Sc、Zr對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金組織及耐腐蝕性影響的微觀探析一、緒論1.1研究背景與意義鋁合金作為一種重要的金屬材料，以其密度低、比強(qiáng)度高、導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性良好、耐蝕性強(qiáng)以及易于加工成型等一系列優(yōu)異特性，在現(xiàn)代工業(yè)的眾多領(lǐng)域中占據(jù)著舉足輕重的地位。在航空航天領(lǐng)域，鋁合金憑借其輕質(zhì)高強(qiáng)的特點(diǎn)，成為制造飛機(jī)機(jī)身、機(jī)翼、發(fā)動(dòng)機(jī)部件以及航天器結(jié)構(gòu)件的首選材料，有助于減輕飛行器重量，提高飛行性能和燃油效率，例如空客公司針對(duì)航空航天鋁合金零件增材制造需求開發(fā)的Scamalloy合金，在該領(lǐng)域發(fā)揮著重要作用。在汽車制造行業(yè)，鋁合金被廣泛應(yīng)用于車身、發(fā)動(dòng)機(jī)部件、輪轂等的制造，不僅有效減輕了汽車重量，還顯著提高了燃油經(jīng)濟(jì)性，像5A06-0態(tài)鋁合金就常用于制造汽車車身、發(fā)動(dòng)機(jī)零部件和懸掛系統(tǒng)等。此外，在船舶制造、機(jī)械制造、電子設(shè)備、建筑工程等領(lǐng)域，鋁合金也都有著廣泛且不可或缺的應(yīng)用。隨著現(xiàn)代工業(yè)的迅猛發(fā)展和科學(xué)技術(shù)的不斷進(jìn)步，各領(lǐng)域?qū)︿X合金材料的性能提出了愈發(fā)嚴(yán)苛的要求。在航空航天領(lǐng)域，為了實(shí)現(xiàn)飛行器的高速、高效飛行以及長(zhǎng)壽命服役，需要鋁合金具備更高的強(qiáng)度、更好的韌性和耐疲勞性能；在汽車制造行業(yè)，為了滿足節(jié)能減排和提高安全性能的需求，不僅期望鋁合金強(qiáng)度進(jìn)一步提升，同時(shí)對(duì)其耐腐蝕性和加工性能也有了更高的標(biāo)準(zhǔn)。然而，傳統(tǒng)鋁合金在性能上逐漸難以滿足這些日益增長(zhǎng)的需求，開發(fā)高性能鋁合金材料已成為材料科學(xué)領(lǐng)域的重要研究方向之一。Al-Mn-Fe-Si合金作為一種重要的鋁合金體系，其中Mn元素能夠有效提高合金的強(qiáng)度和耐蝕性，同時(shí)抑制再結(jié)晶，細(xì)化晶粒組織；Fe元素在一定程度上可以增強(qiáng)合金的硬度，但過量的Fe會(huì)導(dǎo)致脆性相的形成，對(duì)合金性能產(chǎn)生不利影響；Si元素則能改善合金的鑄造性能，提高其流動(dòng)性和填充性。然而，僅靠Al-Mn-Fe-Si合金自身的元素組成，在面對(duì)一些高端應(yīng)用場(chǎng)景時(shí)，性能仍存在一定的局限性。鈧（Sc）和鋯（Zr）作為兩種重要的合金化元素，在改善鋁合金性能方面展現(xiàn)出獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)。Sc在鋁合金中主要以Al?Sc彌散相的形式存在，這些細(xì)小彌散的Al?Sc相能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，細(xì)化晶粒，顯著提高合金的強(qiáng)度、硬度和韌性，同時(shí)還能增強(qiáng)合金的耐蝕性。Zr在鋁合金中可形成Al?Zr相，同樣具有細(xì)化晶粒和抑制再結(jié)晶的作用，能夠提高合金的熱穩(wěn)定性和力學(xué)性能。將Sc、Zr添加到Al-Mn-Fe-Si合金中，有望通過與原有元素的協(xié)同作用，進(jìn)一步優(yōu)化合金的微觀組織，從而顯著提升合金的綜合性能。目前，雖然對(duì)于Sc、Zr在鋁合金中的作用機(jī)理已有一定的研究，但將它們添加到Al-Mn-Fe-Si合金體系中，系統(tǒng)研究其對(duì)合金組織及耐腐蝕性影響的相關(guān)工作仍有待深入開展。本研究旨在深入探究Sc、Zr對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金組織及耐腐蝕性的影響規(guī)律和作用機(jī)制，期望為高性能Al-Mn-Fe-Si合金材料的開發(fā)和應(yīng)用提供堅(jiān)實(shí)的理論依據(jù)和技術(shù)支持，具有重要的理論研究意義和實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。1.2Al-Mn-Fe-Si合金概述Al-Mn-Fe-Si合金作為鋁合金家族中的重要一員，憑借其獨(dú)特的性能優(yōu)勢(shì)，在眾多領(lǐng)域中得到了廣泛的應(yīng)用。該合金的密度通常在2.7g/cm3左右，約為鋼鐵密度的三分之一，這一特性使得它在對(duì)重量有嚴(yán)格要求的應(yīng)用場(chǎng)景中具有顯著優(yōu)勢(shì)。同時(shí)，Al-Mn-Fe-Si合金具有良好的導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性，其導(dǎo)電性僅次于銅，導(dǎo)熱性能也十分出色，使其在電子設(shè)備和熱交換器等領(lǐng)域有著重要的應(yīng)用。此外，合金表面能自然形成一層防護(hù)性的氧化膜，這層保護(hù)膜可以通過陽(yáng)極氧化等手段進(jìn)一步加強(qiáng)，從而在許多環(huán)境下具有良好的抗腐蝕性，能夠有效延長(zhǎng)制品的使用壽命。在Al-Mn-Fe-Si合金中，各主要元素發(fā)揮著不可或缺的作用。Mn元素是合金中的關(guān)鍵強(qiáng)化元素之一，它在合金中主要以固溶態(tài)和析出相的形式存在。Mn原子半徑與Al原子半徑相近，能夠部分溶解于鋁基體中形成固溶體，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用，提高合金的強(qiáng)度和硬度。同時(shí)，Mn還能抑制再結(jié)晶過程，細(xì)化晶粒組織，進(jìn)一步提升合金的綜合性能。例如，在一些研究中發(fā)現(xiàn)，適量的Mn添加可以使合金的晶粒尺寸顯著減小，從而提高合金的強(qiáng)度和韌性。Fe元素在合金中既可以形成金屬間化合物，如Al?Fe等，這些金屬間化合物能夠提高合金的硬度和耐磨性，但當(dāng)Fe含量過高時(shí)，會(huì)形成粗大的脆性相，如針狀的FeAl?相，降低合金的塑性和韌性，還可能導(dǎo)致合金的耐腐蝕性下降。Si元素則主要以Si單質(zhì)或與其他元素形成的化合物形式存在于合金中，它能顯著改善合金的鑄造性能，提高合金的流動(dòng)性和填充性，降低鑄造過程中的收縮率，減少熱裂傾向。當(dāng)Si含量達(dá)到一定程度時(shí)，會(huì)形成共晶組織，進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度和硬度，但過多的Si也會(huì)使合金的韌性降低，對(duì)加工性能產(chǎn)生一定影響。