7A09 Al-Zn-Mg-Cu合金在氯化物溶液中的腐蚀和电化学行为

采用扫描电镜、金相显微和电化学测试等综合评价技术研究7A09铝合金在3.5% NaCl(质量分数)水溶液中的腐蚀和电化学行为。结果表明：7A09铝合金不均一的显微组织结构导致该合金遭受严重的点蚀和晶间腐蚀,其中点蚀主要发生于金属间化合物或其周围,而沿晶界分布的阳极贫铜区的优先溶解是引起晶间腐蚀的主要原因。当不同浸泡时间时,在7A09铝合金表面交替进行着不同钝化膜的生成与溶解过程,并伴随着该合金钝化与去钝化行为的发生。同时,对该合金的腐蚀过程及机制进行分析。     

2A12航空铝合金在海洋环境中腐蚀行为仿真研究

基于COMSOL有限元计算软件,对2A12航空铝合金在海洋环境中的腐蚀行为进行了研究。结果表明,腐蚀初期,2A12铝合金在Cl^-作用下发生点蚀。腐蚀175 h时,腐蚀转变为晶间腐蚀,并最终演化为全面腐蚀。含有第二相的模型中,2A12铝合金腐蚀速率显著增加,在75 h时合金的腐蚀就转变为晶间腐蚀,经240 h后演化为全面腐蚀。合金电化学腐蚀过程中产生大量的腐蚀产物Al(OH)₃,沉积在蚀坑表面,阻碍电解液与基体的接触从而阻碍腐蚀。自腐蚀电流密度模拟结果表明,随着腐蚀时间延长,2A12合金的自腐蚀电流密度先减小后增大,直至全部腐蚀。     

3A21铝合金在乙二醇水溶液中的腐蚀行为

采用电化学方法研究了3A21铝合金在乙二醇水溶液中在不同浓度、温度和浸泡时间条件下的腐蚀电化学行为。采用扫描电子显微镜研究了腐蚀前后3A21铝合金的形貌及表面腐蚀产物。结果表明,随着乙二醇水溶液浓度的增加,铝合金腐蚀速率下降;随着溶液温度升高,铝合金腐蚀速率增大;随着铝合金浸泡时间的延长,一方面,氧化膜的生成和溶解达到动态平衡,另一方面氧化膜薄弱区出现点蚀,点蚀的发展伴随着点蚀的自愈合,并向点蚀加剧方向发展。     

压铸AlMg5Si2Mn合金的腐蚀和腐蚀疲劳行为

研究压铸AlMg5Si2Mn合金的电化学腐蚀、晶间腐蚀和腐蚀疲劳机理。结果表明:合金的自腐蚀电位和点蚀电位分别为-1220和-690 mV,钝化区间约为530 mV,说明合金的耐腐蚀性能良好。合金的晶间腐蚀倾向明显,这主要是由于Mg2Si相自腐蚀电位较低,且(Al+Mg2Si)共晶区的体积分数较大(29.6%)。电化学腐蚀反应和Mg2Si自身溶解产生的氢元素导致疲劳试样表面发生阳极溶解,加速了疲劳裂纹的萌生,从而显著降低了合金的疲劳寿命。腐蚀疲劳试样的裂纹主要是沿晶界扩展。氢元素也导致合金塑性下降,造成应力腐蚀开裂。     

时效制度对高锌超高强铝合金耐蚀性能的影响

通过晶间腐蚀实验、剥落腐蚀实验和电化学测试,结合光学显微镜、扫描电镜和透射电镜等分析手段,研究高锌超高强铝合金在不同时效状态下的腐蚀行为。结果表明:双级过时效和回归再时效可提高合金的抗腐蚀能力,在3.5%NaCl(质量分数)溶液中测试的极化曲线也表现出相同的趋势。晶界析出相尺寸和形态是影响合金腐蚀性能的主要因素。双级过时效和回归再时效可使晶间析出相粗化且呈断续分布,使腐蚀不能连续发展,从而提高合金的耐蚀性能。超高强铝合金在含Cl-介质中腐蚀的发展动力学过程分为点蚀、晶间腐蚀和剥落腐蚀3个阶段。     

