時效對7056鋁合金在EXCO溶液中剝落腐蝕行為的影響

馬 燦,譚澄宇,覃思思,李 杰,蔣建輝

(1. 中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410083； 2. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

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時效對7056鋁合金在EXCO溶液中剝落腐蝕行為的影響

馬 燦1,2,譚澄宇1,2,覃思思2,李 杰1,2,蔣建輝2

(1. 中南大學 有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410083； 2. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

摘要：研究了7056鋁合金經120 ℃單級時效與120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效后在EXCO溶液中的剝落腐蝕行為。觀察了不同時效狀態7056合金表面腐蝕形貌隨浸泡時間延長的變化，并進行腐蝕等級評定;采用CHI660C電化學工作站檢測了7056合金在EXCO溶液中的極化曲線與電化學阻抗譜。借助透射電鏡觀察了不同時效狀態下7056合金的組織形貌特征，并就微觀組織對剝落腐蝕行為的影響進行了深入的分析。結果表明：在120 ℃單級時效，隨時效時間延長，7056合金抗剝落腐蝕能力增加;與120 ℃×100 h長時間時效相比，經120 ℃×4 h+165 ℃×8 h時效后，7056合金具有較好的抗剝落腐蝕能力。

關鍵詞：7056鋁合金；時效；剝落腐蝕；電化學阻抗譜

7XXX系鋁合金具有很高的比強度，良好的韌塑性、抗疲勞性能以及較好的加工性與可焊性，可作為結構材料用于航空航天領域中[1-5]，有著較為廣泛的應用前景。

自20世紀30年代起，7XXX系合金的綜合性能不斷地被改善和提高，通過優化合金成分相繼研制出了7075、7050、7150和7055等牌號合金，并開發出一系列熱處理制度規范，如：T6、T73、T79及RRA等。2004年法國研究人員開發了一種新型7XXX系鋁合金——7056合金。與其他7XXX系合金相比，該合金具有很高的強度和斷裂韌性，同時還具有較佳的抗應力腐蝕能力，非常適合用于厚板及厚的鍛件。張輝[6]研究了7056合金高溫熱變形行為；蔣建輝[7]探討了7056合金單級時效后的顯微組織與力學性能；有關7056合金腐蝕性能的研究則從未見報道。剝落腐蝕是航空飛行器結構件腐蝕的主要形式之一，它會導致材料強度和塑性大幅下降[8-9]；與其他腐蝕形式相比，剝落腐蝕對鋁合金的危害性極大，因此有必要針對7056新型航空鋁合金開展剝落腐蝕的試驗研究。

本工作利用電化學測試技術，結合透射電鏡，較深入地研究了不同時效制度對7056合金在剝落腐蝕(EXCO)溶液中的行為，為進一步研究該系合金的耐腐蝕性能提供參考。

1試驗

試驗用7056合金主要化學成分(質量分數/%)為： Zn 9.70，Mg 1.62，Cu 1.54，Mn 0.10，Zr 0.11，Al余。將鑄坯先在450~460 ℃均勻化處理24 h，熱軋至10 mm厚，再冷軋成4 mm厚的板材。然后采用單級時效(120 ℃×4 h欠時效、120 ℃×12 h峰時效、120 ℃×100 h過時效)和雙極時效(120 ℃×4 h+165 ℃×8 h)兩種制度進行熱處理。熱處理后試樣表面用80號，400號，800號，1 200號砂紙逐級打磨，然后再采用丙酮、無水乙醇浸泡去除油脂，最后利用蒸餾水清洗干凈，待用。

剝落腐蝕試驗采4 mol/L NaCl+0.5 mol/L KNO3+0.1 mol/L HNO3(pH為0.4)的EXCO溶液，試驗溫度保持20 ℃(室溫)，控制面容比大于20 mL/cm2，然后采用數碼相機拍攝7056合金的腐蝕形貌，并依據ASTM G34-01標準進行定級。電化學測試采用三電極體系，將試樣作為工作電極浸在EXCO溶液中，利用電化學工作站CHI660C(上海辰華產)進行測試。先測定試樣的開路電位，然后再測試極化曲線，電位掃描速率10 mV/s。試樣在EXCO溶液中的電化學阻抗譜(EIS)是在開路電位下進行測試的，取頻率為10-2～105Hz，激勵信號為5 mV正弦波。測試得到的電位均相對于參比電極(SCE)而言。電化學阻抗測試完成后，再根據腐蝕表面特點構建等效電路，用Z-view軟件進行電化學阻抗數據擬合。利用TecnaiG220型透射電子顯微鏡觀察與拍攝不同時效狀態下微觀組織形貌，加速電壓取200 kV。