Al-Mn-Fe-Si合金在汽車熱交換器領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用。隨著汽車行業(yè)的快速發(fā)展，對(duì)熱交換器的性能要求越來越高，需要其具有良好的導(dǎo)熱性、耐腐蝕性和一定的強(qiáng)度。Al-Mn-Fe-Si合金的導(dǎo)熱性能良好，能夠高效地傳遞熱量，滿足熱交換器快速散熱的需求。其出色的耐腐蝕性則保證了熱交換器在復(fù)雜的工作環(huán)境下能夠長(zhǎng)期穩(wěn)定運(yùn)行，延長(zhǎng)使用壽命。此外，合金的強(qiáng)度也能確保熱交換器在承受一定壓力和振動(dòng)時(shí)不會(huì)發(fā)生變形或損壞。在電子設(shè)備領(lǐng)域，由于電子設(shè)備不斷向小型化、輕量化方向發(fā)展，對(duì)材料的性能提出了更高的要求。Al-Mn-Fe-Si合金的低密度和良好的導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性使其成為制造電子設(shè)備外殼、散熱器等部件的理想材料，既可以減輕設(shè)備重量，又能有效地散熱，保證電子設(shè)備的正常運(yùn)行。在建筑領(lǐng)域，Al-Mn-Fe-Si合金可用于制造門窗、幕墻等建筑構(gòu)件，其良好的耐腐蝕性和裝飾性能夠滿足建筑長(zhǎng)期使用和美觀的要求。目前，對(duì)于Al-Mn-Fe-Si合金的研究主要集中在優(yōu)化合金成分和改進(jìn)制備工藝兩個(gè)方面。在合金成分優(yōu)化方面，研究人員通過添加微量合金元素來進(jìn)一步提升合金的性能。如在合金中添加Ti、B等元素，利用它們與Al形成的TiAl?、AlB?等化合物作為異質(zhì)形核核心，細(xì)化晶粒，提高合金的強(qiáng)度和韌性。在制備工藝改進(jìn)方面，采用半固態(tài)成型、噴射成型等新型制備工藝，能夠有效改善合金的組織和性能。半固態(tài)成型工藝可以使合金在固液兩相區(qū)進(jìn)行成型，減少偏析和縮孔等缺陷，提高合金的致密度和性能；噴射成型工藝則是將液態(tài)合金通過高速氣流霧化成細(xì)小液滴，在飛行過程中快速凝固并沉積成型，能夠獲得組織均勻、性能優(yōu)異的合金材料。盡管目前已經(jīng)取得了一些成果，但在進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度與韌性的匹配、改善高溫性能以及降低生產(chǎn)成本等方面，仍有待深入研究和探索。1.3Sc和Zr對(duì)鋁合金的作用研究現(xiàn)狀鈧（Sc）作為一種稀土元素，在鋁合金中具有獨(dú)特且顯著的作用。Sc在鋁合金中主要以Al?Sc彌散相的形式存在，這些細(xì)小彌散的Al?Sc相能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化的作用。當(dāng)Sc添加到鋁合金中時(shí)，它能夠細(xì)化合金的晶粒組織，使晶粒尺寸顯著減小。相關(guān)研究表明，在一些鋁合金體系中，添加適量的Sc后，晶粒尺寸可減小至原來的幾分之一，這是因?yàn)锳l?Sc相可以作為異質(zhì)形核核心，促進(jìn)晶粒的形核，從而抑制晶粒的長(zhǎng)大。晶粒的細(xì)化使得合金的強(qiáng)度、硬度和韌性都得到顯著提高，同時(shí)還能改善合金的疲勞性能和耐蝕性。在航空航天用鋁合金中添加Sc，可有效提高合金的強(qiáng)度和韌性，滿足飛行器在復(fù)雜工況下的使用要求。此外，Sc還能提高鋁合金的再結(jié)晶溫度，抑制再結(jié)晶的發(fā)生，從而保持合金在高溫下的組織穩(wěn)定性。研究發(fā)現(xiàn)，添加Sc的鋁合金在高溫下長(zhǎng)時(shí)間服役后，其組織依然保持細(xì)小均勻，未出現(xiàn)明顯的晶粒長(zhǎng)大和再結(jié)晶現(xiàn)象，這使得合金在高溫環(huán)境下仍能保持良好的力學(xué)性能。鋯（Zr）在鋁合金中的作用也備受關(guān)注。Zr在鋁合金中可形成Al?Zr相，同樣具有細(xì)化晶粒和抑制再結(jié)晶的作用。Zr原子半徑與Al原子半徑相近，在合金凝固過程中，Zr能夠部分溶解于鋁基體中，當(dāng)達(dá)到一定過飽和度時(shí)，會(huì)析出細(xì)小的Al?Zr相。這些Al?Zr相在晶界和晶內(nèi)彌散分布，阻礙了晶界的遷移和晶粒的長(zhǎng)大，從而細(xì)化了晶粒組織。Zr還能與其他合金元素相互作用，進(jìn)一步改善合金的性能。在Al-Mg合金中添加Zr，Zr可以與Mg形成化合物，這些化合物能夠增強(qiáng)合金的強(qiáng)度和硬度。同時(shí)，Zr的加入還能提高合金的熱穩(wěn)定性，使合金在高溫下的力學(xué)性能得到更好的保持。在一些需要在高溫環(huán)境下工作的鋁合金構(gòu)件中，添加Zr后，合金在高溫下的蠕變性能得到顯著改善，能夠長(zhǎng)時(shí)間承受高溫和載荷的作用而不發(fā)生明顯的變形和失效。將Sc和Zr復(fù)合添加到鋁合金中，能夠產(chǎn)生更為顯著的協(xié)同作用。一方面，Sc和Zr都能細(xì)化晶粒，它們的共同作用可使晶粒進(jìn)一步細(xì)化，從而更大幅度地提高合金的強(qiáng)度和韌性。研究表明，在某些鋁合金中，Sc和Zr復(fù)合添加時(shí)，合金的晶粒尺寸比單獨(dú)添加Sc或Zr時(shí)更小，強(qiáng)度和韌性的提升也更為明顯。另一方面，Sc和Zr形成的彌散相Al?Sc和Al?Zr能夠在晶界和晶內(nèi)彌散分布，共同阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶界遷移，增強(qiáng)合金的強(qiáng)化效果。在Al-Zn-Mg-Cu合金中復(fù)合添加Sc和Zr，合金中形成了大量細(xì)小彌散的Al?Sc和Al?Zr相，這些相有效地阻礙了位錯(cuò)的滑移和攀移，使得合金的強(qiáng)度和硬度大幅提高，同時(shí)保持了較好的塑性和韌性。Sc和Zr的復(fù)合添加還能提高合金的耐蝕性，因?yàn)榧?xì)化的晶粒和彌散的析出相可以減少腐蝕介質(zhì)在合金中的擴(kuò)散通道，降低腐蝕速率。1.4研究?jī)?nèi)容與方法1.4.1研究?jī)?nèi)容合金制備：采用熔煉鑄造法制備不同Sc、Zr含量的Al-Mn-Fe-Si合金。精確控制合金成分，確保實(shí)驗(yàn)的準(zhǔn)確性和可重復(fù)性。通過調(diào)整Sc、Zr的添加量，設(shè)計(jì)多組實(shí)驗(yàn)，探究不同含量對(duì)合金組織和性能的影響規(guī)律。例如，設(shè)置Sc含量分別為0.1%、0.3%、0.5%，Zr含量分別為0.1%、0.2%、0.3%的實(shí)驗(yàn)組合，研究其對(duì)合金組織和性能的影響。微觀組織觀察：運(yùn)用光學(xué)顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）和透射電子顯微鏡（TEM）等微觀分析手段，觀察合金的微觀組織形態(tài)。通過OM觀察合金的晶粒尺寸、晶粒形狀和晶界特征；利用SEM分析合金中的相組成、第二相的分布和形態(tài)；借助TEM觀察合金中的位錯(cuò)、亞結(jié)構(gòu)以及析出相的精細(xì)結(jié)構(gòu)，深入研究Sc、Zr對(duì)合金微觀組織的影響機(jī)制。