張 濤，王忠軍，王冬曉，褚 旭，王洪斌，周 樂

(遼寧科技大學 材料與冶金學院，遼寧 鞍山 114051)

均勻化對EK31鎂合金組織與腐蝕性能的影響

張 濤，王忠軍，王冬曉，褚 旭，王洪斌，周 樂

(遼寧科技大學 材料與冶金學院，遼寧 鞍山 114051)

為了研究均勻化熱處理對含有稀土元素Er的EK31鎂合金組織及其耐蝕性能的影響，本文利用光學顯微鏡(OM)，掃描電鏡(SEM)，X射線衍射儀(XRD)和化學工作站研究了鑄態(tài)EK31鎂合金在均勻化溫度為300，400和500 ℃，保溫時間由0.5 h至8 h熱處理后的組織結構和在3.5 wt.%的NaCl水溶液中的腐蝕行為.結果表明，EK31鎂合金主要由基體α-Mg晶粒和β-Zr核相組成.經(jīng)過300 ℃×6 h均勻化處理后，合金基體α-Mg中的β-Zr核相溶解擴散，在3.5% NaCl水溶液中浸泡96 h后的腐蝕速率達到最低，為4.3×10-3mg/(cm2·h)；當均勻化溫度為400和500 ℃時，保溫時間超過6 h后，在晶界附近富集的稀土元素Er生成Mg24Er5相，使該合金的腐蝕速率上升到1.1×10-2mg/(cm2·h).然而，與其它鎂合金相比較，EK31鎂合金具有優(yōu)異的耐蝕性能，其原因為稀土元素Er在晶界附近形成富Er區(qū)以及Mg24Er5相的阻礙作用.

鎂合金；Er；均勻化；組織；腐蝕

由于Mg合金密度低、比強度和比剛度高、減震性能好、能夠承受較大的沖擊載荷，是目前最輕的金屬結構材料，在航空航天、汽車工業(yè)以及電子產(chǎn)品等領域得到了廣泛應用[1-3].但由于金屬Mg的標準電極電位為-2.37 V，是所有金屬結構材料中電極電位最低的金屬，這就導致Mg合金的耐蝕性較差，制約了Mg合金的大規(guī)模產(chǎn)業(yè)化應用[4-5].戚爽[6]實驗結果表明AZ31在3.5 wt.% NaCl水溶液中浸泡96 h后的腐蝕速率為1.5×10-2mg/(cm2·h)，崔曉明等[7]等實驗結果表明AZ91鎂合金在3.5 wt.% NaCl水溶液中浸泡96.0 h后的腐蝕速率為 1.8×10-2mg/(cm2·h).李高林等[8]實驗結果表明AZ80鎂合金在3.5 wt.% NaCl水溶液中浸泡96 h后的腐蝕速率為2.2×10-2mg/(cm2·h).

有文獻研究表明[9-10]：在金屬Mg中加入稀土元素能夠改善Mg合金的耐蝕性.在WE43等牌號的Mg合金中含有大量的稀土元素，改善了該類Mg合金的耐蝕性能，Przondziono[11]等實驗結果表明WE43鎂合金在0.01 mol/L低濃度NaCl水溶液中浸泡96 h后的腐蝕速率為1.6×10-2mg/(cm2·h).該類商業(yè)牌號Mg合金在航空航天等領域高端輕量化零部件上得到了有效應用[12].然而WE43合金中需要添加約4.0 wt.%的稀土元素Y以及3.0 wt.%的混合稀土[13-14]，且難以熔煉，成本高昂.從而阻礙了其在商業(yè)市場中的規(guī)模化應用.基于上述原因，有必要開發(fā)耐蝕性較好，成本較低，鑄造狀態(tài)下晶粒較細，并且能夠廣泛應用的稀土Mg合金.

