超聲滾壓對6061鋁合金晶間腐蝕行為的影響

胡鐘遙，石維,2,3*，向嵩,2,3

超聲滾壓對6061鋁合金晶間腐蝕行為的影響

胡鐘遙1，石維1,2,3*，向嵩1,2,3

（1.貴州大學 材料與冶金學院，貴陽 550025，2.貴州省材料結構與強度重點實驗室，貴陽 550025，3.高性能金屬結構材料與制造技術國家地方聯合工程實驗室，貴陽 550025）

研究不同靜壓力條件下形變誘導梯度變形層對6061鋁合金晶間腐蝕行為的影響。使用超聲滾壓技術（USRP，Ultrasonic surface rolling processing）強化6061鋁合金表層，采用激光共聚焦、X射線衍射等方法研究酸化NaCl溶液體系下3種靜壓力條件對6061鋁合金晶間腐蝕行為的影響。隨著靜壓力的增大，6061鋁合金表層組織呈梯度變化，且形變層深度可延伸至近300 μm。在酸化NaCl溶液腐蝕加速條件下，在相同時間內滾壓后試樣沿晶腐蝕的路徑大幅縮短，向下擴展的深度降低了50%，使得6061鋁合金的抗晶間腐蝕性能顯著提高。表征結果表明，晶間腐蝕擴展路徑與表面粗糙度無相關性，它主要與第二相（AlFeSi相）在形變層中的彌散分布有關。未經USRP處理的6061鋁合金在沿晶界連續分布的AlFeSi相促進下發生了明顯的沿晶腐蝕。相比之下，經USRP處理后，AlFeSi相會因晶粒形變而呈斷續分布，減弱了它在晶界區域對鋁合金基體的電偶腐蝕作用，降低了腐蝕通道的連通性，從而阻礙了腐蝕路徑的擴展。USRP可提高6061鋁合金的抗晶間腐蝕性能，其表面粗糙度并非是提高晶間腐蝕抗性的主要因素，經USRP細化和分散后的AlFeSi相是阻斷沿晶腐蝕路徑的關鍵因素。

6061鋁合金；超聲滾壓；組織形變；AlFeSi相；晶間腐蝕

另有研究表明，Al-Mg-Si合金同時受到彌散強化相（Mg2Si）偏析的影響，經時效處理后相的類型、尺寸、體積分數和分布形態的變化均會改變合金的腐蝕行為[7-9]。盡管Mg元素在電偶序上的電位低于Al元素的電位，在腐蝕過程中應作為陽極，并對Al基體起到保護作用，但當Mg發生選擇性溶出后，Si元素會繼續殘留，使得析出相轉變為陰極相，同樣促進了鄰近邊緣基體的加速溶解[10-11]。與此同時，Xu 等[12]還發現Al-Mg-Si合金經T6時效方法處理后，Mg2Si沿晶界呈連續分布，而經T616時效方法處理后，合金晶界析出物呈非連續分布，且具有較窄的無析出相區[13]。由于經過T616時效處理，使得材料在腐蝕過程不易發生腐蝕路徑連接，從而大幅提高了Al-Mg-Si合金的抗IGC能力，因此降低了6系鋁合金析出相對局部腐蝕的影響，這是提高鋁合金抗IGC能力的重要手段。

超聲滾壓（Ultrasonic rolling process，USRP）是近年來發展起來的一種高能束表面改性技術，它利用超高頻的表面沖擊使得金屬表層組織發生高頻次的冷變形，從而快速細化，形成具有高殘余壓應力的梯度強化表層，因此在不銹鋼、齒輪鋼、鈦合金等需要長效抗疲勞壽命的結構材料領域，該技術得到了大量應用[14-15]。關于USRP對腐蝕性能的影響，已有相關研究表明，7075鋁合金經超聲噴丸處理后，其耐蝕性能大幅提高，主要原因是其表面粗糙度的大幅降低。Sun等[16]也發現，7075經超聲滾壓處理后，材料的極化阻抗出現了2～3倍的上升，認為原因是位錯密度的提高，加速了材料的成膜過程。另外，Ye等[17]將AZ31B 鎂合金經過超聲滾壓后處理，反而獲得了較高的表面粗糙度，從而降低了材料的耐蝕性?；谝陨涎芯靠芍?，若鋁合金表層中存在的析出相在超聲沖擊作用下將原本沿晶界連續分布的微米級針狀AlFeSi相破碎與細化后，必然會對6系鋁合金的抗IGC性能造成顯著影響。由此，這里將采用激光共聚焦顯微鏡（CLSM）、掃描電子顯微鏡等技術，研究不同靜載壓力下USRP對6061鋁合金晶間腐蝕行為的影響，通過觀察截面腐蝕情況，探明6061鋁合金梯度形變層的晶間腐蝕演化規律，以及梯度結構阻礙晶間腐蝕發展的微觀作用機理。

