Al-Cu-Mg系高強鋁合金的晶間腐蝕

牟 春

（西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶 401326）

Al-Cu-Mg系高強鋁合金的晶間腐蝕

牟 春

（西南鋁業（集團）有限責任公司，重慶 401326）

簡述了Al-Cu-Mg系高強鋁合金晶間腐蝕的原理及其影響因素，從合金成分、加工工藝、熱處理三個方面分析了控制晶間腐蝕的方法。

Al-Cu-Mg合金；晶間腐蝕；成分；熱處理

1 晶間腐蝕原理

晶界是金屬晶粒間的錯接區，是高能區，有更強的化學活性，因而在大多數情況下比晶粒本身腐蝕得快，形成晶間腐蝕。晶間腐蝕就是沿著晶粒邊界發生的選擇性腐蝕[1]。

Al-Cu-Mg系高強鋁合金有晶間腐蝕傾向，晶間腐蝕是其腐蝕的主要類型，微電池電化學腐蝕是大家普遍認可的晶間腐蝕發生的方式。

Al-Cu-Mg合金在淬火自然時效狀態下，理論上僅出現GP區，屬于均勻形核，具有普遍脫溶的性質，應該發生以點蝕為主的全面腐蝕。但在實際生產中，合金產品中始終存在大角度晶界、夾雜相的界面、亞晶界以及位錯等，這些結構有利于過渡相及平衡脫溶相的非均勻形核。所以實際情況是，合金淬火后優先在晶間發生局部脫溶，局部脫溶會產生無沉淀帶(無脫溶相區)。無沉淀帶(無脫溶相區)與基體之間存在電位差，形成微電池腐蝕。無沉淀帶(無脫溶相區)的電位較低，為電池的陽極，優先被腐蝕，腐蝕沿著晶間擴展，形成晶間腐蝕。熱處理不當時，合金在晶界上有CuAl2、AlXCuXMg等相沉淀，這些相與晶界或基體之間存在電位差，也會形成微電池腐蝕，引起更嚴重的晶界腐蝕。

2 晶間腐蝕的影響因素及控制方法

晶間腐蝕可通過控制引起晶間腐蝕的合金元素的含量、加工工藝以及熱處理規范的合理搭配與選擇來有效地控制晶間腐蝕的程度或降低晶間腐蝕敏感性。

2.1 合金元素與腐蝕性能的關系

一般來說，合金元素含量增高，耐蝕性降低。合金中Fe、Si雜質越低，耐蝕性越好。

Cu含量為3%～5%的Al-Cu二元合金，在淬火自然時效狀態下耐蝕性能很低。加入0.5%的Mg，降低了α固溶體的電位，可部分改善合金的耐蝕性。Mg含量大于1%時，合金的局部腐蝕增加，腐蝕后伸長率急劇降低[2]。

Al-Cu-Mg系合金中，Cu、Mg是主要合金元素，合金主要強化相為S相和θ相，以S相的過渡相強化效果最好，θ相的過渡相強化效果稍次。合金中同時存在S相和θ相的過渡相時，強化效果最大。一般情況下，合金中Cu∶Mg≤2.6時，形成S相，Cu∶Mg＞2.6時，形成S+θ相或θ相。含3%～4%Cu和0.5%～1.3%Mg的合金，其淬火自然時效效果最大[1]。

Cu含量大于4%、Mg含量大于1%的合金，Mg降低了Cu在鋁中的溶解度，合金在淬火狀態下，有不溶解的θ和S相，這些相的存在加速了腐蝕。Cu含量為3%-5%和Mg含量為1%～4%的合金，它們位于同一相區，在淬火自然時效狀態的耐蝕性相差不多。α-S相區的合金比α-θ-S區域合金的耐蝕性能差[2]。

Mn也是該系合金的主要元素，它的主要作用是消除Fe的有害影響和提高耐蝕性，Mn的添加量一般低于1%。Mn含量增加，可能改善應力腐蝕性能，但形成粗大化合物的傾向加大，繼而可能惡化疲勞性能、斷裂韌度、高低溫力學性能等[2]。

2.2 加工工藝對腐蝕性能的影響

劉曉艷研究了Al-5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag合金不同冷軋變形后人工峰值時效板材的腐蝕性能[3]。結果顯示，隨著冷軋變形量增大，合金抗晶間腐蝕能力提高。一方面，隨冷軋變形量增大，合金PFZ寬度逐漸減小。變形量越大，合金的再結晶晶粒越小，晶粒越多，淬火后分布到每一個晶界的空位數量越少，晶界析出相依靠空位擴散進行形核與長大的優勢與晶內析出相相比降低。因此，隨著冷軋變形量增大，晶界析出相逐漸減少，消耗晶界附近的溶質原子減少，PFZ變窄，腐蝕通道變窄，合金的電化學腐蝕性能逐漸提高。