Rosalbino[15]等研究結果表明，將稀土元素Er加入Mg-Al合金中，能夠明顯提高合金的耐蝕性能.王靜文[16]等分析了Mg-Er二元相圖，Er在Mg中最大的固溶度為32.7 mass.%，遠遠高于常見稀土元素，因此Er對鎂合金具有很好的固溶強化作用.同時，如果稀土元素Er能夠在α-Mg中以固溶態(tài)的形式存在會提高α-Mg的電極電位[17]，會進一步降低鎂合金的腐蝕速率，為開發(fā)高耐腐蝕性鎂合金提供了新的途徑.但重稀土元素Er的密度ρEr=9.066 g/cm2，遠高于Mg的密度(ρMg=1.736 8 g/cm2)，在Mg合金中容易引起比重偏析，使合金易形成枝晶狀晶粒，因此需要在鎂合金中加入能夠細化鎂合金晶粒的Zr元素[18]，使Mg合金形成等軸狀晶粒.本課題組成功制備了稀土含量較低，且含有一定量Zr的鑄態(tài)耐蝕EK31鎂合金.

本論文選擇NaCl水溶液作為腐蝕液體測試了通過不同溫度不同保溫時間的均勻化處理后的極化曲線及失重速率，研究了該合金在均勻化處理前后的組織演變以及腐蝕行為，為開發(fā)高性能的含有稀土Er的高端鎂合金提供理論依據(jù).

1 實 驗

實驗材料為本課題組自制的圓柱狀EK31合金鑄錠，通過ICP檢測合金中實際成分為3.1 wt.% Er，1.2 wt.% Zr，余量為Mg.采用線切割的方法取圓柱狀鑄錠1/2半徑位置，試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的立方體.

將合金所有試樣清洗干凈，用鋁箔密封且在爐中沙封防止氧化，放入實驗室箱式電阻爐進行熱處理，合金試樣分別在300、400、500 ℃的3個不同熱處理溫度下保溫0.5、1、2、4、6、8 h(對500 ℃溫度下另有保溫時間為16和24 h)，取出后水冷.將試樣經(jīng)過240#～3000#不同型號的水砂紙打磨，表面沒有明顯的劃痕并拋光腐蝕，腐蝕劑具體配置方法為：苦味酸5 g、乙酸5 g、無水乙醇100 mL、蒸餾水10 mL制成腐蝕液.腐蝕時間約為15 s，然后依次用蒸餾水、無水乙醇清洗，沖洗后吹風機吹干.將所有腐蝕試樣通過Axioskop2型倒置式金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡觀察所有試樣的組織結構變化.

電化學測試采用天津艾達恒晟科技發(fā)展有限公司生產(chǎn)的CHI600D型電化學分析儀，測試采用三體電極體系，工作電極為EK31合金，參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為鉑電極.將所有合金試樣表面經(jīng)過水砂紙打磨拋光并清洗.將試樣清洗干凈后浸泡在質量分數(shù)為3.5 wt.% NaCl水溶液中.電化學測試為極化曲線測試(掃描范圍-2.0～-1.0 V，掃描速度為1.0 mV/s)有效暴露面積均為1.0 cm2.每一次替換樣品時，都要替換新的溶液.

鹽水浸泡實驗采用，質量分數(shù)為3.5 wt.%的NaCl水溶液.鹽水浸泡之前，將試樣用水砂紙打磨并清洗表面，使用電子天平稱出試樣的原始質量，將所有試樣浸泡在NaCl水溶液中.浸泡試驗結束后將試樣取出，先用蒸餾水清洗干凈，然后在200 g/L CrO3+10 g/L AgNO3溶液中浸泡 7 min以去除表面覆蓋的腐蝕產(chǎn)物，稱量腐蝕后試樣的重量，采用失重法確定平均腐蝕速率，

(1)

式中：g0為腐蝕前的原始質量,mg；gt為腐蝕后去除腐蝕產(chǎn)物的試樣質量,mg；S0為試樣總的表面積,cm2；T為腐蝕時間，h.

