論文概述
EV31A鎂合金和WE43C鎂合金在300℃高溫下具備較高強度主要是由於添加稀土Nd、Gd、Y元素引起的固溶強化和析出強化。然而，鎂合金的耐蝕性較差，極易產生應力腐蝕開裂（SCC）和氫致開裂。通常變形鎂合金比鑄造鎂合金更容易產生應力腐蝕開裂。關於鎂稀土合金在慢應變速率測試條件下的應力腐蝕開裂已有較多研究，但由於這種測試條件下試樣受到持續的拉伸應力，在試樣表面形成的鈍化膜可能處於不穩定狀態，因此難以探究穩定鈍化膜對應力腐蝕開裂的作用。此外，前期研究表明：鐵基合金中位錯堆積易導致裂紋萌生，位錯堆積的形態也會影響合金的應力腐蝕開裂行為。然而，目前關於變形特性對於鎂合金表面鈍化膜的擊穿和應力腐蝕開裂行為的影響尚無充分研究。
近日，來自泰國皇家海軍學院的Jakraphan Ninlachart博士等人將軋制態EV31A和WE43C合金經不同熱處理後製成U型彎頭試樣，通過測量U型試樣在含不同Cl濃度的NaOH溶液中的開路電位，對比了兩種合金在不同熱處理條件下的應力腐蝕開裂敏感性，並探究了合金的斷裂模式和裂紋萌生行為。發現鎂稀土合金的應力腐蝕開裂敏感性由其表面鈍化膜的穩定性決定，Cl濃度增加對合金應力腐蝕開裂敏感性的影響較小。只有在含80 ppm Cl的溶液中，試樣才出現了應力腐蝕開裂。
論文以軋制態EV31A、WE43C鎂合金為研究對象，分別對樣品不進行熱處理（AR）、進行峰時效（PA）和過時效（OA）處理，再將材料加工成如圖1所示的U型彎頭試樣。U型試樣外測產生拉伸殘餘應力，內側產生壓縮殘餘應力。同時製備了無應力的平直試樣（EV31A-PA unstressed）。將試樣浸泡在不同Cl濃度的溶液中，浸泡的前48 h利用恆電位儀測量試樣的開路電位(OCP)，48 h後每天測量試樣在非恆電位下的開路電位兩次，直至試樣開裂失效。
圖1 U型彎頭試樣製備過程：(a)第一階段形成近似U形；(b)第二階段形成試驗應力
論文對試樣在不同熱處理條件下的微觀組織進行了表徵，並對比研究了不同試樣在開路條件下的應力腐蝕開裂行為。圖2為經不同熱處理的EV31A和WE43C試樣浸泡在含80 ppm Cl的0.1 M NaOH溶液中的開路電位-時間圖。對於無應力試樣而言，在恆電位條件下浸泡48 h，開路電位呈現先增加後降低最後再增加的規律。這可能與試樣的鈍化膜形成-破裂-修復過程有關。而對於EV31A-U型彎頭試樣，其在恆電位條件下浸泡48 h的開路電位也呈現先增加後降低最後又增加的趨勢，並出現波動，這可能與試樣發生局部腐蝕有關。由圖2獲得試樣開路電位的變化情況以及試樣浸泡至完全破裂所花時間見表1。EV31A試樣中，過時效態合金的裂紋萌生和裂紋擴展所花時間最長，分別為26天和38天。峰時效處理的EV31A試樣裂紋萌生時間比未進行熱處理的EV31A試樣長，但由於峰時效處理後，合金的硬度更高，故其裂紋擴展速率更快。未進行熱處理的WE43C合金的應力腐蝕開裂抗性最好，在浸泡43天後未發現裂紋。結果表明，峰時效處理後的EV31A和WE43C試樣在開路條件下對應力腐蝕開裂敏感，其斷口表現為晶間斷裂和穿晶斷裂混合模式；過時效處理後，兩種合金的開裂敏感性均降低。
