變，使再結(jié)晶溫度降低，在成形過程中表面再結(jié)晶形成粗晶層［5］。而內(nèi)部組織在擠壓時呈穩(wěn)定流動狀態(tài)，變形比較均勻，晶粒相對細小，結(jié)構(gòu)較致密。Joachim Wloka等人［6］在對高強Al-Zn-Cu-Mg合金的剝蝕行為研究中，發(fā)現(xiàn)合金表面覆蓋再結(jié)晶層的試樣耐蝕性優(yōu)于去除再結(jié)晶層的同類合金試樣，但具體的腐蝕發(fā)生過程及機理仍有待進一步研究。國內(nèi)也有學者注意到鋁合金加工成形時產(chǎn)生的晶粒組織形貌變化，以及不同厚度層的屈服強度等性能的差異［7－8］。

為深入研究鋁合金的耐蝕性能，我們已在熱處理制度、合金成分以及組織結(jié)構(gòu)對鋁合金腐蝕行為的影響方面做了大量的工作［9－11］。在此基礎(chǔ)上，本文分析了具有粗晶層的LY12鋁合金試樣表面顯微組織結(jié)構(gòu)，并對合金試樣進行了恒載荷拉伸應(yīng)力腐蝕實驗，研究了其應(yīng)力腐蝕行為，并著重分析了表面粗晶層對合金耐應(yīng)力腐蝕性能的影響。

2 實驗

實驗材料為具有較高強度和硬度的LY12鋁合金型材，其名義成分見表1。經(jīng)固溶處理+人工時效后，試樣的屈服強度(Rp0.2)為500 MPa。金相試樣選取L－S面，水磨砂紙打磨并拋光，用混合酸酸洗顯晶，利用OLYMPUS BX51M金相顯微鏡觀測試樣表面顯微組織。

應(yīng)力腐蝕實驗按照GB/T15970.4－2000采用恒載荷拉伸法進行。拉伸應(yīng)力腐蝕試樣如圖1所示，試樣實驗部分長度20 mm，寬度5 mm，厚度2.5 mm。采用3.5%NaCl(分析純)+0.5%H2O2(分析純)去離子水溶液作為腐蝕介質(zhì)，溶液溫度保持在35±1℃。共施加95%，90%，85%，80%，和75%Rp0.25個應(yīng)力水平的靜載荷，每個應(yīng)力水平下選取5個平行試樣。恒載荷拉伸試驗結(jié)束后，記錄每個試樣的斷裂時間，測量其斷后伸長量，并測量每個試樣去除腐蝕產(chǎn)物后的失重量;計算出5個應(yīng)力水平下斷裂時間、斷后伸長量和腐蝕質(zhì)量損失的平均值。隨后用JSM-5800，JEOL掃描電鏡對試樣進行斷口形貌分析，并用HiroxKH-3000VD三維立體顯微鏡系統(tǒng)觀察試樣腐蝕區(qū)域形貌。

腐蝕電化學試樣選用不同粒度的金相砂紙逐級打磨實驗面至2000號;然后用環(huán)氧樹脂塑封，并露出1 cm2的實驗面積;最后用丙酮、去離子水依次清洗裸露的試樣表面，吹干待用。腐蝕電化學測試使用PARC2273EG＆G電化學工作站進行，采用三電極體系:研究電極為面積為1 cm2的LY12鋁合金試樣，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極為Pt電極。參比電極與研究電極間用魯金毛細管連接。工作溫度為室溫。本實驗涉及的電極電位都是相對于飽和甘汞電極電位(ESCE)。

表1 LY12鋁合金的成分Table 1 The chemical composition of LY12 alloy

圖1 拉伸應(yīng)力腐蝕試樣圖Fig.1 Specimen of stress corrosion

3 結(jié)果與討論

3.1 組織形貌

LY12鋁合金試樣L-S面的金相顯微組織照片如圖2所示?？梢姾辖鹪嚇臃謱用黠@，上層粗晶厚度在0.4 mm左右，α相(Al基體)上彌散分布少量金屬間化合物質(zhì)點(圖2a)。比較放大后的粗晶層顯微組織形貌(圖2b)與合金試樣內(nèi)層組織形貌(圖2c)，可以發(fā)現(xiàn)，粗晶區(qū)晶粒明顯粗大，晶界數(shù)量少于內(nèi)層細晶區(qū)，第二相部分固溶于基體中;而內(nèi)層晶粒細小致密，并沿擠壓方向成行排列，細碎的金屬間相呈網(wǎng)狀分布。