2結果與討論

2.17056合金剝落腐蝕程度

7056合金浸泡在EXCO酸性溶液中，最初表現為均勻腐蝕，逐步演變成點狀腐蝕；隨著浸泡時間的延長，7056合金的腐蝕形態又由點狀腐蝕發展成起皮、鼓泡，再進一步發展為表層拱起、脫落等剝落腐蝕形貌特征,腐蝕現象與文獻[9-10]的結果是一致的。7056合金經不同時效制度處理后浸泡于EXCO溶液中，根據其表面腐蝕形貌，參照(ASTM G34-01)標準進行評級，評定結果如表1所示。其中，P級表現為輕微點蝕;EA級表現為起泡，起層;EB級表現為明顯分層，已進金屬內;EC級表現為分層嚴重，且深入金屬內部。

蒸發量和和森林火險等級呈正相關，蒸發量增大，可燃物含水率降低，可燃性增加，對應的火險等級升高。反之，可燃物可燃性降低，對應的火險等級降低[7]。在祁連山東端青海云杉林中，蒸發量小于1.2mm，對應的火險等級較低，蒸發量大于6.3mm時，對應的火險等級較高。

表1　不同時效處理7056合金浸泡不同時間后的

由表1可以看到，在浸泡初期(4 h)，不同時效條件下的試樣均表現為輕微點蝕；浸泡至8 h時，120 ℃時效4~12 h試樣表面出現輕微的剝落腐蝕，主要表現為鼓泡，而120 ℃×100 h時效和120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效的試樣沒出現剝落腐蝕，仍為點蝕；隨著浸泡時間延長，剝落腐蝕逐漸加重，浸泡至24 h后，不同時效制度處理的試樣表面均出現了剝落腐蝕。就120 ℃單級時效而言，隨時效時間的延長，7056合金的剝落腐蝕程度減輕；與120 ℃×100 h單級時效相比，經120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效后，7056合金具有較好的抗剝落腐蝕能力。

圖1是經不同時效處理的7056合金在EXCO溶液中浸泡24 h后剝落腐蝕的宏觀形貌。不同時效處理的7056合金經24 h浸泡后均出現了剝落腐蝕，合金表面均出現起皮、鼓泡，有些區域已與合金里層剝離。但起皮、鼓泡并沒有太明顯的方向性，也沒有出現表層大塊剝離脫落現象。由圖1還可看出，120 ℃×4 h或120 ℃×12 h時效試樣表面呈暗深色，起皮或鼓泡的尺度較大，腐蝕程度顯得較嚴重；而120 ℃×100 h時效和120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效試樣表面呈現淺暗紅色，僅為均勻、且較小尺度的起皮或鼓泡，腐蝕程度相對較輕。

不同時效狀態下，7056合金剝落蝕腐蝕程度由大至小順序為：120 ℃×4 h欠時效>120 ℃×12 h峰時效>120 ℃×100 h過時效>120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效。這與文獻[11]報道的含鈧7XXX系合金120 ℃單級時效后所表現出來的剝落腐蝕規律是一致的。7056合金經120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效后，在EXCO溶液中浸泡24 h以上才出現鼓泡或起皮等剝落腐蝕的形態特征，評定為EA級，屬于剝落腐蝕的初始階段。經雙級時效處理的7056合金表現出較好的抗剝落腐蝕能力。

2.2時效后7056合金的顯觀組織

7056合金淬火后于120 ℃較低溫度下時效。由于時效溫度較低，時效初期，合金元素主要沿晶界、位錯等部位優先聚集析出，晶間上還出現細小且近連續的析出物η′相，晶界處無沉淀析出帶(PFZ)狹窄，晶內則主要析出少量的GP區和η′相。隨時效時間延長，晶界與晶內η′析出相增多，尺寸有所增大。圖2是120 ℃×12 h時效后7056合金晶內和晶界處的TEM形貌。由圖2可知，120 ℃×12 h時效后，晶內已析出很多的η′相，沿晶界有極細長的η′相和η相近乎連續析出，晶界處還出現了10~20 nm寬的PFZ，而在晶界附近周圍未曾觀察到η′或η析出相。<001>晶帶軸的衍射花樣上有較強的附加衍射斑點，這說明合金的析出相中還存在大量的GP區。因此，7056合金120 ℃×12 h時效后應以大量的GP區和η′相為主。120 ℃×100 h時效處理后(圖略)，7056合金中并沒有產生新的析出相，但GP區數量減少，η′相所占比重增多，同時所析出的η平衡相增多；特別是在晶界附近也有η′相析出，晶界上析出的 η 相粗化且呈不連續狀分布。