另一方面，晶粒形貌對合金的電化學腐蝕性能也有一定影響。隨著冷軋變形量增大，再結晶晶粒逐漸減小。變形量越大，冷軋態合金晶粒變形程度越嚴重，變形儲能越大，在隨后的固溶處理過程中，合金的再結晶驅動力越大，再結晶程度越大。變形量越大，冷軋態合金晶粒縱橫比越大，固溶處理后，依附亞晶界形核的再結晶晶粒越小，合金內形成的微電池越多，從而降低合金的抗電化學腐蝕性能。

2.3 熱處理工藝對腐蝕性能的影響

強亞宏對LY12合金在不同熱處理狀態下的晶間腐蝕進行了研究，提出新相的析出及新相析出時所引起的貧乏區，以及雜質在晶界處的富集，或者晶格的不連續等因素，都會造成晶間腐蝕傾向不同。結果表明：在自然時效、過時效等狀態下，LY12合金的晶間腐蝕傾向小；在空冷淬火、欠時效、人工峰值時效等熱處理狀態下，LY12合金的晶間腐蝕傾向比較嚴重[4]。

淬火冷卻速度對硬鋁合金的晶間腐蝕傾向有很大影響。在空氣中冷卻淬火時，由于冷卻緩慢，固溶的Cu元素等以粗大質點形式沉淀出來，降低了固溶體的過飽和水平，減小了合金的時效硬化效果。同時晶粒邊界區內發生顯著變化，固溶元素Cu有足夠時間在晶界上發生偏析，這些都會加大合金的晶間腐蝕傾向。

淬火+自然時效狀態，此時合金元素固溶于鋁中或僅出現GP區，尚無第二相析出，腐蝕情況表現為全面腐蝕，合金就沒有連續網狀金屬間化合物形成，無貧Cu區，基本不存在晶間腐蝕。

淬火+峰值人工時效處理，Cu大多生成第二相CuAl2，以連續網狀在晶界大量析出，使晶界附近含Cu量大大降低而成為貧Cu區，貧Cu區與基體存在電位差，發生晶間腐蝕。

淬火+過時效狀態下，時效溫度升高，時間延長，可以將晶粒邊界上微電池的連續分布破壞，有效地消除貧Cu區，晶間腐蝕減輕，甚至優于自然時效。

淬火+欠時效狀態下，由于時效時間不足，合金組織結構來不及全部改變，使其晶間腐蝕比過時效要大，但比峰值人工時效要小。

尹作升研究了2024合金在退火態、T4態、150℃×9h、150℃×16h、190℃×9h、190℃×16h、230℃×9h、230℃×16h時效的晶間腐蝕性能。結果顯示，合金T4態晶間腐蝕敏感性最低，150×16h時效后合金晶間腐蝕最嚴重[5]。

王祝堂在《鋁合金及其加工手冊》(第二版)中說，2A12T4材料190℃×12h時效后，再在125℃～170℃長時間穩定化處理，或在200℃以上穩定化處理，可消除晶間腐蝕[6]。

同時還認為，人工時效前進行預變形，可改善LY12（2024）合金的抗蝕性[6]。

3 結論

（1）Al-Cu-Mg系高強鋁合金存在晶間腐蝕傾向，晶間腐蝕是其腐蝕的主要類型。淬火后大角度晶界、夾雜相的界面、亞晶界以及位錯等部位優先發生局部脫溶，造成晶界與基體存在電位差，微電池電化學腐蝕是其腐蝕的基本形式。

（2）降低主要合金元素含量、控制Fe、Si等雜質、加大冷加工變形量、加大淬火冷卻速率、采取自然時效、人工時效前進行預變形，或人工過時效處理等手段，有利于控制Al-Cu-Mg系高強鋁合金晶間腐蝕的程度或降低晶間腐蝕敏感性。

[1]王祝堂.鋁合金及其加工手冊(第二版)[M].長沙：中南大學出版社，2000

[2]肖亞慶.鋁加工技術實用手冊[M].北京：冶金工業出版社，2004

[3]劉曉艷.冷軋變形量對Al-Cu-Mg-Ag新型耐熱鋁合金抗腐蝕性能的影響[J].中國有色金屬學報，2016，26(9)，1881-1884

[4]強亞宏.熱處理對LY12合金晶間腐蝕的影響[J].表面技術，1993，22(5)，228-229

[5]尹作升.熱處理制度對2024鋁合金晶間腐蝕和抗拉強度的影響[J].腐蝕與防護，2011，32(2)，108-112

[6]王祝堂.鋁合金及其加工手冊[M].長沙：中南工業大學出版社，1988

Intergranular Corrosion of Al-Cu-Mg High-strength Aluminum Alloy

MU Chun
(Southwest Aluminum(Group)Co.,Ltd.,Chongqing 401326,China)

Theory and influence factor of intergranular corrosion of Al-Cu-Mg high-strength aluminum alloy were narrated.Control methods of intergranular corrosion are analyzed from three aspects of chemical composition,process and heat treatment specification.

Al-Cu-Mg high-strength aluminum alloy;intergranular corrosion;chemical composition;heat treatment

TG146.21

A

1005-4898(2017)06-0022-03

10.3969/j.issn.1005-4898.2017.06.04

牟春（1966－），男，四川巴中人，高級工程師。

2017－09－26