利用截點法［12］分別計算表層粗晶區(qū)以及內(nèi)層細晶的晶粒度等級(G)。截點法公式如下:

式中:L表示所使用測量線段長度，單位為毫米(mm);M為觀測用放大倍數(shù);P是測量線段上的截點數(shù)。根據(jù)標準［12］，選擇單圓截點法，使用測量網(wǎng)格的圓周長L為250 mm，觀測放大倍數(shù)M為1 000×。經(jīng)三次測量得到粗晶區(qū)網(wǎng)格上的平均截點數(shù)P為6，內(nèi)層細晶區(qū)網(wǎng)格上的平均截點數(shù)P為64。分別代入晶粒度級別數(shù)計算公式，得到粗晶區(qū)晶粒度等級為5.88，細晶區(qū)晶粒度等級為12.71，兩者差值接近于8。這表明試樣表層粗晶區(qū)晶粒尺寸確實遠遠大于內(nèi)層晶粒的尺寸，同時單位面積的晶界數(shù)量明顯小于內(nèi)層，與圖2觀察到的結(jié)果一致。

3.2 應(yīng)力腐蝕行為

測得不同應(yīng)力水平下LY12鋁合金試樣的腐蝕質(zhì)量損失和斷裂時間曲線見圖3。隨加載應(yīng)力水平上升，LY12鋁合金型材試樣腐蝕質(zhì)量損失少，斷裂時間縮短。也可以發(fā)現(xiàn)，隨應(yīng)力腐蝕斷裂時間延長，腐蝕質(zhì)量損失呈直線上升的趨勢。這是由于加載的應(yīng)力水平越低，裂紋萌生所需時間越長，則在腐蝕介質(zhì)中浸泡越久，因此受到的腐蝕就越嚴重，腐蝕質(zhì)量增量也越大。

圖2LY12鋁合金顯微組織:(a)L-S面，(b)粗晶區(qū)，(c)內(nèi)層細晶Fig.2 Metallographic section morphology of LY12 alloy:(a)L-S plane，(b)coarse grain zone，and(c)inner zone

由于鋁合金板材同一厚度處L-T取向的斷裂韌性大于T-L取向和S-L取向的斷裂韌性［13］，因此，利用三維立體顯微鏡對試樣斷口進行分析后給出圖4所示不同應(yīng)力水平下斷裂試樣L-T面的腐蝕形貌圖。圖4a為在恒定95%Rp0.2應(yīng)力水平下斷裂試樣的L-T面形貌，可見試樣表面開始出現(xiàn)點蝕。當應(yīng)力水平降至90%Rp0.2時，斷面腐蝕形貌見圖4b，與圖4a比較，點蝕數(shù)量明顯增多，程度加深。圖4c中，發(fā)現(xiàn)試樣在85%Rp0.2下斷裂后，點蝕已發(fā)展為明顯的剝蝕。而圖4d顯示應(yīng)力水平降至80%Rp0.2后，合金表面點蝕已全部發(fā)展為剝蝕，腐蝕程度加重。圖4e相比4d而言，剝蝕已成片出現(xiàn)且面積不斷增大。驗證了圖3中腐蝕失重與斷裂時間之間的關(guān)系，即隨拉伸應(yīng)力水平降低，腐蝕時間延長，進而導致腐蝕程度逐步加深。

圖3 試樣腐蝕失質(zhì)量損失和斷裂時間與應(yīng)力水平的關(guān)系曲線Fig.3 Curve of mass loss and fracture time changed with stress level

圖4 恒載荷拉伸試驗后試樣的L-T面腐蝕形貌:(a)95%Rp0.2，(b)90%Rp0.2，(c)85%Rp0.2，(d)80%Rp0.2，(e)75%Rp0.2Fig.4 Morphologies of the samples in the L-T-plane after experiment with constant stress operation:(a)95%Rp0.2，(b)90%Rp0.2，(c)85%Rp0.2，(d)80%Rp0.2，and(e)75%Rp0.2