圖3是120 ℃×4 h+165 ℃×8 h時效后7056合金晶內和晶界處的TEM形貌。由圖3可以看出，雙級時效后，7056合金中出現了大量的析出物，其析出相以η′ 和η相為主。與120 ℃×12 h時效相比，該時效狀態下合金晶內與晶界η′和η析出相的尺寸都明顯增大，析出相多以粗大的橢球狀和短棒狀為主，析出相之間的距離變大。晶界上析出相粗化后呈現出不連續的分布；由圖2(b)還可以看出，在晶界附近也析出了較多的析出物,同時晶界的PFZ也有所增寬。

7056合金的剝落腐蝕形態與合金時效后的內部組織結構變化有著密切的關系。120 ℃單級時效的時效初期，合金中的鋅、鎂及銅等元素主要沿晶界、位錯等部位優先聚集析出；隨著時效時間延長，合金中析出物增多；120 ℃×4 h時效后，晶內析出少量的GP區和η′相，同時晶間上還出現細小且近連續的析出物η′相，晶界處PFZ狹窄，晶間腐蝕敏感性較高。120 ℃×12 h時效后，合金內析出物進一步增多，此時7056合金以GP區和η′相的析出為主，合金晶內與晶間的電化學性質差異比較大，因此合金的晶間腐蝕敏感性較大。120 ℃×100 h時效后，7056合金則以η′和η相析出為主；晶界與晶內均大量析出，且晶界PFZ寬化，合金中晶界與晶內的電化學性質差異減小，合金晶間腐蝕敏感性有所降低。120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效后，合金內析出物仍以η′和η相為主，但呈粗大的橢球狀和短棒狀；且晶界析出相已有所粗化，沉淀相之間距離變大，呈不連續分布，因此合金晶間腐蝕敏感性進一步降低。合金晶間腐蝕敏感性的改變影響了該合金剝落腐蝕程度的變化。

2.37056合金在EXCO溶液中電化學試驗結果

2.3.1 極化曲線

圖4是經不同時效處理后7056合金浸泡在EXCO溶液中的極化曲線。由圖4可以看到，浸泡初期，經不同時效態7056合金的穩態電位差異較大；陽極極化曲線與陰極極化曲線也不對稱；與陽極極化曲線相比較，陰極極化曲線Tafel斜率較大，說明陰極反應過程具有較大的電化學極化阻力。浸泡24 h后，不同時效態7056合金的穩態電位均向正方向移動，但不同時效態合金的電位差異明顯減小；各時效態7056合金測得的極化曲線非常接近，且陰極極化曲線與陽極極化曲線趨于對稱；與浸泡初期的陰極極化曲線相比，此時陰極極化程度有所降低。對圖4中各極化曲線進行塔菲爾外推擬合所得試驗數據如表2所示。由表2可以看到，在120 ℃單級時效時，隨時效時間延長，7056合金的腐蝕電流密度有所減小，極化電阻有所增大。浸泡24 h后，120 ℃欠時效或峰時效處理的7056合金穩態電位明顯正移，極化電阻有所增大，腐蝕電流密度相應降低；7056合金不同時效狀態下的腐蝕電流密度非常接近，在1.64~1.76×10-3A·cm-2范圍內。

在浸泡初期，不同工藝時效處理的7056合金表面穩態電位存在較大的差異，是由于7056合金經不同工藝時效后析出的GP區、η′相和η相在數量以及分布上有所不同所致。相對鋁基體而言，7056合金在單級時效或雙級時效所析出的 GP區、η′相和η相均為陽極相，在EXCO溶液中7056合金表面上析出的這些陽極相會逐漸腐蝕溶解，數量不斷減少，因此合金穩態電位向正方向移動。7056合金在EXCO溶液中浸泡24 h后，其表面的陽極相已溶解殆盡。無論采用單級時效還是雙極時效處理，7056合金表面與腐蝕溶液之間都主要體現為鋁基體與腐蝕介質相接觸的界面特征，此時7056合金穩態電位非常相近，而腐蝕電流密度也趨于一致。