1 實驗

1.1 方法

實驗材料為鑄態6061鋁合金。6061鋁合金的主要成分如表1所示。首先在570 ℃下對6061鋁合金進行均勻化處理7 h，之后在550 ℃條件下固溶處理1 h，水冷，最后于180 ℃條件下進行5 h的人工時效處理[18]。

將熱處理后的鋁合金試樣，加工為尺寸22 mm× 130 mm的圓棒狀樣，再用砂紙從400目逐級打磨至2000目，然后進行超聲表面滾壓處理。超聲表面滾壓設備為HKUSM30S豪克能金屬表面加工控制設備和CK6140計算機數控（CNC）車床。具體實驗參數如表2所示。實驗參數設置：靜壓力分別為0 MPa（Base Metal，BM）、0.08 MPa（UR1）、0.1 MPa（UR2）、0.12 MPa（UR3），均滾壓5道次，以得到4批具有不同變形程度的樣品。首先經過超聲表面滾壓處理，然后用丙酮超聲清洗樣品表面的潤滑油，最后在無水乙醇中進行短時間清洗，并于冷空氣中干燥。在經過處理后的樣品表面切取帶弧面的長度為6 mm、寬度為6 mm、高度為4 mm的立方塊，并對其表面和橫截面進行微觀結構表征。在進行金相觀察時，對垂直于滾壓方向的面進行拋光處理，之后使用Keller試劑侵蝕3 min后觀察截面組織。

1.2 顯微組織及力學性能表征

利用光學顯微鏡、ZEISS SUPRA55型掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）對超聲滾壓試樣的表面形貌進行觀察，并用儀器附帶的能譜儀（EDS）對表面元素成分進行分析。利用激光共聚焦顯微鏡（LEXT 3D MEASURING LASER MICROSCOPE OLS 5000）表征表面粗糙度。采用超景深激光共聚焦顯微鏡（日本OLMPUS，LEXT OLS5000）對滾壓試樣表面進行觀測，顯微鏡可實現曲面試樣的多維細節觀測和三維重構。實驗采用HVS-1000型數顯顯微硬度計測量硬度，采用維氏壓頭進行顯微硬度的測試。經超聲滾壓后，測量鋁合金試樣橫截面的梯度硬度。實驗載荷選取0.1 kg，保荷時間為15 s，測量3次并取平均值。選用邯鄲市愛斯特公司的X-350A型X射線衍射應力測定儀對不同超聲滾壓壓力下6061鋁合金試樣的殘余應力進行測試，掃描步距為0.1°，選用Cr 靶輻射。當存在一定應力時，試樣的晶面間距隨著晶面與應力相對取向的不同而有所變化。

1.3 SKPFM測試

采用Bruker公司的原子力顯微鏡測量6061鋁合金不同析出相和Al基體表面的Volta電勢。在此次研究中，SKPFM測試在室溫干燥空氣中進行，分辨率為256×256，掃描頻率為0.996 Hz。在測試前，采用純金和純鋁制備的標準樣品的伏特電位來評價探針的可靠性。采用雙掃描模式，初次掃描獲得樣品的表面形貌圖；第2次掃描將探針抬起高度設置為80 nm，以獲得樣品表面的伏特電勢數據。