為進一步研究應(yīng)力與腐蝕介質(zhì)之間的相互作用，確定粗晶層在LY12鋁合金應(yīng)力腐蝕行為中的作用，分別選取高應(yīng)力水平(95%Rp0.2)下的試樣斷口形貌(圖5)和低應(yīng)力水平(75%Rp0.2)下試樣的斷口形貌(圖6)進行分析。圖5中由于大角度晶界處優(yōu)先發(fā)生點蝕，這種晶界大致垂直于外應(yīng)力，在腐蝕介質(zhì)和外加應(yīng)力的作用下首先受到侵蝕，在侵蝕點處產(chǎn)生應(yīng)力集中［14］。在應(yīng)力的作用下試樣在這些點蝕位置繼續(xù)腐蝕，從而形成微裂紋。裂紋隨腐蝕時間會不斷增長，使試樣有效橫截面積相對減小，而由于施加的拉應(yīng)力是恒定的，結(jié)果導致試樣的實際加載應(yīng)力增大，當其超過材料的斷裂強度極限時，試樣就會斷裂失效。在95%Rp0.2(約475 MPa)的應(yīng)力水平下，試樣斷裂面呈河流狀花樣，為解理斷裂特征，即發(fā)生了脆性斷裂，表明其應(yīng)力腐蝕敏感性較高。

圖5 95%Rp0.2下試樣斷口形貌Fig.5 Fracture morphology for samples at 95%Rp0.2

壓延方向上(S-T)的腐蝕是LY12鋁合金型材的薄弱環(huán)節(jié)。圖6a中左側(cè)位置為試樣表面粗晶層的腐蝕區(qū)域。由于試樣表面粗晶層晶粒粗大，晶界數(shù)量相對減少，因此點蝕源減少，同時相對較少的晶界還能有效減少腐蝕介質(zhì)進入粗晶區(qū)內(nèi)部，所以腐蝕程度并不嚴重。上側(cè)為內(nèi)部組織的腐蝕形貌。與粗晶區(qū)相比，可以看出腐蝕介質(zhì)沿晶界的腐蝕傾向明顯，腐蝕較為嚴重。這是由于內(nèi)層晶粒細小，晶界眾多，導致點蝕源增多;同時腐蝕介質(zhì)易于從眾多晶界穿透，從而加速了應(yīng)力腐蝕傾向的緣故。圖6b中可見試樣中心斷口形貌呈等軸韌窩狀，與圖5不同，試樣整體呈現(xiàn)韌性斷裂特征。表明低應(yīng)力下由于粗晶層的保護作用，應(yīng)力腐蝕敏感性降低，耐蝕性增強。

可見，LY12鋁合金試樣的應(yīng)力腐蝕斷裂是在拉伸應(yīng)力與腐蝕介質(zhì)(Cl－)共同作用下引起的失效斷裂［15］。高應(yīng)力水平下應(yīng)力對試樣的斷裂失效起主導作用，低應(yīng)力水平下，腐蝕時間延長，腐蝕介質(zhì)的影響增大，腐蝕程度加重，最終也會導致試件的斷裂失效。但是，應(yīng)力水平較低時，在粗晶層的保護作用下，試樣拉伸應(yīng)力腐蝕實驗中未出現(xiàn)明顯的脆性斷裂特征，表明其應(yīng)力腐蝕敏感性降低。

圖6 75%Rp0.2下試樣斷口形貌:(a)S-T面應(yīng)力腐蝕斷裂截面形貌，(b)斷裂面中心形貌Fig.6 Fracture morphologies for samples at 75%Rp0.2:stress corrosion fracture morphologies in S-T plane(a)and center of the fracture surface(b)

3.3 腐蝕電化學行為

應(yīng)力腐蝕有沿晶界析出相優(yōu)先起作用的傾向，晶界上連續(xù)分布的析出相能夠為應(yīng)力腐蝕提供連續(xù)的陽極腐蝕通路，降低合金的應(yīng)力腐蝕性能［16］。為進一步分析應(yīng)力與腐蝕介質(zhì)對試樣腐蝕行為的作用，驗證粗晶區(qū)對試樣應(yīng)力腐蝕行為的影響，本實驗對浸泡0.5 h的試樣進行交流阻抗測試。

圖7和圖8是帶有粗晶層和去除粗晶層之后的試樣的Nyquist圖，均為典型的具有擴散特征的阻抗譜圖，高頻段為電化學極化控制，分別由半徑不同的圓弧組成;低頻段出現(xiàn)濃差極化控制的直線。根據(jù)腐蝕電化學原理，高頻段圓弧半徑大小代表了極化阻抗的大小。對比帶有粗晶層的試樣阻抗譜(圖7)和不帶粗晶層的試樣阻抗譜(圖8)的高頻部分阻抗半徑，可以發(fā)現(xiàn)粗晶層存在時阻抗半徑約為2 500 Ω，而去除粗晶層后試樣阻抗半徑下降至2 000 Ω左右。表明具有表層粗晶的試樣抗電化學腐蝕能力更強。