2 結果與分析

2.1 組織結構

圖1(a)為鑄態(tài)EK31合金在掃描電鏡下的組織.由圖1(a)可以看出，EK31合金α-Mg晶粒尺寸在20～100 μm，近似等軸狀且在晶粒內部存在顆粒狀相，晶界附近有少量不均勻白色第二相，并且在晶界附近的基體α-Mg內部存在亮白色區(qū)域.對晶粒內部的顆粒相(圖1(a)中所指1區(qū)域)進行EDS能譜分析(圖1(b))可知：該顆粒狀相的主要化學成分為Zr，而該合金中其他位置Zr元素的含量極少，因此可以推斷該合金內部的顆粒狀相為β-Zr核相.由于Zr和Mg元素同為HCP結構，其晶格常數(shù)為：a=0.323，c=0.514，與Mg (a=0.321，c=0.521)相近，作為了液態(tài)Mg在凝固過程中異質形核的核心，提高了形核率，即使該合金在鑄態(tài)非平衡凝固條件下也能使其形成為近似等軸狀的晶粒組織[19].對合金晶界附近的白色第二相(圖1(a)中所指2區(qū)域)進行EDS能譜分析(圖1(c))可知，白色第二相中只含有稀土元素Er與Mg，說明該合金的第二相為基體α-Mg與稀土元素Er形成的化合物.對合金晶界附近的亮白色區(qū)域(圖1(a)中所指3區(qū)域)進行EDS能譜分析(圖1(d))可知，亮白色區(qū)域中同樣含有少量的稀土元素Er.該鑄態(tài)合金在均勻化處理前β-Zr是以Zr為基形成的固溶體，分布于基體α-Mg晶粒內部，同時在晶界附近存在少量不均勻白色含Er第二相以及含有稀土元素Er的亮白色區(qū)域.

圖1 EK31合金均勻化處理前SEM像及其內部組織EDS能譜分析結果

Fig.1 SEM image of EK31 alloy before homogenization and analytical result of EDS:(a) SEM image; (b) β-Zr core; (c) Er-rich area; (d) Second phase

圖2為該合金在均勻化處理前Er元素面掃描分析.由圖2可以看出，該合金在均勻化處理前合金晶界附近的亮白色區(qū)域含有較多的稀土元素Er(圖2(b))，而在合金的基體中Er的含量卻極少.這說明該鑄態(tài)合金在均勻化處理前，合金中的稀土元素Er主要在晶界處富集，形成了富Er區(qū).這是由于稀土元素Er的密度遠大于Mg，這就導致在合金凝固過程中，合金中的稀土元素Er易發(fā)生比重偏析，Er元素不能均勻的固溶在基體α-Mg晶粒內部，容易向晶界處遷移，最終使稀土元素Er富集在晶界附近.

圖2 EK31合金均勻化處理前Er元素面掃描分析

圖3(a)為該合金經(jīng)過150～700 ℃升溫過程中DSC分析.由圖3(a)可知，該合金在400 ℃升溫過程中有明顯的放熱現(xiàn)象，說明該合金在400 ℃時可能有相的生成.而溫度上升到500 ℃后，既沒有吸熱也沒有放熱現(xiàn)象，到650 ℃時產(chǎn)生明顯吸熱現(xiàn)象，說明此時該合金熔化.圖3(b)為該合金經(jīng)過700～150 ℃降溫過程中DSC分析.由圖3(b)可知，該合金在570 ℃時有明顯的放熱現(xiàn)象，說明在570 ℃該合金凝固時有相的生成.根據(jù)Mg-Er二元相圖(圖4)可知，在570 ℃時Mg-Er合金發(fā)生共晶轉變，生成Mg24Er5相，與DSC降溫過程分析結果相吻合，說明570 ℃時EK31鎂合金中Mg24Er5相開始形成.此時合金基體中可能存在基體α-Mg與Mg24Er5相.

圖3 EK31鎂合金DSC曲線

Fig.3 DSC analysis of EK31 magnesium alloy: (a) Heating process; (b) Cooling process

圖5(a)為EK31鎂合金經(jīng)過400 ℃×6 h均勻化處理后掃描電鏡下的組織,可以看出，EK31鎂合金經(jīng)過400 ℃×6 h均勻化處理后，在合金的晶界附近生成的白色第二相增多，呈條棒狀.對第二相(圖5(a)中所指1區(qū)域)進行EDS能譜分析(圖5(b))可知，該條狀的白色第二相中仍含有稀土元素Er.并且對晶界附近的亮白色富Er區(qū)(圖5(a)中所指2區(qū)域)進行EDS能譜分析(圖5(c))可知，經(jīng)過400 ℃×6 h均勻化處理后，富Er區(qū)中稀土元素Er的含量有所降低.說明該合金隨著均勻化溫度的提高，使富集在晶界附近的Er析出形成第二相.