1.4 晶間腐蝕加速

選用晶間腐蝕測試方法來評定超聲滾壓前后6061鋁合金的晶間腐蝕行為。晶間腐蝕試驗依據HB 5255—83進行。從滾壓后的試樣上切取尺寸6 mm× 6 mm×4 mm的樣品。每個參數的試樣需制備3個平行樣。在晶間腐蝕試驗前，除滾壓面外，其余面均用環氧樹脂包裹。將包裹后的試樣首先在無水乙醇溶液中脫脂，在質量分數為10%的NaOH溶液中浸泡5 min，然后用蒸餾水清洗。之后在質量分數為30%的HNO3溶液中浸泡2 min，使得表面出光，并在蒸餾水中清洗后干燥，最后在酸化的NaCl溶液（在1 L蒸餾水中加入30 g氯化鈉和10 mL鹽酸）中浸泡24 h。根據試樣的表面積調整溶液的體積，使得試樣表面與溶液體積之比恒定為1 cm2∶12.5 mL。在實驗結束后，先用蒸餾水沖洗試樣，再用無水乙醇沖洗，然后在冷空氣中干燥，并真空保存，為后續測試做好準備。通過激光共聚焦顯微鏡評估試樣的腐蝕形貌和腐蝕深度，之后通過掃描電子顯微鏡觀察不同試樣的橫截面，以評估其腐蝕深度。

表1 6061鋁合金的化學成分

Tab.1 Chemical composition of 6061 aluminum alloy

表2 超聲表面滾壓參數

Tab.2 Ultrasonic surface rolling parameters

2 實驗結果

2.1 USRP前后表面組織的變化

如圖1所示，6061鋁合金中微米級的第二相主要指AlFeSi相和Mg2Si相[19]，其形態如圖1a～b所示。AlFeSi相多以魚骨狀或蛛網狀分布于晶界處，而Mg2Si相主要以橢圓或短棒狀分布于基體中。如圖1c～d所示，聚焦點Point 1和Point 2分別為AlFeSi相和Mg2Si相，關于AlFeSi相和Mg2Si相在較多文獻中均有論述[5,19]。根據Image-Pro Plus軟件的圖像統計結果可知，AlFeSi相的體積分數為0.593%，Mg2Si相的體積分數為0.541%，表明在數量上兩者的比例相近。已有研究表明，6061鋁合金中的陰極相AlFeSi和陽極相Mg2Si均會對材料的腐蝕過程造成不同程度的影響[18]。

因此，只有隨著認識和實踐的不斷進步，充分估計前進道路上的困難和曲折，正確認識當前甚至今后一個時期高效節水灌溉發展的進展，在辯證唯物主義認識論的指導下，依靠正確的認識論和方法論，才能有力促進高效節水灌溉的發展。必須站在新的歷史高度，在馬克思辯證唯物主義及其認識論的指導下，依靠新的認識指導新的實踐，通過實踐認識再實踐再認識過程不斷開拓進取，充分認識發展高效節水灌溉的艱巨性，增強發展高效節水灌溉的自覺性、支撐力和自信心，創造條件，因地制宜加快推進高效節水灌溉的健康發展。

為了探明AlFeSi相和Mg2Si相對鋁基體的影響，通過SKPFM測試（結果如圖2所示）可知，AlFeSi相的Volta電勢比鋁基體的大，因此在電偶序列中AlFeSi相為陰極，而鋁基體為陽極，會引起周圍基體的腐蝕。Mg2Si相的電勢低于基體的電勢，在腐蝕過程中會優先發生腐蝕[20-21]。

圖1 6061鋁合金初始形態與成分表征

圖2 不同析出相的高度和Volta電勢

6061樣品滾壓表面第二相的演化規律如圖3所示，將AlFeSi相的圖像進行二值化黑白圖像處理?？芍庇^地看出，在未經處理時AlFeSi相以魚骨狀或針狀形式存在；經USRP處理后，AlFeSi相不斷被細化，并重新分散于基體中。這種彌散化分布可能會造成更多的局部腐蝕形核位點，但對其晶間腐蝕的影響尚需通過腐蝕實驗進行論證。

經USRP處理前后試樣的表面形貌如圖4—5所示。BM試樣表面存在明顯的加工紋理，如凹凸不平等缺陷，其表面粗糙度=0.45 μm。從圖4b中可以看出，UR1試樣受到的壓力較小，其表層的晶粒發生破碎，表面的凹凸被壓平和填補，相較于未處理試樣得到了一定改善，但仍不夠平整，其表面粗糙度=0.22 μm。隨著靜壓力的增大，UR2試樣的表面光滑、平整，且表面粗糙度=0.13 μm，表面粗糙度最低。超聲滾壓可改善6061鋁合金的表面粗糙度，有利于材料表面耐腐蝕性能的提高[22]。當壓力增至0.12 MPa（UR3）時，6061表層的形變容量耗盡，壓力過大導致試樣表面出現裂紋和褶皺（如圖4d所示，表面粗糙度=0.83 μm，相較于其他滾壓試樣，其表面粗糙度上升），可能會對其抗晶間腐蝕性能造成不利影響。