耐腐蝕性測(cè)試：采用電化學(xué)測(cè)試和鹽霧腐蝕試驗(yàn)等方法，對(duì)合金的耐腐蝕性進(jìn)行評(píng)價(jià)。通過電化學(xué)測(cè)試，如極化曲線測(cè)試和交流阻抗譜測(cè)試，獲取合金的腐蝕電位、腐蝕電流密度等電化學(xué)參數(shù)，評(píng)估合金的腐蝕傾向和腐蝕速率。利用鹽霧腐蝕試驗(yàn)，模擬實(shí)際使用環(huán)境中的腐蝕條件，觀察合金在鹽霧環(huán)境下的腐蝕形貌和腐蝕產(chǎn)物，進(jìn)一步分析合金的耐蝕性能。分析Sc、Zr對(duì)合金組織及耐腐蝕性的影響機(jī)制：結(jié)合微觀組織觀察和耐腐蝕性測(cè)試結(jié)果，從晶粒細(xì)化、第二相形成、位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)等方面，深入分析Sc、Zr對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金組織及耐腐蝕性的影響機(jī)制。探討Sc、Zr與合金中其他元素的相互作用，以及這些作用如何影響合金的微觀結(jié)構(gòu)和腐蝕行為。例如，研究Sc、Zr形成的Al?Sc、Al?Zr相等彌散相如何阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，細(xì)化晶粒，從而提高合金的耐腐蝕性。1.4.2研究方法熔煉鑄造法：按照預(yù)定的合金成分，準(zhǔn)確稱取純鋁、錳、鐵、硅、Sc和Zr等原料。將原料加入到電阻爐或感應(yīng)爐中進(jìn)行熔煉，熔煉過程中通入氬氣等保護(hù)氣體，防止合金元素的氧化燒損?？刂迫蹮挏囟群蜁r(shí)間，確保合金成分均勻。熔煉完成后，將合金液澆鑄到特定的模具中，進(jìn)行鑄造，得到所需的合金試樣。微觀分析方法：將合金試樣進(jìn)行切割、鑲嵌、打磨、拋光等預(yù)處理后，采用OM觀察合金的宏觀組織；將拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕處理，以便更清晰地顯示晶粒和晶界。對(duì)于SEM分析，將試樣進(jìn)行噴金處理，增加表面導(dǎo)電性，然后在SEM下觀察合金的微觀組織和相分布。對(duì)于TEM分析，先制備薄試樣，如采用離子減薄或雙噴電解減薄等方法，然后在TEM下觀察合金的精細(xì)結(jié)構(gòu)。電化學(xué)測(cè)試：采用三電極體系，以合金試樣為工作電極，飽和甘汞電極（SCE）為參比電極，鉑片電極為對(duì)電極。將電極置于合適的電解液中，如3.5%NaCl溶液。利用電化學(xué)工作站進(jìn)行極化曲線測(cè)試和交流阻抗譜測(cè)試。極化曲線測(cè)試時(shí)，以一定的掃描速率從開路電位開始掃描，記錄電流密度隨電位的變化，得到極化曲線。交流阻抗譜測(cè)試時(shí)，在開路電位下施加一個(gè)小幅度的正弦交流信號(hào)，測(cè)量不同頻率下的阻抗值，得到交流阻抗譜。鹽霧腐蝕試驗(yàn)：依據(jù)相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)，如GB/T10125-2021《人造氣氛腐蝕試驗(yàn)鹽霧試驗(yàn)》，將合金試樣放置在鹽霧試驗(yàn)箱中。試驗(yàn)箱內(nèi)的鹽霧由5%的NaCl溶液霧化產(chǎn)生，溫度控制在35℃左右。按照規(guī)定的時(shí)間間隔取出試樣，觀察腐蝕形貌，如腐蝕坑的大小、數(shù)量和分布情況，分析腐蝕產(chǎn)物的成分和結(jié)構(gòu)。二、實(shí)驗(yàn)材料與方法2.1實(shí)驗(yàn)材料本實(shí)驗(yàn)采用的純金屬原料包括純度為99.99%的純鋁（Al），其作為合金的基體，為合金提供了良好的基礎(chǔ)性能；純度為99.9%的純錳（Mn），用于提高合金的強(qiáng)度和耐蝕性，并抑制再結(jié)晶，細(xì)化晶粒組織；純度為99.8%的純鐵（Fe），在一定程度上增強(qiáng)合金的硬度，但需嚴(yán)格控制其含量，以防脆性相的形成；純度為99.9%的純硅（Si），用于改善合金的鑄造性能，提高流動(dòng)性和填充性。中間合金選用Al-20Sc和Al-30Zr，其中Sc和Zr在中間合金中的含量分別為20%和30%。這兩種中間合金在實(shí)驗(yàn)中用于精確控制Sc和Zr在合金中的添加量，確保實(shí)驗(yàn)的準(zhǔn)確性和可重復(fù)性。在添加過程中，由于Sc和Zr的熔點(diǎn)較高，為使其充分溶解并均勻分布在合金中，需要在熔煉過程中適當(dāng)提高熔煉溫度，并延長(zhǎng)攪拌時(shí)間。實(shí)驗(yàn)設(shè)備主要包括電阻爐，用于合金的熔煉，其溫度控制精度可達(dá)±5℃，能夠滿足實(shí)驗(yàn)對(duì)熔煉溫度的嚴(yán)格要求，確保合金成分均勻；精煉裝置，采用氬氣精煉，通過向合金液中通入高純氬氣，有效去除合金液中的氣體和雜質(zhì)，提高合金的純凈度；鑄造模具，根據(jù)實(shí)驗(yàn)需求定制，材質(zhì)為高強(qiáng)度耐熱鋼，具有良好的熱穩(wěn)定性和尺寸精度，能夠保證合金鑄錠的成型質(zhì)量，尺寸偏差控制在±0.5mm以內(nèi)。此外，還配備了電子天平，用于準(zhǔn)確稱取各種原料，精度可達(dá)0.001g，以確保合金成分的準(zhǔn)確性。2.2合金制備工藝在合金制備過程中，首先進(jìn)行精確的配料計(jì)算。根據(jù)實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)的合金成分，利用電子天平準(zhǔn)確稱取所需的純鋁、純錳、純鐵、純硅、Al-20Sc和Al-30Zr中間合金等原料。在計(jì)算過程中，充分考慮各元素的實(shí)際含量、燒損率以及目標(biāo)合金成分要求。例如，若目標(biāo)合金中Sc的含量為0.3%，考慮到Sc在熔煉過程中可能存在5%左右的燒損率，則在配料時(shí)需適當(dāng)增加Al-20Sc中間合金的用量，以確保最終合金中Sc的實(shí)際含量符合設(shè)計(jì)要求。將稱取好的原料加入電阻爐中進(jìn)行熔煉。首先將電阻爐升溫至750-780℃，待溫度穩(wěn)定后，先加入純鋁，使其完全熔化。在純鋁熔化過程中，持續(xù)通入氬氣保護(hù)，以防止鋁液與空氣中的氧氣發(fā)生反應(yīng)，減少燒損。當(dāng)純鋁完全熔化后，按照一定順序依次加入純錳、純鐵、純硅等元素，每種元素加入后，均需充分?jǐn)嚢?-10分鐘，以促進(jìn)元素的溶解和均勻分布。待這些元素基本溶解后，再加入Al-20Sc和Al-30Zr中間合金，此時(shí)將熔煉溫度提高至800-820℃，并延長(zhǎng)攪拌時(shí)間至15-20分鐘。由于Sc和Zr在鋁合金中的溶解度較低，且中間合金的熔點(diǎn)相對(duì)較高，提高溫度和延長(zhǎng)攪拌時(shí)間有助于Sc和Zr充分溶解并均勻分散在合金液中。熔煉完成后，進(jìn)行精煉處理。向合金液中通入氬氣，氬氣流量控制在0.5-1.0L/min，精煉時(shí)間為20-30分鐘。