由于合金時效處理后會析出S相(Al2CuMg)和θ相(CuAl2)，使得晶界處形成貧Cu區(qū)，在腐蝕介質(zhì)中電位最負，構(gòu)成陽極區(qū);而晶粒內(nèi)部含Cu量較高，電位較正，構(gòu)成陰極區(qū)［17－18］。若陰極呈連續(xù)鏈形分布，則陽極就構(gòu)成了腐蝕通道，促使晶間腐蝕的發(fā)生。由于粗晶區(qū)表面只有少量晶界存在，晶間腐蝕僅能在少量地方發(fā)生，因此，可以認為粗晶區(qū)是一種有效的腐蝕阻擋層(見圖6)。一旦該層被腐蝕介質(zhì)滲入，就會形成腐蝕介質(zhì)沿粗晶晶界的腐蝕通道。此時，兩個反向的擴散過程一邊分享通道，一邊相互抑制:新鮮電解液向合金內(nèi)部的擴散使合金溶解加劇，同時某些腐蝕產(chǎn)物向外部電解液中轉(zhuǎn)移(腐蝕產(chǎn)物也會在通道中沉積形成楔入力)。因此，只要應(yīng)力腐蝕作用下表面的粗晶層不破裂，就能在一定程度上限制擴散過程的進行，減緩晶間腐蝕速度，從而降低應(yīng)力腐蝕敏感性，增強材料的耐應(yīng)力腐蝕性能。

4 結(jié)論

(1)LY12鋁合金表層粗晶區(qū)晶粒粗大，內(nèi)層晶粒細小。截點法計算得L-S面粗晶區(qū)晶粒度等級為5.88，內(nèi)層細晶區(qū)晶粒度等級為12.71。

(2)應(yīng)力與腐蝕介質(zhì)耦合使裂紋擴展最終導致材料斷裂失效。試樣表層粗晶能夠有效減少點蝕源，阻擋腐蝕介質(zhì)穿過，從而降低合金的應(yīng)力腐蝕敏感性。

(3)具有表層粗晶的LY12鋁合金，阻抗約為2 500 Ω，去除粗晶層后試樣的阻抗降至2 000 Ω。證實粗晶層的保護作用確實能夠增強LY12鋁合金的耐應(yīng)力腐蝕性能。

References

［1］Palomino L E M，Aoki I V，de Melo H G.Microstructural and Electrochemical Characterization of Ce Conversion Layers Formed on Al Alloy 2024-T3 Covered with Cu-Rich Smut［J］.Electrochemical Acta，2006，51(26):5 943－5 953.

［2］Liu Jing(劉 靜)，F(xiàn)eng Zhenhai(馮振海)，Zhang Yaling(張雅玲).2024鋁合金(包鋁)薄板 T3、T361、T81、T861狀態(tài)熱處理工藝制度研究［J］.Light Alloy Fabrication Technology(輕合金加工技術(shù))，2003，31(8):46－48.

［3］Ning Ailin，Liu Zhiyi，Zeng Sumin.Effect of Large Cold Deformation on Characteristics of Age-Strengthening of 2024 Aluminum Alloys［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China.2006，l6(5):1 121－1 128.

［4］Qiao Lijie(喬利杰)，Wang Yanbin(王燕斌)，Chu Wuyang(褚武揚).Stress Corrosion Mechanism.(應(yīng)力腐蝕機理)［M］.Beijing:Science Press，1993.

［5］Huang Shouhan(黃守漢).Plastic Deformation and Fundamentals of Rolling(塑性變形與軋制原理)［M］.Beijing:Metallurgical Industry Press，2002.

［6］Wloka J，Hack T，Virtanen S.Influence of Temper and Surface Condition on the Exfoliation Behavior of High Strength Al-Zn-Mg-Cu Alloys［J］.Corrosion Science，2007，49(3):1 437 －1 449.

［7］Chen Junzhou(陳軍洲)，Zhen Liang(甄 良)，Dai Shenglong(戴圣龍)，et al.晶粒形貌及織構(gòu)對AA 7055鋁合金板材不同厚度層屈服強度的影響［J］.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)，2008，37(11):1966－1969.