圖3 不同超聲滾壓壓力處理后樣品表面AlFeSi相的SEM形貌

圖4 不同超聲滾壓壓力下樣品表面SEM

圖5 不同超聲滾壓壓力下樣品表面三維形貌

2.2 USRP對殘余壓應力的影響

研究表明，殘余壓應力會對晶間腐蝕起到抑制作用[23]。USRP對6061鋁合金表面殘余應力的影響如圖6所示。在BM試樣上測出的殘余壓應力屬于材料的加工應力?？梢娊涍^USRP處理后，隨著靜壓力的增大，表面的殘余壓應力呈現上升趨勢[7, 22]。當壓力增至0.12 MPa時，表面裂紋的產生使得殘余應力得到一定程度的釋放，表現出減小趨勢，因此根據殘余壓應力的表現，UR2試樣在理論上應具有較好的晶間腐蝕抗性。

2.3 USRP前后截面組織的變化

顯微硬度的變化可清晰反映變形層的深度，顯微硬度在不同試樣上隨深度的變化如圖7所示。由圖7可見，隨著靜壓力的增加，試樣的表面硬度相應提高[24-26]。當硬度升至135HV時，靜壓力的增加并不能進一步提高材料的表面硬度，表明135HV已接近6061鋁合金通過加工硬化達到可實現的硬度極值，壓力過大則會出現此前表面開裂的結果。同時可以看到，靜壓力的提高使得USRP的形變能量傳遞至更深層次的組織內部。當壓力提升至0.12 MPa時，梯度層的深度可延伸至300 μm處。

圖6 不同超聲滾壓壓力下6061鋁合金表面殘余壓應力的變化

圖7 6061鋁合金超聲滾壓處理前后顯微硬度在深度方向的變化

不同滾壓壓力下試樣的截面組織形貌如圖8所示，其中紅線標識出變形區域及偏轉角。經USRP處理后，6061鋁合金的微觀結構發生了變化。隨著靜壓力的增加，變形區域逐步向基體內部擴張，晶粒發生偏轉，形成了具有一定角度的流變區域。從圖8d中可以看出，UR1、UR2和UR3樣品的變形層深度分別為100、160、210 μm。同時，隨著靜壓力的增大，晶粒平均旋轉角度與之間存在正比例關系，即靜壓力與偏轉角呈正相關。從最大壓力參數（圖8c）得到的變形晶粒形態可知，雖然形變層中的晶粒因擠壓而被拉長，但是并未觀察到大量晶粒出現斷裂和細化現象，這顯然與fcc結構的6061鋁合金屈服強度低、易于形變的材料性質有關[27]。值得注意的是，從形貌上可見塑性變形層深度與硬度測量所示梯度層的深度并不一致，硬度所示的梯度層深度在圖8中用橙色線標記（ii），而從形貌上可見的梯度層深度位于紅線（i）所示區域。兩者之間出現差異是因在變形過程中，材料會發生塑性變形，晶粒內部發生了位錯運動和堆積[28]，使得應力場的影響延伸至區域（ii）部分。由此在微觀形態上表現為晶粒未發生形變，但硬度卻出現變化。

經過不同超聲滾壓壓力處理后，觀察距離表面相同尺寸的AlFeSi相截面的SEM結果，如圖9所示。在BSD成像模式下可清楚地看到，經超聲滾壓處理后沿晶界分布的AlFeSi相隨著晶粒的拉長會發生相應變形[29]。由于AlFeSi相為脆性相，在拉斷后呈斷續的點狀分布于晶界處，且隨著變形程度的加劇出現明顯的分散現象。當靜壓力逐漸增大，AlFeSi相的細化程度越大。從圖9中也可看出，AlFeSi相在壓應力的作用下也發生了一定角度的偏轉。針對Mg2Si相，圖9插圖中紅色圈標識處為可見微米級Mg2Si相，Mg2Si相的形態呈橢圓狀或短棒狀[30]。大部分Mg2Si相因自身尺寸較小且硬度較高,并未隨基體形變而發生斷裂，因此USRP對Mg2Si形態的影響并不明顯，應著重考慮AlFeSi相對腐蝕行為的影響。