氬氣在合金液中形成微小氣泡，這些氣泡在上升過程中能夠吸附合金液中的氣體和雜質(zhì)，如氫氣、氧化夾雜物等，從而有效去除合金液中的有害雜質(zhì)，提高合金的純凈度。精煉結(jié)束后，使用扒渣工具將合金液表面的浮渣徹底清除干凈。在精煉后的合金液中加入適量的變質(zhì)劑進(jìn)行變質(zhì)處理，以改善合金的組織和性能。選用Al-10Sr中間合金作為變質(zhì)劑，加入量為合金液質(zhì)量的0.02%-0.04%。將Al-10Sr中間合金切成小塊，均勻加入到合金液中，加入后迅速攪拌3-5分鐘，使變質(zhì)劑均勻分散。Sr元素可以細(xì)化合金中的共晶硅相，使其形態(tài)從粗大的針狀或片狀轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的顆粒狀，從而提高合金的力學(xué)性能和鑄造性能。將經(jīng)過變質(zhì)處理的合金液澆注到預(yù)熱至200-250℃的金屬模具中，進(jìn)行澆注成型。澆注過程中，控制澆注速度為5-8kg/s，以確保合金液能夠平穩(wěn)、快速地填充模具型腔，避免產(chǎn)生澆不足、冷隔等缺陷。澆注完成后，讓合金在模具中自然冷卻至室溫，得到所需的合金鑄錠。鑄錠脫模后，對(duì)其進(jìn)行外觀檢查，確保表面無明顯的裂紋、氣孔、砂眼等缺陷。2.3微觀組織分析方法對(duì)于金相顯微鏡觀察，首先從合金鑄錠上切割尺寸約為10mm×10mm×10mm的小塊試樣。采用切割機(jī)進(jìn)行切割時(shí)，控制切割速度為500-800r/min，并持續(xù)施加冷卻液，以防止切割過程中試樣溫度過高導(dǎo)致組織變化。切割后的試樣依次使用80#、180#、240#、400#、600#、800#和1000#的金相砂紙進(jìn)行打磨，打磨過程中施加的壓力逐漸減小，且每更換一次砂紙，打磨方向旋轉(zhuǎn)90°，以去除上一道砂紙留下的劃痕。打磨完成后，將試樣在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光，拋光織物選用金絲絨，拋光粉為粒度約為0.5μm的Al?O?懸浮液。拋光時(shí)，拋光機(jī)轉(zhuǎn)速設(shè)置為1500-2000r/min，試樣與拋光盤保持垂直，且均勻施加壓力，時(shí)間控制在5-10分鐘，直至試樣表面呈現(xiàn)鏡面光澤。將拋光后的試樣浸入腐蝕劑中進(jìn)行腐蝕，腐蝕劑為0.5%的HF水溶液，腐蝕時(shí)間為10-30秒。腐蝕結(jié)束后，立即用清水沖洗試樣，并用無水乙醇沖洗后吹干。將處理好的試樣置于金相顯微鏡下，選擇50×、100×、200×和500×等不同放大倍數(shù)進(jìn)行觀察，記錄合金的晶粒尺寸、形狀和晶界特征等信息。掃描電鏡觀察的試樣制備與金相顯微鏡觀察的前期處理類似，在拋光后無需進(jìn)行腐蝕處理。將試樣表面用無水乙醇擦拭干凈后，放入真空鍍膜機(jī)中進(jìn)行噴金處理，噴金厚度控制在10-20nm，以增加試樣表面的導(dǎo)電性。使用掃描電鏡進(jìn)行觀察時(shí)，加速電壓設(shè)置為15-20kV，工作距離保持在10-15mm。先在低放大倍數(shù)（500×-1000×）下對(duì)試樣進(jìn)行整體觀察，確定感興趣的區(qū)域，然后在高放大倍數(shù)（5000×-20000×）下對(duì)該區(qū)域進(jìn)行詳細(xì)觀察，分析合金中的相組成、第二相的分布和形態(tài)。利用掃描電鏡附帶的能譜儀（EDS）對(duì)第二相進(jìn)行成分分析，每個(gè)第二相顆粒選取3-5個(gè)不同位置進(jìn)行測(cè)試，取平均值作為該相的成分。透射電鏡觀察的試樣需先切割成厚度約為0.3mm的薄片，然后使用線切割機(jī)將薄片切割成直徑為3mm的圓片。將圓片在磨片機(jī)上進(jìn)行預(yù)減薄，磨至厚度約為0.05-0.1mm，磨片過程中使用水作為冷卻液。采用雙噴電解減薄法對(duì)預(yù)減薄后的試樣進(jìn)行最終減薄，電解液為10%的高氯酸酒精溶液，溫度控制在-20--15℃，電壓為20-30V。當(dāng)試樣中心出現(xiàn)穿孔時(shí)，立即停止減薄。將減薄后的試樣放入透射電鏡中，加速電壓為200kV，在明場(chǎng)、暗場(chǎng)等不同模式下觀察合金中的位錯(cuò)、亞結(jié)構(gòu)以及析出相的精細(xì)結(jié)構(gòu)。利用選區(qū)電子衍射（SAED）技術(shù)對(duì)析出相進(jìn)行晶體結(jié)構(gòu)分析，確定其晶體結(jié)構(gòu)和取向。2.4耐腐蝕性測(cè)試方法本實(shí)驗(yàn)采用電化學(xué)測(cè)試和浸泡腐蝕實(shí)驗(yàn)來測(cè)試合金的耐腐蝕性。電化學(xué)測(cè)試選用三電極體系，以合金試樣作為工作電極，其表面積控制在1cm2，采用環(huán)氧樹脂對(duì)試樣進(jìn)行封裝，僅露出測(cè)試面；飽和甘汞電極（SCE）作為參比電極，其電極電位穩(wěn)定，能為測(cè)試提供準(zhǔn)確的電位參考；鉑片電極為對(duì)電極，具有良好的導(dǎo)電性和化學(xué)穩(wěn)定性。將這三個(gè)電極置于3.5%NaCl溶液中，該溶液模擬了海洋環(huán)境中的主要腐蝕介質(zhì)，具有較強(qiáng)的腐蝕性。利用電化學(xué)工作站進(jìn)行極化曲線測(cè)試和交流阻抗譜測(cè)試。在極化曲線測(cè)試時(shí)，以1mV/s的掃描速率從開路電位開始掃描，掃描范圍為相對(duì)于開路電位±250mV。記錄電流密度隨電位的變化，得到極化曲線。通過極化曲線可以獲取合金的腐蝕電位（Ecorr）、腐蝕電流密度（Icorr）等重要參數(shù)。腐蝕電位越正，表明合金的熱力學(xué)穩(wěn)定性越高，越不容易發(fā)生腐蝕；腐蝕電流密度則反映了腐蝕反應(yīng)的速率，其值越小，說明合金的腐蝕速率越慢。交流阻抗譜測(cè)試時(shí)，在開路電位下施加一個(gè)幅值為10mV的正弦交流信號(hào)，頻率范圍設(shè)置為10?2-10?Hz。測(cè)量不同頻率下的阻抗值，得到交流阻抗譜。通過對(duì)交流阻抗譜的分析，可以獲取合金的電荷轉(zhuǎn)移電阻（Rct）、雙電層電容（Cdl）等信息。電荷轉(zhuǎn)移電阻越大，說明腐蝕反應(yīng)的阻力越大，合金的耐腐蝕性越好；雙電層電容則與電極表面的狀態(tài)有關(guān)，其值的變化可以反映電極表面膜的性質(zhì)和完整性。浸泡腐蝕實(shí)驗(yàn)依據(jù)GB/T10124-2023《金屬和合金的腐蝕實(shí)驗(yàn)室全浸腐蝕試驗(yàn)》標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。將尺寸為20mm×20mm×3mm的合金試樣用砂紙逐級(jí)打磨至1000#，以去除表面的氧化膜和雜質(zhì)，然后用去離子水沖洗干凈，再用無水乙醇擦拭后吹干。將處理后的試樣放入盛有3.5%NaCl溶液的玻璃容器中，溶液體積與試樣表面積之比控制在20mL/cm2。浸泡過程中，將容器放置在溫度為25±2℃的恒溫環(huán)境中，以保證實(shí)驗(yàn)條件的一致性。按照規(guī)定的時(shí)間間隔，如1天、3天、7天、14天等，取出試樣。