圖4 Mg-Er二元相圖

圖5EK31合金400℃×6h均勻化處理后SEM像及其內部第二相的EDS能譜分析結果

Fig.5 SEM image of EK31 alloy after homogenization at 400 ℃×6 h and analytical result of EDS for second phases in matrix: (a) SEM image; (b) Second phase; (c) Er-rich area

根據(jù)圖3的DSC分析以及圖4的Mg-Er二元相圖所反映出該合金在570 ℃凝固時發(fā)生共晶反應，Mg24Er5相開始形成.說明此時在晶界形成的第二相可能為Mg24Er5相.由于稀土元素Er的原子半徑(0.176 nm)比Mg原子半徑(0.160 nm)大，導致在高溫加熱的條件下稀土元素元素Er在基體α-Mg中極不穩(wěn)定，會使存在于基體α-Mg晶界附近的富Er區(qū)中的稀土元素Er逐漸析出，在晶界附近與基體α-Mg形成穩(wěn)定的第二相.

圖6(a)為EK31合金經(jīng)過500 ℃×24 h均勻化處理后在掃描電鏡下的組織.由圖6(a)可以看出，EK31合金經(jīng)過500 ℃×24 h均勻化處理后，在合金晶界附近存在大量不均勻白色第二相.對晶界附近的第二相進行EDS能譜分析(圖6(b))可知，該白色立方體狀第二相中稀土元素Er含量增多，且存在晶界附近的亮白色富Er區(qū)消失.

圖6EK31合金500℃×24h均勻化處理后SEM像及其內部Mg24Er5相的EDS能譜分析結果

Fig.6 SEM image of EK31 alloy after homogenization at 500 ℃×24 h and analytical result of EDS for Mg24Er5phase in matrix: (a) SEM image; (b) Mg24Er5phase

圖7為該合金經(jīng)過500 ℃×24 h均勻化處理后的XRD分析結果.由圖7可以看出，該合金經(jīng)過500 ℃×24.0 h均勻化處理后該合金主要由基體α-Mg與Mg24Er5相組成，從而確定該合金在晶界附近的第二相確為Mg24Er5相.經(jīng)過500 ℃高溫長時間均勻化熱處理后，該合金晶界附近的Mg24Er5相由條棒狀變成不均勻分散的顆粒狀.說明該合金此時產(chǎn)生過燒現(xiàn)象，部分Mg24Er5相熔化斷裂，經(jīng)過水冷凝固后呈顆粒狀分布.但根據(jù)DSC分析中，該合金升溫到500 ℃時沒有明顯的吸熱與放熱，這是由于DSC分析為瞬時加熱，而該合金則是通過500 ℃長時間保溫使第二相發(fā)生變化.所以在500 ℃時，DSC熱分析中沒有發(fā)生變化.