從表2中還可見，120 ℃×100 h時效處理的7056合金在EXCO溶液中的腐蝕電流密度最小，其耐蝕性能應最好。但極化曲線表示的是所檢測微小區域內的平均腐蝕效果，更適合描述均勻腐蝕的情形；而剝落腐蝕屬于局部腐蝕，因此，不能簡單地利用極化曲線來分析或判斷剝落腐蝕行為。文獻[12]在討論極化曲線對分析7050鋁合金的剝落腐蝕作用時，也提出了相同的看法。

表2　不同工藝時效處理的70565在EXCO溶液中

2.3.2 電化學阻抗譜

經不同工藝時效處理的7056合金在EXCO溶液中的電化學阻抗譜如圖5所示。由圖5可以看到，7056合金的Nyquist圖在中-高頻端呈現出一個略為壓偏的容抗弧；在低頻端處似乎有一不太明顯的感抗弧；隨120 ℃單級時效時間延長，容抗弧半徑呈增大的趨勢；120 ℃×100 h過時效與雙級時效相比，兩者容抗弧半徑大致一致。7056合金的Bode圖在中-低頻段顯示出不同的阻抗值。其中120 ℃×4 h單級時效后合金的阻抗值最小，120 ℃下延長時效時間，阻抗值增大；120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效的7056合金也具有較大阻抗值。

經不同時效處理的7056合金浸泡了24 h后，其表面已經出現了不同程度的剝落腐蝕。其中,120 ℃×4 h和120 ℃×12 h時效的7056合金剝落腐蝕分別評定為EC-和EC；而經120 ℃×100 h或120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效的7056合金才開始出現剝落腐蝕，分別評定EA-和EA。圖6是經不同時效處理的7056合金在EXCO中浸泡了24 h后的電化學阻抗譜。從圖6(a)中可以清楚看到，浸泡24 h后，不同時效處理的7056合金在EXCO溶液中的電化學阻抗譜在形態上大致沒有什么變化，在中-高頻端仍呈現為一略壓偏的容抗弧，但容抗弧的半徑明顯增大，在低頻端，其感抗弧更加不明顯，似乎出現了擴散因素引起的Warburg 阻抗。由圖6(b)可看出，經不同時效處理后7056合金仍主要在中-低頻段顯示出阻抗值的差異。120 ℃×4 h時效后,阻抗值仍最小，120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效的7056合金具有較大阻抗值。因此，可以大致推斷，120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效的7056合金具有較好的抗剝落腐蝕能力，而120 ℃×4 h欠時效的7056合金抗剝落腐蝕能力最差。

Conde[13]與Keddam[14]在分別研究鋁鋰合金和2024，2219鋁合金的剝落腐蝕時發現，當合金發生剝落腐蝕時，其電化學阻抗譜是由高頻及低頻兩個容抗弧組成。Damborenea[15]在研究8090合金時也發現，剝落腐蝕初期，合金Nyquist阻抗譜上會有兩個清晰的容抗弧。但試驗7056合金浸泡24 h后在剝落腐蝕發生階段并沒有觀察到兩個清晰的容抗弧，而僅觀察到一個略壓偏的容抗弧。高頻端壓縮的容抗弧是由于腐蝕過程使合金表面粗糙所導致的[16]。綜合分析后認為，本試驗壓偏的容抗弧應該不僅僅是由合金表面腐蝕后粗糙化所致，很有可能還存在高頻和低頻兩個容抗弧的疊加所帶來的影響；這點還有待進一步研究證實。電化學阻抗測試驗還表明，隨浸泡時間延長，7056合金的容抗弧半徑有增大的趨勢，這與文獻[17]以及文獻[18]的結果是一致的。

依據剝落腐蝕形貌的特點，參照文獻[17,19]等效電路模式，給出了7056合金在EXCO溶液中等效電路,如圖7所示。在圖7的等效電路圖中，Rs為溶液電阻，R1為膜孔電阻，CPE-1為原表面膜(包括原始合金表面和腐蝕產物膜)電容；R2則為對應新界面的電荷轉移反應電阻，CPE-2為通過孔(隙)與介質接觸的新界面雙電層電容，它在很大程度上反映了剝落腐蝕程度的變化。根據等效電路圖利用Z-view軟件擬合的結果如表3所示。