用去離子水沖洗掉表面的腐蝕產(chǎn)物，對(duì)于難以去除的腐蝕產(chǎn)物，采用5%的HCl溶液進(jìn)行清洗，但清洗時(shí)間嚴(yán)格控制在3-5分鐘，以避免對(duì)基體造成過度腐蝕。清洗后的試樣用無水乙醇沖洗后吹干，使用電子天平（精度為0.0001g）測(cè)量試樣的質(zhì)量損失，根據(jù)質(zhì)量損失計(jì)算腐蝕速率。同時(shí)，采用掃描電子顯微鏡觀察試樣的腐蝕形貌，分析腐蝕產(chǎn)物的成分和結(jié)構(gòu)，進(jìn)一步了解合金的腐蝕機(jī)制。三、Sc、Zr對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金組織的影響3.1對(duì)鑄態(tài)合金組織的影響在鑄態(tài)Al-Mn-Fe-Si合金中，添加Sc、Zr元素后，合金的晶粒尺寸發(fā)生了顯著變化。通過金相顯微鏡觀察發(fā)現(xiàn)，未添加Sc、Zr的基礎(chǔ)合金鑄態(tài)組織中，晶粒較為粗大，平均晶粒尺寸可達(dá)500-600μm，且晶粒大小不均勻，晶界較為明顯。而當(dāng)添加0.3%Sc和0.2%Zr后，合金的平均晶粒尺寸減小至150-200μm，晶粒細(xì)化效果顯著。這主要是因?yàn)镾c和Zr在合金凝固過程中，能夠與Al形成高熔點(diǎn)的Al?Sc和Al?Zr化合物。這些化合物在液態(tài)合金中首先析出，成為非均勻形核的核心，大量的異質(zhì)核心使得晶粒在形核階段數(shù)量大幅增加，從而有效抑制了晶粒的長(zhǎng)大，實(shí)現(xiàn)了晶粒的細(xì)化。合金的相組成和分布也因Sc、Zr的加入而改變。在未添加Sc、Zr的合金中，主要存在α-Al基體以及一些含Mn、Fe、Si的金屬間化合物，如Al?(Mn,Fe)相、AlFeSi相等。這些金屬間化合物大多呈塊狀或長(zhǎng)條狀分布在晶界處，對(duì)合金的力學(xué)性能和耐腐蝕性產(chǎn)生不利影響。添加Sc、Zr后，除了上述相外，還出現(xiàn)了Al?Sc和Al?Zr相。通過掃描電鏡和能譜分析發(fā)現(xiàn)，Al?Sc和Al?Zr相呈細(xì)小的顆粒狀，均勻地彌散分布在α-Al基體中。這些細(xì)小的彌散相能夠阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度和硬度。Sc、Zr還可能與合金中的雜質(zhì)元素發(fā)生反應(yīng)，固定雜質(zhì)元素，減少雜質(zhì)元素對(duì)基體性能的不良影響。有研究表明，在Al-Mg合金中添加Sc、Zr后，Sc、Zr與Fe、Si等雜質(zhì)元素形成了穩(wěn)定的化合物，減少了雜質(zhì)元素在晶界的偏聚，從而改善了合金的性能。Sc、Zr的添加對(duì)鑄態(tài)Al-Mn-Fe-Si合金組織的影響具有重要意義。細(xì)化的晶?？梢蕴岣吆辖鸬膹?qiáng)度、韌性和塑性，使合金在承受外力時(shí)，能夠更均勻地分布應(yīng)力，減少應(yīng)力集中，從而降低裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展的可能性。細(xì)小彌散的Al?Sc和Al?Zr相以及對(duì)雜質(zhì)元素的固定作用，有助于提高合金的綜合性能，為其在航空航天、汽車制造等領(lǐng)域的應(yīng)用提供了更廣闊的前景。3.2對(duì)擠壓態(tài)合金組織的影響經(jīng)過熱擠壓變形后，合金的組織發(fā)生了顯著變化。通過電子背散射衍射（EBSD）分析發(fā)現(xiàn)，在擠壓態(tài)下，未添加Sc、Zr的合金晶粒呈現(xiàn)出明顯的方向性，沿?cái)D壓方向被拉長(zhǎng)，形成纖維狀組織。這是由于在熱擠壓過程中，合金受到強(qiáng)烈的塑性變形，晶粒在應(yīng)力作用下發(fā)生滑移和轉(zhuǎn)動(dòng)，從而導(dǎo)致晶粒的取向發(fā)生改變。而添加了Sc、Zr的合金，晶粒的取向更加均勻，纖維狀組織的特征相對(duì)減弱。這是因?yàn)镾c、Zr形成的Al?Sc和Al?Zr相在晶界和晶內(nèi)彌散分布，阻礙了晶粒在擠壓過程中的轉(zhuǎn)動(dòng)和長(zhǎng)大，使得晶粒的取向更加隨機(jī)，從而改善了合金的各向異性。擠壓態(tài)合金的變形組織也受到Sc、Zr的影響。在未添加Sc、Zr的合金中，變形組織中存在大量的位錯(cuò)纏結(jié)和亞晶界，這是由于熱擠壓過程中的塑性變形導(dǎo)致位錯(cuò)大量增殖和堆積。而添加Sc、Zr后，合金中的位錯(cuò)密度有所降低，亞晶界的尺寸也更加均勻。這是因?yàn)锳l?Sc和Al?Zr相能夠釘扎位錯(cuò)，阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)和相互作用，減少位錯(cuò)的纏結(jié)和堆積，從而降低了位錯(cuò)密度。這些彌散相還能阻礙亞晶界的遷移，使亞晶界更加穩(wěn)定，尺寸更加均勻。在擠壓態(tài)下，合金中的第二相形態(tài)和分布同樣因Sc、Zr的加入而改變。未添加Sc、Zr的合金中，第二相大多沿?cái)D壓方向呈長(zhǎng)條狀分布，且尺寸較大。這些長(zhǎng)條狀的第二相在受力時(shí)容易成為裂紋源，降低合金的力學(xué)性能。添加Sc、Zr后，第二相的尺寸明顯減小，且分布更加均勻。通過掃描電鏡和能譜分析可知，除了原有的含Mn、Fe、Si的金屬間化合物外，還存在細(xì)小的Al?Sc和Al?Zr相。這些細(xì)小的彌散相能夠均勻地分散在基體中，有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金的強(qiáng)度和韌性。以添加0.5%Sc和0.3%Zr的Al-Mn-Fe-Si合金為例，在擠壓態(tài)下，第二相尺寸從原來的平均長(zhǎng)度5-8μm減小到2-3μm，寬度從1-2μm減小到0.5-1μm，且在基體中的分布更加均勻，沒有明顯的聚集現(xiàn)象。這種均勻分布的細(xì)小第二相能夠更好地發(fā)揮強(qiáng)化作用，提高合金的綜合性能。3.3對(duì)熱處理后合金組織的影響在不同熱處理溫度下，Sc、Zr對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金組織的影響呈現(xiàn)出明顯的規(guī)律性變化。當(dāng)熱處理溫度為350℃時(shí)，未添加Sc、Zr的合金中，部分晶粒開始發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒尺寸相對(duì)較大，約為200-300μm，且再結(jié)晶程度不均勻。而添加了Sc、Zr的合金，再結(jié)晶過程受到顯著抑制，僅有少量細(xì)小的再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)，其尺寸大多在50-100μm之間。這是因?yàn)镾c、Zr形成的Al?Sc和Al?Zr相在晶界和晶內(nèi)彌散分布，強(qiáng)烈釘扎晶界，阻礙了晶界的遷移，從而抑制了再結(jié)晶的發(fā)生。隨著熱處理溫度升高到450℃，未添加Sc、Zr的合金中，再結(jié)晶程度明顯增加，大部分晶粒已完成再結(jié)晶，晶粒尺寸進(jìn)一步增大至300-400μm，晶界變得較為清晰。