圖7 EK31合金500 ℃×24 h均勻化XRD譜圖

Fig.7 XRD pattern of EK31 alloy after homogenization at 500 ℃×24 h

圖8(a)所示為該合金均勻化處理前的顯微組織.由圖8(a)可以看出，均勻化處理前該合金在基體α-Mg晶粒內部含有分布不均勻的β-Zr核相，這些β-Zr核相的存在細化了該合金的晶粒，但這種晶內Zr元素的分布不均勻性也可能影響該合金的耐蝕性能.圖8(b)為該合金經(jīng)過300 ℃×6.0 h均勻化處理后的顯微組織.從圖8(b)可以看出，經(jīng)過均勻化處理后，合金中的β-Zr核相基本溶解，元素Zr擴散到基體α-Mg相中，晶粒逐漸由均勻化處理前的不均勻的類等軸晶粒狀態(tài)向均勻的等軸晶粒狀態(tài)轉變.圖8(c)為該合金經(jīng)過400 ℃×6 h均勻化處理后的顯微組織.從圖8(c)可以看出，該合金經(jīng)過400 ℃×6.0 h均勻化處理后在合金晶界附近有少量第二相生成，根據(jù)以上實驗結果表明為Mg24Er5相.圖8(d)為該合金經(jīng)過500 ℃×24 h均勻化處理后的顯微組織，可以看出，經(jīng)過500 ℃高溫均勻化熱處理后在合金晶界附近存在大量Mg24Er5相，雖然此時產(chǎn)生過燒現(xiàn)象Mg24Er5相熔化斷裂，但這些富集在晶界附近的Mg24Er5相仍然對合金具有優(yōu)良的穩(wěn)定性，其晶粒尺寸也沒有發(fā)生明顯變化，平均晶粒尺寸在29～39 μm范圍內，但β-Zr核相的溶解與Mg24Er5相的析出與斷裂會影響該合金的耐蝕性能.

圖8 EK31合金微觀組織

Fig.8 Microstructures of EK31 alloy: (a) before homogenization; (b) 300 ℃×6 h; (c) 400 ℃×6 h; (d) 500 ℃×24 h

2.2 電化學腐蝕

圖9為該合金在3.5 wt.% NaCl水溶液中的極化曲線.由圖9可以看出，該合金在NaCl水溶液中陽極極化時，外加腐蝕電位向正向移動，腐蝕電流隨之增大，析氫速率增加，加快合金腐蝕進程，合金加速溶解，表面析出氣泡[21].此外，該合金隨著外加電位向正向移動，陽極極化電流密度均呈現(xiàn)快速升高并且最終電流密度沒有明顯區(qū)別，說明該合金經(jīng)過均勻化處理并不能遏制電化學腐蝕，這是由于在電化學的作用下能夠使溶液中的Cl-迅速富集在合金表面，并穿透鈍化膜，腐蝕合金基體，發(fā)生如下反應：

(2)

由圖9還可以看出，經(jīng)過均勻化處理后，該合金的自腐蝕電位均向正向移動.說明經(jīng)過均勻化處理后，該合金具有較低的腐蝕傾向.其中經(jīng)過300 ℃×6 h均勻化處理后，該合金的自腐蝕電位向正向移動的幅度最大.由于經(jīng)過300 ℃×6 h均勻化處理后，元素Zr擴散在α-Mg相中，使基體α-Mg相的電極電位提高，具有較低的腐蝕傾向.然而，當該合金經(jīng)過400和500 ℃均勻化處理后，合金中的稀土元素Er在晶界附近形成Mg24Er5相，使基體α-Mg晶界附近的Er含量降低，使該合金電極電位較300 ℃均勻化處理后的電極電位略有降低.

圖9 EK31鎂合金在NaCl水溶液中極化曲線

Fig.9 Polarization curve of EK31 magnesium alloy in NaCl aqueous solution

2.3 浸泡實驗

圖10為不同熱處理狀態(tài)的EK31鎂合金在3.5 wt.% NaCl水溶液中浸泡96 h后的表面腐蝕形貌.由圖10可知，該合金在3.5 wt.%NaCl水溶液中浸泡96 h后表面均能呈現(xiàn)出近似全面腐蝕，其中經(jīng)過300 ℃×6 h均勻化處理后(見圖10 (b))，合金腐蝕表面更加均勻，表面沒有產(chǎn)生明顯的腐蝕坑，說明經(jīng)過300 ℃×6 h均勻化處理后該合金發(fā)生均勻腐蝕.而圖10(a, c, d)合金表面均出現(xiàn)了輕微腐蝕坑.其中圖10(a)為均勻化處理前該合金的表面腐蝕形貌.由圖10(a)可知，該合金均勻化處理前，合金表面呈現(xiàn)出蜂窩狀的腐蝕形貌，由于均勻化處理前合金內部的化學元素分布不均，使合金基體出現(xiàn)數(shù)量較多的腐蝕坑.而經(jīng)過400與500 ℃均勻化處理后(見圖10 (c), (d))，合金表面出現(xiàn)少量輕腐蝕坑，由于經(jīng)過400與500 ℃均勻化處理后在合金晶界附近析出Mg24Er5相，合金的腐蝕由晶界開始，導致合金經(jīng)過400與500 ℃均勻化處理后，在合金晶界附近產(chǎn)生了輕微的腐蝕坑.