2.4 超聲滾壓對晶間腐蝕敏感性的影響

為了探明第二相對晶間腐蝕擴展規律的影響，這里選取了5 h和24 h這2個具有代表性的浸泡時間，分別研究6061鋁合金在晶間腐蝕早期和中長期的腐蝕特征。6061在酸化的NaCl溶液中浸泡5 h后的腐蝕結果如圖10所示。如圖10a所示，未經超聲滾壓處理試樣的腐蝕逐步向基體內部延伸，其最表層晶粒被侵蝕，出現了脫落現象。通過局部放大圖（圖10b）可以觀察到，在晶間腐蝕過程中完整塊狀的顆粒存在于腐蝕路徑中，并逐漸向周圍完整的第二相擴展。如圖10c所示，經超聲滾壓處理后，由于晶粒細化程度較低，腐蝕的擴展速率并未得到明顯抑制，腐蝕早期的晶粒脫落現象得到明顯改善。如圖10e所示，當靜壓力增至0.10 MPa（UR2）時，晶粒的細化程度較大，擴展速率降低，且未發生晶粒脫落現象，腐蝕深度也明顯變淺。根據腐蝕路徑的放大圖（圖10f）可知，斷續的AlFeSi相分布于腐蝕通道中，減緩了腐蝕的進程。如圖10g所示，當壓力增至0.12 MPa時，AlFeSi的細化程度較大，在腐蝕早期無論是腐蝕深度還是對基體的破壞程度均最小。從晶間腐蝕路徑的擴展深度也可看出，盡管UR3的殘余壓應力低于UR2，但UR2試樣的擴展深度并未因殘余壓應力更大而小于UR3，這表明僅通過改變表面的殘余壓應力，并不能確定超聲滾壓后6061鋁合金的晶間腐蝕抗性。事實上，隨著第二相的不斷細化和斷裂，原本連通的電偶腐蝕通道被阻斷，導致腐蝕進程延緩，這才是提高晶間腐蝕抗性的主要原因。

圖8 6061鋁合金超聲在不同超聲滾壓壓力處理后的橫截面

Fig.8 Cross section of 6061 aluminum alloy treated with different ultrasonic rolling pressures: a) UR1; b) UR2; c) UR3; d) variation diagram of deformed layer depth with rolling pressure

圖9 不同超聲滾壓壓力處理后試樣橫截面近表面區域的背散射電子圖像

在不同靜壓力下，試樣在酸性NaCl溶液中長期浸泡24 h的腐蝕結果如圖11所示。未處理試樣如圖11a所示，在經過加速腐蝕試驗后，試樣表面的腐蝕較嚴重，其表層基體出現了嚴重脫落現象。在腐蝕過程中，由于含侵蝕性的氯離子沿著晶粒周圍的晶界不斷擴展，使得晶粒間的結合力減弱，從而發生晶粒整體剝落現象。在經過超聲滾壓處理后，鋁合金表面的腐蝕減緩，在靜壓力為0.08 MPa（UR1）時，可見表面剝落現象顯著減輕（圖11）。隨著USRP靜壓力的提高，沿晶腐蝕路徑侵入的深度由最初的350 μm降至160 μm（圖11j），表明USRP可大幅提高6061鋁合金的晶間腐蝕抗性。當壓力增至0.12 MPa（UR3）時，晶間腐蝕的破壞程度最?。▓D11g），沿晶腐蝕路徑未能突破UR3的形變層，表明USRP對晶間腐蝕的擴展具有顯著抑制作用[31]。值得注意的是，腐蝕路徑在形變層中延伸時，可明顯看到其腐蝕路徑出現了一定程度的寬化，如圖11j所示。如圖11e所示，當腐蝕路徑通過未變形區域時留下了較狹窄的腐蝕路徑。這一現象表明，腐蝕介質在通過形變層中的晶界時滯留了較長時間。滯留時間的延長會引起沿晶腐蝕路徑的寬化，并且隨著靜壓力的增大，腐蝕路徑的寬化現象越嚴重，由最初的平均寬度4.28 μm延伸至15.65 μm（圖11j）。圖11i為圖11h中對應點3的EDS圖，在酸化的NaCl溶液中腐蝕后，根據其質量占比計算得出，在晶間腐蝕路徑過程中的腐蝕產物為氧化鋁。