此時(shí)，添加Sc、Zr的合金中，再結(jié)晶晶粒數(shù)量有所增多，但與未添加的合金相比，再結(jié)晶程度仍較低，晶粒尺寸相對(duì)較小，平均約為150-200μm。這表明即使在較高溫度下，Al?Sc和Al?Zr相依然能夠有效地抑制晶界遷移，減緩再結(jié)晶進(jìn)程。當(dāng)熱處理溫度達(dá)到550℃時(shí)，未添加Sc、Zr的合金中，晶粒發(fā)生明顯的長(zhǎng)大，平均晶粒尺寸可達(dá)500-600μm，且晶粒大小不均勻，出現(xiàn)了一些異常長(zhǎng)大的晶粒。而添加Sc、Zr的合金，晶粒長(zhǎng)大受到顯著抑制，平均晶粒尺寸保持在200-300μm之間，晶粒大小相對(duì)均勻。這充分體現(xiàn)了Sc、Zr在高溫下對(duì)合金晶粒長(zhǎng)大的有效抑制作用，Al?Sc和Al?Zr相在晶界處形成的釘扎力，使得晶界難以遷移，從而穩(wěn)定了晶粒尺寸。在熱處理過程中，合金中的析出相也會(huì)發(fā)生變化。未添加Sc、Zr的合金中，隨著熱處理溫度的升高，含Mn、Fe、Si的金屬間化合物會(huì)逐漸長(zhǎng)大粗化，如Al?(Mn,Fe)相的尺寸明顯增大，從熱處理前的平均尺寸1-2μm增大到3-5μm，且在晶界處的聚集現(xiàn)象更加明顯。而添加Sc、Zr后，除了Al?Sc和Al?Zr相外，含Mn、Fe、Si的金屬間化合物的長(zhǎng)大粗化受到一定程度的抑制，其尺寸增長(zhǎng)相對(duì)緩慢。在450℃熱處理后，添加Sc、Zr合金中的Al?(Mn,Fe)相平均尺寸僅增長(zhǎng)到2-3μm，且分布相對(duì)均勻，沒有出現(xiàn)明顯的聚集現(xiàn)象。這是因?yàn)锳l?Sc和Al?Zr相的存在，阻礙了其他析出相的長(zhǎng)大和聚集，使析出相的尺寸和分布更加穩(wěn)定。四、Sc、Zr對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金耐腐蝕性的影響4.1對(duì)鑄態(tài)合金耐腐蝕性的影響鑄態(tài)下，添加Sc、Zr對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金的耐腐蝕性產(chǎn)生了顯著影響。通過掃描電子顯微鏡（SEM）觀察合金在3.5%NaCl溶液中浸泡7天后的腐蝕形貌，未添加Sc、Zr的合金表面出現(xiàn)了大量密集且尺寸較大的腐蝕坑，腐蝕坑深度可達(dá)10-20μm，且腐蝕坑之間相互連通，呈現(xiàn)出嚴(yán)重的局部腐蝕特征。這是因?yàn)槲刺砑覵c、Zr時(shí)，合金晶粒粗大，晶界面積相對(duì)較小，且晶界處存在較多的雜質(zhì)和缺陷，這些區(qū)域成為了腐蝕的優(yōu)先發(fā)生部位。在腐蝕過程中，腐蝕介質(zhì)容易沿著晶界和缺陷擴(kuò)散，導(dǎo)致晶界處的金屬快速溶解，形成較大的腐蝕坑。而添加了0.3%Sc和0.2%Zr的合金表面，腐蝕坑數(shù)量明顯減少，尺寸也較小，大多在5-10μm之間，且腐蝕坑分布相對(duì)均勻，未出現(xiàn)明顯的連通現(xiàn)象。這主要?dú)w因于Sc、Zr的添加細(xì)化了合金晶粒，增加了晶界面積。更多的晶界能夠分散腐蝕介質(zhì)的侵蝕作用，降低局部腐蝕的程度。Sc、Zr形成的Al?Sc和Al?Zr相均勻彌散分布在基體中，這些相具有較高的化學(xué)穩(wěn)定性，能夠阻礙腐蝕介質(zhì)的擴(kuò)散，從而提高合金的耐腐蝕性。有研究表明，在Al-Mg合金中添加Sc、Zr后，由于Al?Sc和Al?Zr相的存在，腐蝕介質(zhì)在合金中的擴(kuò)散速率降低了約30%，有效減緩了腐蝕進(jìn)程。通過浸泡腐蝕實(shí)驗(yàn)計(jì)算合金的腐蝕速率，未添加Sc、Zr的合金腐蝕速率高達(dá)0.5-0.6g/(m2?h)，而添加0.3%Sc和0.2%Zr的合金腐蝕速率降低至0.2-0.3g/(m2?h)，耐腐蝕性得到顯著提高。這與腐蝕形貌的觀察結(jié)果一致，進(jìn)一步證明了Sc、Zr對(duì)合金耐腐蝕性的積極影響。從電化學(xué)性能角度分析，利用電化學(xué)工作站測(cè)試合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線和交流阻抗譜。極化曲線測(cè)試結(jié)果顯示，未添加Sc、Zr的合金腐蝕電位（Ecorr）較低，約為-0.8--0.7V（vs.SCE），腐蝕電流密度（Icorr）較高，達(dá)到10??-10??A/cm2，表明其在該溶液中容易發(fā)生腐蝕反應(yīng)，且腐蝕速率較快。而添加Sc、Zr后的合金，腐蝕電位正移至-0.6--0.5V（vs.SCE），腐蝕電流密度降低至10??-10??A/cm2，說明合金的熱力學(xué)穩(wěn)定性提高，腐蝕傾向減小。交流阻抗譜測(cè)試結(jié)果表明，添加Sc、Zr的合金電荷轉(zhuǎn)移電阻（Rct）明顯增大，從未添加時(shí)的100-200Ω?cm2增加到500-800Ω?cm2，雙電層電容（Cdl）減小。電荷轉(zhuǎn)移電阻的增大意味著腐蝕反應(yīng)的阻力增加，雙電層電容的減小則表明電極表面形成了更致密、穩(wěn)定的保護(hù)膜，從而提高了合金的耐腐蝕性。以添加0.3%Sc和0.2%Zr的Al-Mn-Fe-Si合金與未添加的合金對(duì)比為例，在實(shí)際應(yīng)用中，如在汽車熱交換器中，未添加Sc、Zr的合金可能在較短時(shí)間內(nèi)就會(huì)因腐蝕而出現(xiàn)泄漏等問題，影響熱交換器的正常工作和使用壽命。而添加Sc、Zr后的合金，由于耐腐蝕性的提高，能夠在相同的腐蝕環(huán)境下更持久地保持性能穩(wěn)定，減少維修和更換成本，提高汽車熱交換器的可靠性和安全性。4.2對(duì)擠壓態(tài)合金耐腐蝕性的影響在擠壓態(tài)下，Sc、Zr的添加對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金的腐蝕行為同樣產(chǎn)生了顯著影響。從腐蝕形貌來看，未添加Sc、Zr的擠壓態(tài)合金在3.5%NaCl溶液中浸泡7天后，表面出現(xiàn)了大量沿?cái)D壓方向分布的長(zhǎng)條狀腐蝕痕跡，這些腐蝕痕跡深度較深，部分區(qū)域可達(dá)15-25μm，且在腐蝕痕跡周圍有明顯的腐蝕產(chǎn)物堆積。這是因?yàn)閿D壓態(tài)下未添加Sc、Zr的合金晶粒沿?cái)D壓方向被拉長(zhǎng)，形成纖維狀組織，晶界大多平行于擠壓方向排列。這種組織特征使得腐蝕介質(zhì)更容易沿著晶界擴(kuò)散，從而導(dǎo)致晶界處的金屬優(yōu)先溶解，形成長(zhǎng)條狀的腐蝕痕跡。添加了0.5%Sc和0.3%Zr的擠壓態(tài)合金表面，腐蝕痕跡明顯減少且變淺，大多在5-10μm之間，腐蝕產(chǎn)物分布相對(duì)均勻，沒有明顯的集中堆積現(xiàn)象。這主要得益于Sc、Zr的添加改善了合金的晶粒取向，使晶粒取向更加均勻，減少了晶界的方向性。Sc、Zr形成的Al?Sc和Al?Zr相均勻彌散分布在基體中，阻礙了腐蝕介質(zhì)的擴(kuò)散通道，降低了腐蝕速率。