热处理对2E12铝合金耐腐蚀性及力学性能的影响

采用透射电镜、剥蚀试验、电化学阻抗测试、拉伸试验等方法,对不同热处理态2E12铝合金的抗剥蚀性能及力学性能进行了研究,分析了热处理后的2E12合金剥落腐蚀机制及动力学过程.结果表明,形变热处理可使2E12合金析出细小弥散的S′相,并提高其力学性能.合金剥蚀动力学过程基本包括点蚀诱导、点蚀快速发展、剥蚀形成以及剥蚀稳定发展4个阶段.T6态2E12合金腐蚀以"起泡"形式的晶间腐蚀扩展为主,而T8态2E12合金为典型的剥落腐蚀,但由于晶间腐蚀对力学性能的破坏较剥落腐蚀更为显著,故T8态的2E12铝合金腐蚀后其强度损失小于T6态合金.     

AA6061-T6合金搅拌摩擦焊搭接接头的腐蚀性能评价（英文）

采用氯化钠+过氧化氢溶液浸泡试验研究AA6061-T6铝合金搅拌摩擦焊搭接接头的腐蚀行为。采用循环动电位极化测试、扫描电子显微镜和能谱仪表征腐蚀形貌,揭示焊接区与基体合金的腐蚀机理。研究了焊接接头的显微组织和剪切强度。结果表明,与基体合金相比,焊接区在腐蚀溶液中会发生晶间腐蚀和点蚀。搭接剪切测试结果表明,所得焊接接头的拉伸剪切强度为128 MPa,超过基体合金强度的60%。电化学测试结果表明,焊核区和热影响区的保护电位比点蚀电位更负,说明焊核区与热影响区点蚀的趋势不强。基体合金抗腐蚀性比焊缝区的强,而热影响区的抗腐蚀性最差。点蚀主要源于金属间化合物边缘,因为与铝基体相比,金属间化合物的自腐蚀电位更高而成为阴极。由于焊缝区的金属间化合物增加,腐蚀电偶增加,焊缝的抗腐蚀性降低。     

7A60铝合金点蚀行为的电化学噪声和电化学阻抗谱表征

采用电化学阻抗谱（EIS）和电化学噪声（EN）方法研究回归再时效（RRA）热处理状态下7A60铝合金的点蚀行为,通过扫描电子显微镜（SEM）和能谱仪（EDS）观察和分析合金的组织和第二相颗粒成分。结果表明,7A60铝合金在3.5%Na Cl溶液中存在两个腐蚀阶段,并且可以用EIS出现两个电容时间常数的时间和由EN计算出的小波分形维数D的变化来表征。SEM和EDS分析结果表明,在7A60铝合金中,严重的点蚀主要是由阳极相Mg Zn2引起的,其次是Al2MgC u和Mg2Si相,Al7Cu2Fe相对7A60铝合金点蚀行为的影响不大。     

7A52铝合金搅拌摩擦焊焊缝的电化学局部腐蚀行为

7A52铝合金搅拌摩擦焊焊缝的成分虽然与母材相同,但其经历了再结晶过程和特殊的热处理过程,粗大第二相发生的变化会导致其电化学行为发生改变.文中分析了焊缝的显微组织和粗大第二相,对母材和焊缝分别进行了电化学测试,并观察了腐蚀后的表面形貌和特征,以确定局部腐蚀形核处.研究结果表明,焊缝的电化学局部腐蚀过程与母材相似,均为Mg2Si优先阳极溶解,产生自身的点蚀坑,随着腐蚀的进行,Mg2Si周围的基体被腐蚀.而a-Al12(Fe,Mn)3Si与Al6(Mn,Fe)并未被腐蚀.     

应力作用下2195Al-Li合金的腐蚀行为研究

通过测量动电位极化曲线、电化学阻抗谱（EIS）,并结合SEM研究恒应力作用下2195Al-Li合金在3．5％NaCl溶液中的腐蚀行为。结果表明,应力增加,材料腐蚀加剧;合金主要腐蚀类型为晶间腐蚀和孔蚀,是由于合金的主要时效强化相为晶内析出的T1（Al2CuLi）相,T1相与基体合金相互交替作为阳极相发生溶解,加速了合金孔蚀;同时晶界处析出粗大的平衡相T2（Al6CuLi3）相,T2相相对周围PFZ为阳极相发生溶解,导致合金发生晶间腐蚀。     