表3　不同工藝時效的7056合金在EXCO溶液浸泡后電化學阻抗擬合結果

由表3數據可以看到，在浸泡初期，對120 ℃單時效的7056合金來說，隨時效時間的延長，7056合金的反應電阻R2逐漸增大，雙級時效下合金有較大的反應電阻；膜孔電阻R1也隨時效時間延長而增大，特別是經120 ℃×100 h時效或120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效后，合金的膜孔電阻R1增大尤為明顯。金屬原始表面電容CPE-1以及膜孔電容CPE-2則變化不大。

浸泡24 h后，合金開始發生剝落腐蝕。由表3可知，無論金屬原始表面界面電容CPE-1，還是膜孔電容CPE-2均明顯增加；尤其是CPE-2增加的更為明顯。CPE-2是膜孔腐蝕出現新界面所引起的，大致可以反映剝落腐蝕的程度；CPE-2數值增大，實際體現了由于剝落腐蝕導致與腐蝕介質接觸的新界面面積增大，意味著合金剝落腐蝕加重；根據CPE-2數值大小評估的7056合金剝落腐蝕嚴重程度由大至小排序為：120 ℃×4 h時效>120 ℃×12 h時效>120 ℃×100 h時效>120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效，這與前面借助7056合金表面腐蝕形態觀察評定剝落腐蝕等級所得到規律是完全一致的。CPE-1數值的增大，則反映了剝落腐蝕時合金表面不平整程度的增大；此外，與浸泡初期相比，合金表面的反應電阻R2明顯增大，而膜孔電阻R1變化不大。R2增大是因為隨著浸泡時間延長，在剝蝕區內堆積的腐蝕產物增多及腐蝕溶液介質的pH有所升高所致；其中,120 ℃ 4 h+165 ℃ 8 h雙級時效的R2數值最大，也說明了該狀態下7056合金具有較好的耐蝕性。

3結論

(1) 采用120 ℃單級時效，隨時效時間延長，7056合金抗剝落腐蝕能力增強。與120 ℃×100 h長時間時效相比，采用120 ℃×4 h+165 ℃×8 h時效后，7056合金具有較好的抗剝落腐蝕能力。不同時效狀態下7056合金剝落蝕腐蝕程度由大至小排序為120 ℃×4 h時效>120 ℃×12 h時效>120 ℃×100 h時效>120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效。

(2) 7056合金120 ℃單級時效，合金主要析出GP區、η′相和η相，隨時效時間延長，合金析出物增多，不但在晶界、位錯等晶體缺陷上析出，同時也在晶內大量析出，因此降低了7056合金的晶間腐蝕敏感性，從而提高了該合金抗剝落腐蝕的能力。120 ℃×4 h+165 ℃×8 h雙級時效后，7056合金仍以η′和η相析出為主，但晶內與晶界上析出相已有所粗化，沉淀相之間距離變大，呈不連續分布，因此進一步改善了合金抗剝落腐蝕的能力。

(3) 120 ℃單級時效時，隨時效時間延長，7056合金的腐蝕電流密度有所減小；在EXCO溶液中浸泡24 h，合金穩態電位正移，腐蝕電流密度有所降低。7056合金的電化學阻抗譜在中-高頻段呈現出一個略壓偏的半圓形容抗弧，隨著120 ℃時效時間延長，容抗弧半徑呈增大的趨勢。120 ℃ 4 h+165 ℃ 8 h雙級時效的7056合金具有較大阻抗值，表現出較好的抗剝落腐蝕能力。可以借助膜孔電容CPE-2的數值評估7056合金剝落腐蝕的程度。

參考文獻：

[1]RENDIGS K H. Aluminum structures used in aerospace status and prospects[J]. Mater Sci Forum，1997，242：11-24.

[2]HEINZ A,HASZLER A,KEIDEL C,et al. Recent development in aluminum alloys for aerospace applications[J]. Mater Sci Eng(A)2000,280(1)：102-107.

[3]WILLIAMS J C,JR STARKE E A. Progress in structural materials for aerospace systems[J]. Acta Mater,2003,51(19)：5775-5799.

[4]魏群義，彭曉東，謝衛東，等． 超高強度鋁合金的應力腐蝕開裂[J]． 機械工程材料，2003，27(6)：8-10.

[5]曾渝，尹志民． 超高強鋁合金的研究現狀及發展趨勢[J]． 中南工業大學學報，2002，33(6)：592-596.