有研究表明，在Al-Zn-Mg合金中添加Sc、Zr后，由于Al?Sc和Al?Zr相的阻礙作用，腐蝕介質(zhì)在合金中的擴(kuò)散路徑增加了約40%，從而有效減緩了腐蝕進(jìn)程。通過浸泡腐蝕實(shí)驗(yàn)計(jì)算合金的腐蝕速率，未添加Sc、Zr的擠壓態(tài)合金腐蝕速率為0.4-0.5g/(m2?h)，而添加0.5%Sc和0.3%Zr的合金腐蝕速率降低至0.1-0.2g/(m2?h)，耐腐蝕性得到顯著提升。這與腐蝕形貌的觀察結(jié)果一致，進(jìn)一步證明了Sc、Zr對(duì)擠壓態(tài)合金耐腐蝕性的積極作用。從電化學(xué)性能測(cè)試結(jié)果分析，利用電化學(xué)工作站測(cè)試合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線和交流阻抗譜。極化曲線顯示，未添加Sc、Zr的擠壓態(tài)合金腐蝕電位（Ecorr）為-0.75--0.65V（vs.SCE），腐蝕電流密度（Icorr）為5×10??-1×10??A/cm2，表明其在該溶液中腐蝕傾向較大，腐蝕速率較快。而添加Sc、Zr后的擠壓態(tài)合金，腐蝕電位正移至-0.55--0.45V（vs.SCE），腐蝕電流密度降低至1×10??-5×10??A/cm2，說明合金的熱力學(xué)穩(wěn)定性提高，腐蝕傾向減小。交流阻抗譜測(cè)試結(jié)果表明，添加Sc、Zr的擠壓態(tài)合金電荷轉(zhuǎn)移電阻（Rct）明顯增大，從未添加時(shí)的200-300Ω?cm2增加到800-1000Ω?cm2，雙電層電容（Cdl）減小。電荷轉(zhuǎn)移電阻的增大意味著腐蝕反應(yīng)的阻力增加，雙電層電容的減小則表明電極表面形成了更致密、穩(wěn)定的保護(hù)膜，從而提高了合金的耐腐蝕性。在實(shí)際應(yīng)用中，以船舶制造為例，若使用未添加Sc、Zr的擠壓態(tài)Al-Mn-Fe-Si合金制造船舶的某些部件，由于其耐腐蝕性較差，在海洋環(huán)境中容易受到海水的腐蝕，可能導(dǎo)致部件過早損壞，影響船舶的航行安全和使用壽命。而添加Sc、Zr后的擠壓態(tài)合金，因其耐腐蝕性的顯著提高，能夠在海洋環(huán)境中更持久地保持性能穩(wěn)定，減少維修和更換成本，提高船舶的可靠性。4.3對(duì)熱處理后合金耐腐蝕性的影響熱處理過程會(huì)顯著改變合金的微觀結(jié)構(gòu)，進(jìn)而影響其耐腐蝕性，而Sc、Zr的添加在這一過程中起到了關(guān)鍵作用。在350℃熱處理?xiàng)l件下，未添加Sc、Zr的合金由于部分晶粒發(fā)生再結(jié)晶且晶粒尺寸較大，晶界相對(duì)較少，在3.5%NaCl溶液中浸泡14天后，腐蝕坑數(shù)量較多，深度可達(dá)15-25μm，腐蝕速率為0.4-0.5g/(m2?h)。這是因?yàn)檩^大的晶粒使得腐蝕介質(zhì)更容易在晶內(nèi)擴(kuò)散，晶界作為腐蝕的優(yōu)先通道相對(duì)較少，無法有效阻礙腐蝕進(jìn)程。添加Sc、Zr的合金由于再結(jié)晶受到抑制，晶粒細(xì)小且均勻，晶界面積增大。腐蝕坑數(shù)量明顯減少，深度大多在5-10μm之間，腐蝕速率降低至0.1-0.2g/(m2?h)。這是因?yàn)楦嗟木Ы缒軌蚍稚⒏g介質(zhì)的侵蝕，細(xì)小的晶粒也使得腐蝕介質(zhì)的擴(kuò)散路徑更加曲折，從而提高了合金的耐腐蝕性。當(dāng)熱處理溫度升高到450℃時(shí)，未添加Sc、Zr的合金再結(jié)晶程度增加，晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大，晶界處的含Mn、Fe、Si的金屬間化合物聚集長(zhǎng)大，在浸泡腐蝕實(shí)驗(yàn)中，腐蝕坑變得更大且更深，深度可達(dá)30-40μm，腐蝕速率上升至0.6-0.7g/(m2?h)。這些長(zhǎng)大的金屬間化合物與基體形成的微電池?cái)?shù)量增多，加速了腐蝕反應(yīng)。添加Sc、Zr的合金雖然再結(jié)晶晶粒數(shù)量有所增加，但相較于未添加的合金，再結(jié)晶程度仍較低，晶粒尺寸相對(duì)較小，Al?Sc和Al?Zr相抑制了其他析出相的長(zhǎng)大和聚集。此時(shí)合金的腐蝕坑深度在10-15μm之間，腐蝕速率為0.2-0.3g/(m2?h)。Al?Sc和Al?Zr相的存在阻礙了腐蝕介質(zhì)的擴(kuò)散，減少了微電池的形成，從而降低了腐蝕速率。在550℃熱處理后，未添加Sc、Zr的合金晶粒明顯長(zhǎng)大，出現(xiàn)異常長(zhǎng)大的晶粒，晶界變得模糊，在鹽霧腐蝕試驗(yàn)中，合金表面出現(xiàn)大面積的腐蝕區(qū)域，腐蝕產(chǎn)物堆積嚴(yán)重，腐蝕速率高達(dá)0.8-1.0g/(m2?h)。這種不均勻的晶粒結(jié)構(gòu)和晶界狀態(tài)使得合金的腐蝕敏感性大幅增加。添加Sc、Zr的合金晶粒長(zhǎng)大受到顯著抑制，平均晶粒尺寸保持在相對(duì)較小的范圍，晶界清晰且分布均勻。合金表面腐蝕較為均勻，腐蝕坑較小且分散，腐蝕速率為0.3-0.4g/(m2?h)。均勻的晶粒和晶界結(jié)構(gòu)使得腐蝕介質(zhì)的侵蝕更加均勻，不易形成局部腐蝕，從而提高了合金的耐腐蝕性。從電化學(xué)性能分析，在350℃熱處理后，未添加Sc、Zr的合金極化曲線顯示其腐蝕電位（Ecorr）約為-0.75--0.65V（vs.SCE），腐蝕電流密度（Icorr）為3×10??-5×10??A/cm2，交流阻抗譜中電荷轉(zhuǎn)移電阻（Rct）為150-250Ω?cm2。而添加Sc、Zr的合金腐蝕電位正移至-0.55--0.45V（vs.SCE），腐蝕電流密度降低至1×10??-3×10??A/cm2，電荷轉(zhuǎn)移電阻增大到600-800Ω?cm2。隨著熱處理溫度升高到550℃，未添加Sc、Zr的合金腐蝕電位進(jìn)一步負(fù)移至-0.85--0.75V（vs.SCE），腐蝕電流密度增大到8×10??-1×10??A/cm2，電荷轉(zhuǎn)移電阻減小到80-150Ω?cm2。添加Sc、Zr的合金在550℃熱處理后，腐蝕電位仍保持在-0.5--0.4V（vs.SCE），腐蝕電流密度為2×10??-4×10??A/cm2，電荷轉(zhuǎn)移電阻為500-700Ω?cm2。這些電化學(xué)參數(shù)的變化進(jìn)一步證明了Sc、Zr在熱處理過程中對(duì)合金耐腐蝕性的積極影響，通過細(xì)化晶粒、抑制析出相長(zhǎng)大和穩(wěn)定晶界等作用，提高了合金的熱力學(xué)穩(wěn)定性和腐蝕反應(yīng)阻力。五、Sc、Zr影響Al-Mn-Fe-Si合金組織與耐腐蝕性的機(jī)制5.1晶粒細(xì)化機(jī)制在Al-Mn-Fe-Si合金中添加Sc、Zr后，合金晶粒得以顯著細(xì)化，這一現(xiàn)象背后蘊(yùn)含著復(fù)雜而精妙的機(jī)制。在合金凝固過程中，Sc、Zr元素展現(xiàn)出獨(dú)特的化學(xué)活性，它們能夠與Al原子迅速結(jié)合，形成高熔點(diǎn)的化合物，如Al?Sc和Al?Zr。這些化合物具有特殊的晶體結(jié)構(gòu)和物理性質(zhì)，在液態(tài)合金中率先析出，成為非均勻形核的理想核心。從形核理論角度來看，非均勻形核相較于均勻形核，具有更低的界面能。