圖10 6061鋁合金試樣在晶間腐蝕溶液中浸泡5 h后的橫截面的SEM圖

在酸化氯化鈉溶液中浸泡24 h后，試樣表面激光共聚焦形貌如圖12所示。如圖12a所示，未處理試樣表面凹凸不平，從其顏色所表示的最大高度和深度范圍可以看出，試樣受到破壞的程度較嚴重，腐蝕坑面積較大，且腐蝕深度較深。經USRP處理后，隨著靜壓力的增加，腐蝕坑面積逐漸減小，對基體的破壞程度顯著降低，如圖13所示。值得注意的是，當壓力為0.12 MPa（UR3），因壓力過大，超出了材料的極限容量，導致其表面出現微裂紋。在含侵蝕性粒子的腐蝕環境中，表面更易被破壞，故UR2表層的腐蝕產物比靜壓力為0.10 MPa的UR2產生得更多，但其腐蝕坑的面積和深度有所減小。

圖12 晶間腐蝕實驗結束后不同超聲滾壓壓力處理試樣的表面腐蝕形貌

Fig.13 晶間腐蝕后未處理和經過USRP處理后試樣的腐蝕深度

3 討論

在以上的實驗結果中發現，試樣經USRP后，表層形成了具有一定深度的梯度層，腐蝕介質在變形層處的擴展深度有效縮短。通過以上結果發現，當壓力為0.10 MPa時，試樣的粗糙度最小。在酸化NaCl溶液中進行24 h浸泡實驗中，當靜壓力為0.12 MPa時，試樣表面出現了裂紋，其表面粗糙度高于0.10 MPa時所測得的表面粗糙度，但其抗晶間腐蝕能力優于后者。這是因經USRP處理后，表面粗糙度得到提升，減少了表面缺陷，在腐蝕初期能夠減小含侵蝕性粒子的破壞程度。當腐蝕介質穿過表面深入變形層時，試樣的表面粗糙度不再影響腐蝕過程，當腐蝕路徑穿過表層到達變形層時，第二相粒子將影響腐蝕路徑的擴展。

如圖14所示，經USRP處理后，AlFeSi相被拉斷、細化，并彌散分布于基體中，第二相粒子在受到腐蝕介質的侵蝕后，其腐蝕過程大致分為3個階段：第1階段，與基體之間進行電偶腐蝕效應的第二相粒子在腐蝕介質的侵蝕下發生了腐蝕；第2階段，由于第二相粒子被拉斷，阻斷了腐蝕通道，腐蝕介質不斷向四周侵蝕，從而出現腐蝕介質在基體中滯留的情況，造成腐蝕路徑寬化；第3階段，腐蝕介質在擴展過程中接觸到周圍的第二相粒子，腐蝕通道得以連接，形成了貫穿的腐蝕通道，之后再發生第1階段的腐蝕。變形層中如此循環往復地進行著腐蝕過程。由此可見，在酸性NaCl溶液中浸泡24 h且當壓力為0.12 MPa時，第二相細化，彌散分布嚴重，晶間腐蝕的深度相較于其他壓力下最小。腐蝕路徑穿過變形層后，腐蝕方式發生了改變。腐蝕介質接觸基體中第二相時，因第二相粒子完整，未被細化并分散，腐蝕通道連通，不會出現腐蝕介質滯留現象，腐蝕的擴展路徑變窄，沿晶間腐蝕的傳播速度更快，更容易引起晶間腐蝕開裂。

Fig.14 經超聲滾壓處理后6061鋁合金的腐蝕機理示意圖

4 結論

1）經超聲滾壓處理后，試樣表層出現了流變層，AlFeSi相被細化，表面粗糙度減小，殘余應力增加。當壓力過大時，試樣表面出現了微裂紋，使得粗糙度增大，殘余應力得到釋放而減小。

2）經USRP處理后，試樣截面出現了變形層。AlFeSi相沿滾壓方向被拉斷、細化，腐蝕路徑被阻斷，破壞了第二相粒子與基體之間的電偶腐蝕效應，延緩了腐蝕介質的擴展。

3）當靜壓力為0.12 MPa時，所得到的抗晶間腐蝕性較好。在腐蝕過程中，腐蝕路徑被阻斷，腐蝕介質的滯留使得路徑逐漸由窄而寬。當腐蝕擴展路徑超出變形區域后，晶間腐蝕路徑由寬變窄，但是沿晶腐蝕的傳播速度更快，更容易引起晶間腐蝕而開裂。