圖2 不同熱處理條件下的EV31A和WE43C試樣在含80 ppm Cl-的0.1 M NaOH溶液中：(a)浸泡48 h，(b)浸泡48 h後，(c)未進行熱處理的EV31A試樣出現裂紋後的開路電位-時間圖
表1 圖2中試樣的開路電位，以及試樣浸泡至完全破裂所花時間
為探究溶液環境對試樣應力腐蝕開裂行為的影響，將未進行熱處理的U型EV31A和WE43C試樣置於含不同Cl濃度的0.1 M NaOH溶液中，試樣電位變化情況如圖3所示。未進行熱處理的EV31A試樣在含80 ppm Cl的NaOH溶液中浸泡13天後斷裂失效，而在含100 ppm和200 ppm Cl的溶液中，試樣未發生斷裂，且在試樣彎曲區域(應變區域)未發現任何裂紋。未進行熱處理的WE43C試樣在含80 ppm、100 ppm和200 ppm Cl的溶液中電位相近，試樣表現出相似的應力腐蝕開裂抗性。當溶液中不含Cl時，未進行熱處理的U型EV31A和WE43C試樣在0.1 M NaOH溶液中浸泡21天後，兩種合金的電位相近，表面存在穩定的薄膜，未觀察到裂紋。Cl濃度增加，但合金對應力腐蝕開裂的敏感性並未發生明顯變化。因此，鎂稀土合金的環境腐蝕開裂行為由其表面膜層的穩定性決定，在含80 ppm Cl的0.1 M NaOH溶液中的裂紋萌生與合金表面膜層的破裂和陽極溶解有關，裂紋的擴展則可能受氫吸附誘導位錯發射機制影響。
圖3 試樣在0.1 M NaOH和不同Cl-濃度的溶液中：EV31A(a)浸泡48 h，(b)浸泡48 h後直至斷裂；WE43C(c)浸泡48 h，(d)浸泡48 h後直至斷裂的開路電位-時間圖
圖4（1）標記了試樣在極化曲線中的應力腐蝕開裂(SCC)和氫致開裂（HIC）敏感區。其中SCC 1區，鈍化膜發生破裂，試樣開始出現點蝕；SCC 2區，鈍化膜剛形成，處於不穩定狀態；HIC區由於發生了析氫反應，材料易發生氫損傷。為探究鎂稀土合金的鈍化膜處於不穩定狀態（SCC 2區）時是否會導致應力腐蝕開裂，對U型彎曲試樣施加不同的電位，研究了材料的應力腐蝕開裂行為，結果如圖4（2）所示。當在過鈍區、活化/鈍化區施加陽極電壓時，峰時效處理的EV31A試樣發生了嚴重的局部腐蝕。在鈍化區施加-0.2 V電壓時，峰時效處理的EV31A試樣表面腐蝕均勻。而對未進行熱處理的EV31A試樣施加陰極電流（-10 mA/cm2）時，在試樣表面未觀察到局部腐蝕和裂紋。在過鈍區對峰時效處理的WE43C試樣施加1.6 V的陽極電壓會加速試樣開裂失效。為保證鎂稀土合金部件的安全使用，避免事故的發生，對試樣的開路電位進行監測以判斷試樣是否發生應力腐蝕開裂失效十分重要。
圖4 (1)極化曲線中的SCC和HIC敏感區；(2)不同熱處理試樣在施加不同電位後的形貌：(a)過鈍區施加1.6 V電壓的峰時效處理的EV31A試樣，(b)鈍化區施加-0.2 V電壓的峰時效處理的EV31A試樣，(c)活化/鈍化區施加-1.0 V電壓的未進行熱處理的EV31A試樣，(d)析氫區施加-10 mA/cm2的未進行熱處理的EV31A試樣，(e)過鈍區施加1.6V電壓的峰時效處理的WE43C試樣的橫截面，(f)峰時效處理的WE43C試樣的混合斷裂模式，(g)峰時效處理的WE43C試樣的穿晶斷裂