圖10不同熱處理狀態(tài)的EK31鎂合金在3.5wt.%NaCl水溶液中浸泡96h后的表面腐蝕形貌

Fig.10 Surface morphology of EK31 alloy in 3.5 wt.% NaCl aqueous solution: (a) before homogenization; (b) 300 ℃×6 h; (c) 400 ℃×6 h; and (d) 500 ℃×24 h

圖11為該合金在3.5 wt.% NaCl水溶液中的失重速率曲線.由圖11可知：該合金在NaCl水溶液中經(jīng)過10 h浸泡后的總質量并沒有發(fā)生明顯變化，說明合金并沒有發(fā)生失重現(xiàn)象，這是由于合金表面與溶液中的OH-生成了Mg(OH)2保護膜，阻礙了合金的腐蝕，溶液中的Cl-優(yōu)先腐蝕表面保護膜.此時合金表面Mg(OH)2的生成量與被腐蝕的量達到動態(tài)平衡，腐蝕速率保持不變[22].由圖11還可以看出，該合金經(jīng)過均勻化處理后的失重速率比未經(jīng)過熱處理處理的失重速率要低.說明該合金經(jīng)過均勻化處理后合金的耐蝕性提高.這是由于該合金經(jīng)過均勻化處理使得稀土元素Er在晶界附近形成Mg24Er5相，雖然增加了基體微電偶數(shù)量，但合金的腐蝕優(yōu)先從晶界開始，而這些富集在晶界附近的稀土元素恰好能夠阻礙合金進一步腐蝕，使合金的耐蝕性能得到改善[15].同時，經(jīng)過均勻化處理后，鑄造態(tài)下的Zr核經(jīng)過均勻化處理后分解擴散到基體中也有利于合金耐蝕性能的改善.其中經(jīng)過300 ℃×6 h均勻化處理后，由于合金的晶粒細小均勻，同時β-Zr核相溶解擴散到基體α-Mg相中，提高了合金基體的電極電位，使合金的腐蝕沿著合金表面擴散開來(見圖 12(a))，最終造成比較淺而均勻的腐蝕，合金的耐蝕性能得到提高.然而，當均勻化溫度達到400和500 ℃，保溫時間超過6h時，由于合金晶界附近大量形成的Mg24Er5相雖然能夠阻礙腐蝕液中Cl-向基體的擴散，但同時Mg24Er5相也作為了合金內部腐蝕微電池的陰極，使合金內部形成了多組腐蝕微電偶[4].通過400和500 ℃均勻化處理得到的第二相化合物起到了電偶陰極的作用，使基體α-Mg作為陽極容易被腐蝕，腐蝕將繼續(xù)在已腐蝕區(qū)域進行，而未腐蝕區(qū)域將會由于周圍已腐蝕區(qū)域的腐蝕而被保護，這樣腐蝕就朝縱向發(fā)展，產(chǎn)生點蝕(見圖 12(b))，最終形成窄而深的腐蝕坑，使合金的腐蝕速率提高.

EK31鎂合金在不同熱處理條件下的腐蝕速率范圍為4.3×10-3～1.4×10-2mg/(cm2·h)，與其他鎂合金相比具有較低的腐蝕速率(見圖10).一方面由于α-Mg相的電極電位為-1.669 V，β-Mg17Al12相的電極電位相比于α-Mg相具有較正的電位，為-1.2 V[23].而含稀土元素析出相的電極電位通常比β-Mg17Al12相的負，與α-Mg相的電位更接近以及具有較弱的陰極性，稀土相與α-Mg相之間的電位差相差較少，微電偶腐蝕顯著減少，使合金的耐蝕性能得到提高[24].另一方面稀土元素Er具有凈化熔體的作用，能夠與鎂合金中有害雜質(如鐵、鎳等)結合，降低它們的強陰極作用，并且能夠優(yōu)化合金組織結構，抑制陰極過程，從而提高合金基體的耐蝕性能[25].此外，根據(jù)以上實驗可知，向鎂合金中加入稀土元素Er能夠在合金的晶界附近形成富Er區(qū)，使晶界附近Er的含量提高，能夠阻礙Cl-對合金基體的侵蝕.因此EK31鎂合金具有優(yōu)異的耐蝕性能.