[6]劉詩安，孟顯娜，金能萍，等. 7056鋁合金高溫熱壓縮流變應力行為[J]. 熱加工工藝,2009,38(24)：26-30.

[7]蔣建輝，鄭子樵，唐娟，等. 單級時效7056鋁合金的顯微組織與性能[J]. 機械工程材料,2013,37(4):69-74.

[8]陳園園，鄭子樵，魏修宇，等. 2197鋁鋰合金在不同熱處理狀態下的晶間腐蝕及剝蝕行為[J]. 腐蝕與防護,2010,31(1):29-33.

[9]蘇景新,張昭,曹發和,等. 鋁合金的晶間腐蝕與剝蝕[J]. 中國腐蝕與防護學報,2005,25(3)：188-192.

[10]李勁風,鄭子樵,任文達. 第二相在鋁合金局部腐蝕中的作用機制[J]. 材料導報，2005,19(2):81-83.

[11]張海鋒，陳琴. 時效制度對含鈧超高強鋁合金晶間腐蝕和剝落腐蝕的影響[J]. 腐蝕與防護,2012,33(2):127-131.

[12]張新明，宋豐軒，劉勝膽，等. 雙級時效對7050鋁合金板材剝蝕性能的影響[J]. 中南大學學報(自然科學版)，2011,42(8):2252-2259.

[13]CONDE A,DE DAMBORENEA J. Electrochemical modeling of exfoliation corrosion behavior of 8090 alloy[J]. Electrochimica Acta,1998,43(8):849-860.

[14]KEDDAM M,KUNTZ C,TAKENOUTI H,et al. Exfoliation corrosion of aluminum alloys examined by electro deimpedance[J]. Electrochimica Acta,1997,42(7):87-97.

[15]DAMBORENEA J,CONDE A. Comparison of accelerated and atmospheric exposure tests for corrosion of aluminum alloys[J]. Br Corros,1995,30(4):292-297.

[16]廖文博，劉心宇，劉勝膽，等. 局部腐蝕對不同熱處理狀態7055鋁合金拉伸性能的影響[J]. 中國有色金屬學報，2011,21(8):1855-1861.

[17]李勁風，張昭，曹發和，等. LC4鋁合金剝蝕及其電化學阻抗行為[J]. 中國有色金屬學報，2002,12(6):1189-1193.

[18]李勁風，鄭子樵，張昭，等. 鋁合金剝蝕過程的電化學阻抗譜分析[J]. 中國腐蝕與防護學報,2005,25(1)：48-51.

[19]楊勝,易丹青,鐘利,等. 航空Al-Cu-Mg合金剝落腐蝕行為[J]. 北京科技大學學報，2007,29(2):216-219.

Effect of Aging on Exfoliation Corrosion Behavior of 7056 Alloy in EXCO Solution

MA Can1,2, TAN Cheng-yu1,2, QIN Si-si2, LI Jie1,2, JIANG Jian-hui2

(1. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering of Ministry of Education,Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

Abstract：The exfoliation corrosion behavior in EXCO solution of 7056 Al alloy after 120 ℃ single-stage and 120 ℃×4 h+165 ℃×8 h two-stage aging treatment was studied. The corrosion morphology change of 7056 Al alloy in different aging states with the extension of soaking time was observed,and its corrosion rating was ranked. The polarization curves and electronchemical impedance spectroscopy(EIS) of 7056 Al alloy in EXCO solution were measured by electrochemical workstation CHI660C. The microstructure of 7056 alloy in different aging states was observed by TEM and the effect of microstructure on exfoliation corrosion behavior was analyzed deeply. The results show that with the prolongation of aging time, the exfoliation corrosion resistance of 7056 Al alloy increased in 120 ℃ single-stage aging. Compared with 120 ℃×100 h long time aging, 7056 alloy aged at 120 ℃×4 h+165 ℃×8 h had better exfoliation corrosion resistance.

Key words：7056 aluminum alloy; aging; exfoliation corrosion; electrochemical impedance spectroscopy

中圖分類號：TG 171; TG146.21; TG166.3T

文獻標志碼：A

文章編號：1005-748X(2016)02-0093-07

通信作者：譚澄宇(1963-),教授,博士,從事金屬腐蝕與防護研究,13786163431,tanchengyu@csu.edu.cn

基金項目：國家重點基礎研究發展計劃項目(2005CB623705)

收稿日期：2015-01-30

DOI:10.11973/fsyfh-201602001