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Effect of Ultrasonic Rolling on Intergranular Corrosion Behavior of 6061 Aluminum Alloy

1,1,2,3*,1,2,3

(1. College of Materials and Metallurgy, Guizhou University, Guiyang 550025, China; 2. Guizhou Key Laboratory of Materials Mechanical Behavior and Microstructure, Guiyang 550025, China; 3. National & Local Joint Engineering Laboratory for High-Performance Metal Structure Material and Advanced Manufacturing Technology, Guiyang 550025, China)

The work aims to study the effect of the deformed layer on intergranular corrosion of 6061 aluminum alloys under three static pressure conditions. In this paper, USRP (ultrasonic surface rolling processing) was adopted to strengthen the surface layer of 6061 aluminum alloys, which was characterized with a scanning electron microscopy, a laser confocal microscopy, X-ray diffraction, et al. Under three kinds of static pressures, the results showed that after ultrasonic surface rolling processing (USRP), the cross section generated deformed layer which refined and elongated grains on the top surface, the length of deformed layer extended to three hundreds microns, and the corrosion channel was blocked and the expansion depth was reduced to fifty percent under the accelerated corrosion condition with the acidified NaCl solution. The intergranular corrosion susceptibility was reduced by ultrasonic surface rolling processing. However, the characterization results performed that the material hardness decreased gradually with the increase of depth which stayed away from the surface. It was worth noting that the region of hardness was not in consistent with the deformed layer by optical microscope. So, it was concluded that the intergranular corrosion propagation path did not have a primary relationship with surface roughness, which was mainly related to the dispersion distribution of AlFeSi phase in the deformed layer. The fined level depended on the pressure, which was a positive correlation. The results suggested that the corrosion path of untreated samples extended along a certain grain boundary which was filled the second phase as the cathode phase. The grains of the cross section fell off, and the corrosion behavior transformed from the intergranular corrosion to exfoliation corrosion, which presented a deep corrosion path from the top surface and a narrow corrosion width by the scanning electron microscope and the laser confocal microscope. That because the dispersed second phase broke off the continuity of the electrochemical micro couples in the treated alloy eventually, which made the corrosion depth shorter and the corrosion path wider than those of the untreated sample. Moreover, when the AlFeSi phase was refined under different pressures in the matrix, after the ultrasonic surface rolling processing, the damage mode did not change from intergranular corrosion to exfoliation corrosion with the increase of pressure. The corrosion scope of the matrix became smaller, and the decrease intergranular corrosion susceptibility of the alloy was significantly increased. The brittle phase of AlFeSi phase was elongated and broken along the rolling direction. Compared with the untreated samples, after the intergranular corrosion test time of three hours, the AlFeSi phase affected corrosion processing, and the dispersion distribution of the AlFeSi phase destroyed the galvanic corrosion with the surrounding matrix. These results show that USRP can improve the intergranular corrosion resistance of 6061 aluminum alloy. The surface roughness is not the main factors to improve the intergranular corrosion resistance. However, refining and dispersing the AlFeSi phase in 6061 aluminum alloy through USRP is the key factor to inhibit the intergranular corrosion extension.

6061 aluminum alloy;ultrasonic rolling; microstructure deformation; AlFeSi phase; intergranular corrosion

2022-09-21；

2023-02-06

TG178

A

1001-3660(2023)10-0194-12

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2023.10.015

2022-09-21；

2023-02-06

國家自然科學基金（52161010，51974097）；貴州省科技計劃（20191414，2022050）；中央引導地方科技發展專項（20194011）

China National Natural Science Foundation (52161010, 51974097); Guizhou Province Science and Technology Project (20191414, 2022050); Central Government Guides Local Science and Technology Development Special Projects (20194011)

胡鐘遙, 石維, 向嵩.超聲滾壓對6061鋁合金晶間腐蝕行為的影響[J]. 表面技術, 2023, 52(10): 194-205.

HU Zhong-yao, SHI Wei, XIANG Song. Effect of Ultrasonic Rolling on Intergranular Corrosion Behavior of 6061 Aluminum Alloy[J]. Surface Technology, 2023, 52(10): 194-205.

通信作者（Corresponding author）

責任編輯：彭颋