镁合金抗应力腐蚀开裂能力的提高方法

对于高强度多元化镁合金而言，因合金相的腐蚀电位较高，致使其周围的镁基体作为阳极优先发生溶解。同时，由于阴极活化效应，氢主要在局部腐蚀区域以及第二相位置产生。随着腐蚀的进行，在局部腐蚀区域中的第二相的数目增多，提升了阴极活化效应，导致析氢速率进一步提高。因此，镁合金腐蚀过程中产生的氢原子将在腐蚀坑底部大量累积。随着腐蚀的进行，局部腐蚀区域，尤其是局部腐蚀坑底部的氢原子浓度会逐步提高，导致局部腐蚀区域与周围Mg基体之间具有很高的氢浓度差。通常，晶界和第二相界面可作为短路扩散路径，其扩散速率为基体扩散的2~4倍，同时第二相还可以作为氢陷阱。此外，镁合金中低表面能的晶面 （如[0001]，[3140]，[1011]，[1010]和[1101]） 可以作为氢原子的快速扩散通道。因此，腐蚀反应产生的氢原子很容易通过局部腐蚀坑底部的这些低表面能的晶面、晶界和相界扩散到镁合金基体中。因粗大的第二相主要分布在晶界上，故沿晶界和第二相界面扩散的氢原子将逐渐在这些位置累积。在第二相中累积的氢原子会降低金属原子间的结合力。此外，部分氢原子很容易和第二相中的Mg发生反应，形成稳定的氢化物 （即MgH2）。由于氢化物和第二相之间的晶格不匹配，部分氢原子在氢化物和第二相界面处结合成氢分子，在氢压作用下，第二相发生开裂。当施加拉应力时，在氢原子累积而导致的弱键效应以及氢化物形成而导致的氢压作用下，裂纹很容易在第二相萌生。类似地，由于氢原子累积以及氢化物形成作用，合金中的低表面能的晶面也可以充当裂纹源。因此，铸造态试样裂纹的扩展以沿共晶相开裂为主，局部可存在穿晶微裂纹。

镁合金抗应力腐蚀开裂能力的提高方法。然而，当镁合金的晶界处分布着第二相颗粒时，晶界处发生的微区电偶腐蚀会使晶界成为裂纹扩展的择优路径，其应力腐蚀开裂模式将会从穿晶转变为沿晶。研究表明，稀土元素 （RE） 的加入可有效提高镁合金的抗应力腐蚀开裂能力。Kannan等报道尽管稀土元素的加入可以提高镁合金的抗应力腐蚀开裂能力，但是合金的抗应力腐蚀能力还会因Zn和Ag等其它元素的加入及其数量的增加而显着降低。然而，在对Mg-Zn-Y镁合金腐蚀行为的研究过程中，Zhang等[48]认为当加入的Zn和稀土元素Y主要以准晶相形式存在时，合金的抗腐蚀能力明显高于AZ91镁合金；当Y和Zn主要以W-Mg3Zn3Y2相形式存在时，合金的抗腐蚀能力显着降低，与AZ91镁合金的腐蚀性能基本相当。史菲等也报道了准晶相的形成可以显着提高Mg-28%Zn-4%Y合金的抗腐蚀能力。

另外，镁合金的耐蚀性与热处理制度密切相关。例如，为减弱或消除成分不均匀区对耐蚀性的不利影响，可通过热处理对合金的微观组织进行调控，以期达到提高合金耐蚀性的目的.Popov等研究认为，通过固溶处理使Zn均匀分布在镁基体中，可以显着降低铸造态Mg-Zn-Y-Zr合金在1 g/L NaCl溶液中的腐蚀速率。进一步研究表明，通过固溶处理消除合金中的第二相 （如MgZn和MgZn2相），可以提高镁合金的耐蚀性。对Mg-Gd-Y-Zr系合金耐蚀性能的研究表明，热处理制度可显着影响其腐蚀速率。经过固溶处理后，第二相被固溶，合金的腐蚀速率显着降低。然而，在力学-化学交互作用过程中，镁合金腐蚀的发生不可避免。研究表明，局部腐蚀可作为裂纹萌生源，加速镁合金的应力腐蚀破坏。此外，局部腐蚀区域因裸露、无膜且表面活性较高，可以作为氢扩散的通道。镁合金中局部氢的累积使基体发生脆化，促进了镁合金的脆性开裂。因此，镁合金的耐蚀性受热处理的影响较。Tsao等用慢应变速率拉伸实验方法，研究了热处理对AZ31镁合金应力腐蚀开裂行为的影响，表明该合金在3.5%NaCl溶液中的应力腐蚀开裂敏感性较强。此外，拉伸过程中变形孪晶和局部微孔洞产生所诱发的氢脆，是导致其应力腐蚀失效的主要机制。经T5 （时效） 和T6 （固溶+时效） 处理后，合金的应力腐蚀敏感性均降低。其中，经T5处理后，合金在空气及3.5%NaCl溶液中的综合性能更好。另外，粗大合金相颗粒的完全固溶，不仅降低了局部点蚀的发生，还能显着降低因氢原子累积而导致的弱键效应以及氢化物形成而导致的氢压作用。研究表明，对锻造态Mg-Zn-Y-Zr镁合金进行固溶处理后，其常规力学性能变化不明显，但其抗应力腐蚀开裂能力得到了显着提升，如图3所示。

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