圖11 EK31鎂合金在3.5 wt.% NaCl水溶液中失重速率

Fig.11 Weight loss rate of EK31 magnesium alloy in 3.5 wt.% NaCl aqueous solution

圖12 EK31鎂合金腐蝕過程示意圖

Fig.12 Schematic diagram of corrosion evolution for EK31 alloys: (a) 300 ℃×6.0 h; (b) 500 ℃×24 h

3 結 論

1)鑄態(tài)EK31鎂合金組織主要由基體α-Mg晶粒和β-Zr相組成，在晶界附近存在富Er區(qū).經(jīng)過均勻化處理后，元素Zr向基體α-Mg中擴散，富Er區(qū)中的元素Er逐漸析出，形成Mg24Er5相.

2)EK31鎂合金在300 ℃保溫6 h均勻化處理后有利于改善該合金的耐蝕性能，使其腐蝕速率值達到最低；然而在較高的均勻化溫度400和500 ℃處理后，由于在EK31鎂合金晶界附近生成Mg24Er5相，不利于改善該合金的耐蝕性能.

3)EK31鎂合金300 ℃保溫6 h均勻化處理后的腐蝕速率值為4.3×10-3mg/(cm2·h)；400和500 ℃均勻化處理不同時間后的腐蝕速率范圍為6.8×10-3～1.4×10-2mg/(cm2·h)，與其它鎂合金相比較，表現(xiàn)出優(yōu)異的耐蝕性能.

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InfluenceofhomogenizationonmicrostructureandcorrosionresistanceofEK31magnesiumalloy

ZHANG Tao, WANG Zhongjun, WANG Dongxiao, CHU Xu, WANG Hongbin, ZHOU Le

(School of Materials and Metallurgy, University of Science and Technology Liaoning, Anshan 114051, China)

In order to study the effect of homogenization heat treatment on the microstructure and corrosion resistance of EK31 magnesium alloy containing rare earth element Er, the microstructures of as-cast EK31 magnesium alloy after homogenization at 300 ℃, 400 ℃ and 500 ℃, the holding time from 0.5 h to 8 h were observed and the electrochemical corrosion behavior of 3.5 wt.% NaCl aqueous solutions were studied by optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), X-ray diffraction (XRD) and electrochemical workstation. The results show that the as-cast EK31 alloy was mainly composed of α-Mg grains and β-Zr core phases. After homogenization at 300 ℃×6 h, the β-Zr core phase was dissolved and diffused in the alloy matrix. The corrosion rate of the solution was 4.3×10-3mg/(cm2·h) after being immersed in 3.5% NaCl solution for 96 h. When the temperature was 400 ℃ and 500 ℃ abd the holding time was more than 6 h, the rare earth element Er was enriched near the grain boundary and generated a large amount of Mg24Er5phase, leading to an increase of the corrosion rate of the alloy to 1.1×10-2mg/(cm2·h). However, compared with other magnesium alloys, it has excellent corrosion resistance. The reason is that the hindrance of the rare earth element Er and Mg24Er5phase in the vicinity of the grain boundary.

magnesium alloy; Er; homogenization; microstructure; corrosion

2017-06-01. < class="emphasis_bold">網(wǎng)絡出版時間

時間: 2017-11-20.

國家自然科學基金資助項目(51374128;51404137)

張 濤,(1992—)，男，碩士研究生

王忠軍,E-mail:zhongjunwang@126.com.

10.11951/j.issn.1005-0299.20170192

TG146.2

A

1005-0299(2017)06-0066-09

(編輯張積賓)