不同热处理态2024铝合金的腐蚀行为

分别在3.5%NaCl溶液、3.5%NaCl＋1.0%H2O2溶液和pH=12的3.5%NaCl溶液中进行动电位极化实验,研究2024 Al-Cu-Mg合金在不同热处理状态下的腐蚀行为。极化曲线表明,随着合金时效时间的延长,合金的腐蚀电位向负方向移动;向NaCl溶液中添加H2O2会使腐蚀电位正移;在pH=12的3.5%NaCl溶液中的极化曲线表现出明显的钝化现象。腐蚀试样表面表现为常见的腐蚀特征,但也有扩大的点蚀、晶间腐蚀现象出现。循环动电位极化曲线显示有宽的循环极化滞后环,不同的腐蚀模式表明合金的点蚀生长对合金的热处理状态敏感。通过显微组织分析,探讨了不同热处理状态下合金在不同NaCl溶液中的腐蚀机理。     

时效制度对挤压Al-6.2Zn-2.3Mg-2.3Cu铝合金电化学腐蚀性能的影响

采用开路电位、循环极化曲线、电化学阻抗谱及腐蚀形貌表征等研究不同时效制度下Al-6.2Zn-2.3Mg-2.3Cu铝合金分别在3.5%Na Cl(质量分数)以及10 mmol/L Na Cl+0.1mol/L Na2SO4溶液中的电化学腐蚀行为。结果表明:4种时效制度处理后,挤压铝合金耐局部腐蚀能力由大到小的顺序依次为T76+T6、T76、T77、T6。试样在10 mmol/L Na Cl+0.1mol/L Na2SO4溶液中主要发生点蚀,从循环阳极极化曲线上可以观察到明显的点蚀电位和点蚀转换电位;在3.5%Na Cl溶液中发生点蚀和晶间腐蚀。利用点蚀电位φb以及点蚀电位与自腐蚀电位的差值(φb-φcorr)表征局部腐蚀发生的难易程度,自腐蚀电位和再钝化电位的差值(φcorr-φrep)表征局部腐蚀的发展程度。另外,表征了试样的硬度和导电率等性能,发现与峰时效相比,三级时效处理后的合金的硬度并无显著降低,且T76+T6态的硬度稍大于T77态的。可见扩大三级时效的回归时间窗口、降低回归温度,可使合金同时获得更优异的强度和耐蚀性能。     

7A04铝合金在海洋大气环境中初期腐蚀的电化学特性

通过盐雾腐蚀试验模拟研究7A04铝合金在海洋大气环境中的腐蚀初期规律,采用电化学交流阻抗测试和扫描Kelvin探针技术,研究7A04铝合金在初期腐蚀过程中的电化学行为.结果表明:Cl-对铝合金腐蚀有显著的加速作用,盐雾试验初期表面出现点蚀坑;随盐雾时间增长,点蚀相互连接并扩展,电化学反应阻抗下降.扫描开尔文探针测试结果表明:随腐蚀的不断进行,金属表面阴极区和阳极区不断发生变化,呈现局部腐蚀的特征,表面电位也随时间逐渐升高,阴极区和阳极区逐渐变得明显,腐蚀反应处于不断加速过程.     

2219铝合金焊接接头晶间腐蚀行为

采用晶间腐蚀试验及极化曲线测试方法对2219铝合金母材、搅拌摩擦焊（FSW）及钨极氩弧焊（TIG）接头的腐蚀行为进行分析,借助金相显微镜、激光共聚焦显微镜、体视显微镜、扫描电镜及能谱仪分析腐蚀形貌及腐蚀产物.结果表明,2219铝合金母材及焊接接头的腐蚀行为主要与析出相有关,Al₂Cu的析出导致贫铜的无沉淀带作为阳极优先溶解.母材的抗晶间腐蚀能力最差,由表面点蚀开始,沿轧制方向逐渐发展为剥落腐蚀;TIG焊次之,表现为网状晶间腐蚀;FSW焊最低,焊核表现为点蚀,散落分布于表面.     