［8］Liu Jianhua(劉建華)，Li Ming(李 明)，Li Songmei(李松梅)，et al.擠壓成型對LC4CS鋁合金棒材陽極氧化膜結(jié)構(gòu)的影響［J］.Acta Aeronautica et Astronautics Sinica(航空學報)，2009，30(2):368－373.

［9］Liu Jianhua，Tao Binwu，Li Songmei，et al.Evolution of Microstructure and Precipitates with Cycle Annealing Temperature of an Al-6Mg-Mn-Sc-Zr Alloy［J］.Materials and Manufacturing Processes.2007，22:1 －4.

［10］Xu G X，Tao B W，Liu J H，et al.Corrosion Behavior of an Al-6Mg-Sc-Zr Alloy［J］.Rare Metals，2005，24(3):246 －251.

［11］Tao Binwu(陶斌武)，Wang Keran(王克然)，Liu Jianhua(劉建華)，et al.Sc對Al-6Mg-Zr鋁合金在模擬海水中耐蝕性能的影響研究［J］.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)，2005，34(9):1485－1488.

［12］GB/T6394－2002.Metal-Methods for Estimating the AverageGrain Size.金屬平均晶粒度測定方法［S］.Beijing:Metallurgic Industry Pree，2002.

［13］Zhang Xinming(張新明)，Han Nian-mei(韓念梅)，Liu Shengdan(劉勝膽)，et al.7050鋁合金厚板織構(gòu)、拉伸性能及斷裂韌性的不均勻性［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中國有色金屬學報)，2010，20(2):202－208.

［14］Liu Jianhua(劉建華)，Hao Xuelong(郝雪龍)，Li Songmei(李松梅)，et al.新型含鈧Al-Mg-Cu合金的抗應(yīng)力腐蝕開裂特性［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中國有色金屬學報)，2010，20(3):415－419.

［15］Chen Xuehai(陳學海)，Chen Kanghua(陳康華)，Liang Xin(梁 信)，et al.熱變形溫度對7085鋁合金組織和性能影響［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals(中國有色金屬報)，2011，21(1):88－94.

［16］Mcnaughtan D，Worsfold M，Robinson M J.Corrosion Product Force Measurements in the Study of Exfoliation and Stress Corrosion Cracking in High Strength Aluminium Alloys［J］.Corrosion Science，2003，45(10):2 377 －2 389.

［17］Zhang W L，F(xiàn)rankel G S.Transitions Between Pitting and Intergranular Corrosion in AA2024［J］.Electrochimica Acta，2003(9)，48:1 193－1 210.

［18］Zhang Weilong，F(xiàn)rankel G S.Localized Corrosion Growth Kinetics in AA2024 Alloys［J］.Journal of The Electrochemical Society，2002，149(11):510－519.

Effect of Grain Size on Stress Corrosion Cracking Behavior of LY12 Alloy

SUN Zhongzhi1，WANG Ruiyang2，YU Mei2，LI Songmei2，WANG Zongwu2，LIU Jianhua2
(1.Shenyang Aircraft Design＆ Research Institute，Shenyang 110035，China)
(2.School of Materials Science and Engineering，Beihang University，Beijing 100083，China)

The stress corrosion cracking(SCC)behavior of LY12 alloy with coarse-grained layer was investigated in 3.5%NaCl+0.5%H2O2solution by constant load stress corrosion test.Electrochemical impedance spectroscopy(EIS)of the LY12 alloy with and without coarse-grained layer was studied.The microstructure and fracture morphology were observed and analyzed by 3D-cubic microscope and scanning electron microscope(SEM).The grain size of surface layer coarse-grain zone and the inner layer fine zone of this alloy were calculated too.The results show that the grain size of coarse grain grade is 5.88，while that of inner zone is 12.71.Because grain size of coarse-grain layer is bigger than the inner zone，the big size grains can protect the LY12 alloy from stress corrosion cracking and remarkably decrease the susceptibility of alloy from SCC in 3.5%NaCl+0.5%H2O2solution.The impedance of the alloy with coarse-grain layer is 2 500 Ω;after removing the coarse-grain layer，the impedance declines to 2 000 Ω.Consequently，coarse-grained LY12 alloy has a better SCC resistance in 3.5%NaCl+0.5%H2O2solution.

LY12 alloy;coarse-grained layer;stress corrosion

TG 172

A

1674－3962(2013)03－0179－06

2012－09－06

張忠志，男，1963年生，研究員

于 美，女，1981年生，副教授

10.7502/j.issn.1674－3962.2013.03.06