Al-Zn-Sn-Ga阳极合金的孔蚀活化钝化机理

采用SEM观察Al-Zn-Sn-Ga合金微观下孔蚀的发展过程。结合电化学相关理论,模拟计算由组织中第二相优先溶解而形成的点蚀孔内pH值与蚀孔深度之间的函数关系;探讨在中性NaCl溶液的腐蚀条件下,自催化效应对该合金蚀孔发展的影响。结果表明,合金的腐蚀孔内pH值随着腐蚀坑深度的增加而急速变大,但在孔蚀深度为0~10^-4 cm数量级时pH值变化却极小,此时合金蚀孔由于Ga汞齐等因素的作用导致阴极反应较快,从而使蚀孔钝化。通过三维形貌仪测得该合金点蚀孔钝化深度约10^-5 cm数量级,表明理论计算与实验现象吻合较好     

喷砂处理对A7N01铝合金应力腐蚀开裂和点蚀性能的影响

采用慢应变速率试验和循环极化试验,研究了喷砂对A7N01铝合金耐应力腐蚀开裂和点蚀性能的影响。结果表明:在3.5%NaCl(质量分数)溶液中,与未喷砂合金相比,喷砂处理后A7N01铝合金的应力腐蚀敏感指数增大,抗应力腐蚀性能下降。喷砂后合金的点蚀电位、保护电位均降低,滞后环增大,且随浸泡时间增长,点蚀电位和保护电位负移,滞后环增大,喷砂处理使合金的抗点蚀能力和钝化膜修复能力降低。喷砂处理会造成A7N01铝合金表层晶粒细化、硬度增加,但同时喷砂也会造成表面粗糙度增加,并有微裂纹等表面损伤发生,从而降低合金的耐蚀性。     

含Bi易切削变形Zn-Al合金的腐蚀行为

对自行研制的4种不同Bi含量易切削Zn-Al合金在3.5%的NaCl溶液中进行浸泡腐蚀试验,并与潮湿和干燥空气中的试样作对比。采用X射线衍射、场发射扫描电镜、能谱分析以及电化学测试等手段研究了合金在不同介质中的腐蚀行为。结果表明,合金的腐蚀主要表现为点蚀。随着Bi含量的增加,平均腐蚀速率加快。合金中的富铝α相是易腐蚀相,Zn-Al合金的腐蚀过程是以η相作为阴极,Al组元作为阳极而溶解的电化学腐蚀过程。     

氯化聚乙烯反应釜内部锆复合层失效分析

通过金相检验、能谱分析、物相分析等技术手段对反应釜内部锆复合层焊缝处开裂问题进行分析,结果表明:该反应釜内部锆复合层的主要腐蚀形式包括点蚀、晶间腐蚀以及由于第二相引起的腐蚀;点蚀发生的主要原因是金属基体和氧化膜之间形成活化—钝化腐蚀电池,从而不断地从表面向内部腐蚀,形成点蚀;局部严重腐蚀的主要原因是在焊接过程中气体保护不充分,焊接时导热性不好或焊接参数过高,造成在焊缝处形成二氧化锆,导致晶界和晶粒之间存在电化学不均匀性,从而产生晶间腐蚀。     

含硫化物夹杂的铁基非晶合金点蚀规律

采用电化学工作站和透射电镜等对含硫化物夹杂的铁基非晶合金进行了电化学腐蚀行为及腐蚀形貌分析.结果表明,铁基非晶合金的含硫化物夹杂为Al2S3和Al57Mn12.在FeCl2溶液中表现出明显的钝化现象,腐蚀速率随溶液浓度的升高而升高;夹杂物周围贫Cr区的钝化膜薄弱,是点蚀萌生的位置;Al和Mn在FeCl2溶液中优先溶解使...     

2024-T3铝合金在不同酸性水溶液中的电化学行为

采用动电位极化和交流阻抗两种电化学测量技术,结合表面微观形貌观察,研究了2024-T3铝合金在不同种酸（包括乙酸、硫酸和盐酸）以及不同pH值水溶液中的电化学行为。结果表明:随pH值降低,合金自腐蚀电位负移,自腐蚀电流密度和腐蚀速率增大,合金表面钝化膜越易遭到破坏,溶液的腐蚀作用越强,且在不同pH值下,阴极极化过程的控制反应有所不同;在相同pH值下,以盐酸水溶液的腐蚀作用最强,硫酸水溶液相近但次之,乙酸水溶液最弱,这是酸的不同水解能力和氯离子的存在共同导致的;铝合金表面钝化膜的存在使得其在不同环境中的电化学行为表现不同,酸性条件下钝化膜失稳溶解,合金基体裸露并与溶液直接接触发生反应,而弱酸性条件下,钝化膜则能够保持相对完整性,对合金基体起到一定保护作用。