這是因?yàn)樵诜蔷鶆蛐魏诉^程中，晶核可以依附于已存在的固體表面（如Al?Sc和Al?Zr顆粒）形成，從而減少了形成新界面所需的能量。根據(jù)經(jīng)典形核理論公式，非均勻形核的形核功（ΔG非）與均勻形核的形核功（ΔG均）存在如下關(guān)系：ΔG非=f(θ)ΔG均，其中f(θ)為與晶核和基底接觸角θ相關(guān)的函數(shù)，且f(θ)＜1。這意味著非均勻形核所需的能量更低，更容易發(fā)生。在本實(shí)驗(yàn)合金體系中，大量的Al?Sc和Al?Zr相作為非均勻形核核心，極大地增加了形核的幾率和數(shù)量。眾多的晶核在凝固過程中競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)，使得每個(gè)晶粒的生長(zhǎng)空間受到限制，從而有效抑制了晶粒的長(zhǎng)大，實(shí)現(xiàn)了晶粒的細(xì)化。Sc、Zr還能通過改變晶界的結(jié)構(gòu)和性質(zhì)，進(jìn)一步阻礙晶粒的長(zhǎng)大。當(dāng)Sc、Zr原子固溶于鋁基體中時(shí)，由于它們的原子半徑與Al原子半徑存在差異，會(huì)在晶界附近產(chǎn)生晶格畸變。這種晶格畸變?cè)黾恿司Ы绲哪芰浚沟镁Ы绲倪w移變得更加困難。從晶界遷移的動(dòng)力學(xué)角度分析，晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力主要來自于晶界兩側(cè)的自由能差，而晶界遷移的速率則與晶界的遷移率和驅(qū)動(dòng)力相關(guān)。Sc、Zr引起的晶格畸變?cè)黾恿司Ы邕w移的阻力，降低了晶界的遷移率。在晶界遷移過程中，晶界需要克服由Sc、Zr引起的晶格畸變能以及其他阻礙因素，才能實(shí)現(xiàn)移動(dòng)。這種阻礙作用使得晶粒在長(zhǎng)大過程中受到抑制，從而保持了細(xì)小的晶粒尺寸。在一些研究中發(fā)現(xiàn)，通過向鋁合金中添加Sc、Zr，晶界遷移率降低了約50%，有效阻止了晶粒的粗化。Al?Sc和Al?Zr相在晶界處的彌散分布，也起到了釘扎晶界的作用。這些細(xì)小的彌散相就像一個(gè)個(gè)“釘子”，將晶界固定在一定的位置，阻礙晶界的遷移和晶粒的長(zhǎng)大。當(dāng)晶界試圖遷移時(shí)，需要消耗額外的能量來克服Al?Sc和Al?Zr相對(duì)晶界的釘扎作用，進(jìn)一步穩(wěn)定了細(xì)小的晶粒結(jié)構(gòu)。5.2第二相形成與作用機(jī)制在Al-Mn-Fe-Si合金中添加Sc、Zr后，會(huì)形成一系列的第二相，這些第二相在合金的組織結(jié)構(gòu)和性能調(diào)控中發(fā)揮著關(guān)鍵作用。Sc和Zr在合金中分別與Al形成Al?Sc和Al?Zr相，這些相具有細(xì)小彌散的特點(diǎn)，在合金中均勻分布。通過透射電子顯微鏡（TEM）觀察發(fā)現(xiàn)，Al?Sc和Al?Zr相的尺寸大多在10-50nm之間，呈球形或橢球形，在α-Al基體中彌散分布。從晶體結(jié)構(gòu)角度分析，Al?Sc相屬于面心立方結(jié)構(gòu)，其晶格常數(shù)與α-Al基體較為匹配，這使得Al?Sc相在基體中具有良好的共格性。這種共格關(guān)系使得Al?Sc相能夠有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到Al?Sc相附近時(shí)，由于位錯(cuò)與第二相之間的相互作用，位錯(cuò)需要繞過或切過第二相，這就增加了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，從而提高了合金的強(qiáng)度。根據(jù)Orowan機(jī)制，位錯(cuò)繞過第二相粒子時(shí)所需的切應(yīng)力（τ）與第二相粒子的間距（λ）、半徑（r）以及位錯(cuò)線的柏氏矢量（b）等因素有關(guān)，其計(jì)算公式為：τ=0.8Gb/λ，其中G為剪切模量。在添加Sc的合金中，由于Al?Sc相細(xì)小彌散分布，粒子間距較小，使得位錯(cuò)繞過粒子所需的切應(yīng)力增大，從而顯著提高了合金的強(qiáng)度。Al?Zr相同樣具有面心立方結(jié)構(gòu)，雖然其晶格常數(shù)與α-Al基體的匹配度略低于Al?Sc相，但在合金中也能起到有效的強(qiáng)化作用。Al?Zr相在晶界和晶內(nèi)彌散分布，能夠釘扎晶界，阻礙晶界的遷移，抑制再結(jié)晶的發(fā)生。在合金的熱加工和熱處理過程中，晶界的遷移會(huì)導(dǎo)致晶粒的長(zhǎng)大和再結(jié)晶的發(fā)生，而Al?Zr相的存在能夠有效地阻止這一過程，保持合金的細(xì)小晶粒結(jié)構(gòu)，從而提高合金的熱穩(wěn)定性和力學(xué)性能。在腐蝕過程中，這些第二相也會(huì)對(duì)合金的耐腐蝕性產(chǎn)生重要影響。由于Al?Sc和Al?Zr相具有較高的化學(xué)穩(wěn)定性，在腐蝕介質(zhì)中不易溶解，它們能夠在合金表面形成一層相對(duì)穩(wěn)定的保護(hù)膜，阻礙腐蝕介質(zhì)與基體的進(jìn)一步接觸。當(dāng)合金表面與3.5%NaCl溶液接觸時(shí)，Al?Sc和Al?Zr相能夠阻擋Cl?等腐蝕性離子的擴(kuò)散，減緩腐蝕反應(yīng)的進(jìn)行。這些第二相的存在還可以改變合金表面的電化學(xué)性質(zhì)，影響微電池的形成和腐蝕電流的分布。由于第二相與基體之間存在一定的電位差，在腐蝕過程中會(huì)形成微電池，而第二相的細(xì)小彌散分布能夠使微電池的尺寸減小，數(shù)量增多，從而降低了單個(gè)微電池的腐蝕電流密度，減少了局部腐蝕的發(fā)生。5.3對(duì)合金電化學(xué)性能的影響機(jī)制Sc、Zr的添加對(duì)Al-Mn-Fe-Si合金的電化學(xué)性能產(chǎn)生顯著影響，這背后蘊(yùn)含著復(fù)雜的物理化學(xué)機(jī)制。從電極電位的角度來看，在未添加Sc、Zr的Al-Mn-Fe-Si合金中，由于合金中存在不同電位的相和雜質(zhì)，如含Mn、Fe、Si的金屬間化合物與α-Al基體之間存在電位差，這些相和雜質(zhì)在腐蝕介質(zhì)中會(huì)形成微電池。在3.5%NaCl溶液中，微電池的存在使得電子在不同相之間轉(zhuǎn)移，導(dǎo)致電極電位降低，合金更容易發(fā)生腐蝕反應(yīng)。當(dāng)添加Sc、Zr后，合金的電極電位發(fā)生了明顯變化。這主要是因?yàn)镾c、Zr形成的Al?Sc和Al?Zr相具有較高的化學(xué)穩(wěn)定性，其電位相對(duì)較高。這些細(xì)小彌散的第二相均勻分布在α-Al基體中，改變了合金表面的電化學(xué)性質(zhì)。Al?Sc和Al?Zr相可以作為陰極相，與α-Al基體形成的微電池中，陰極面積相對(duì)減小，從而提高了合金的電極電位。研究表明，添加Sc、Zr后，合金的腐蝕電位（Ecorr）正移，使得合金在腐蝕介質(zhì)中的熱力學(xué)穩(wěn)定性提高，腐蝕傾向減小。在極化行為方面，未添加Sc、Zr的合金在極化過程中，由于晶粒粗大，晶界處存在較多的雜質(zhì)和缺陷，這些區(qū)域成為腐蝕的優(yōu)先發(fā)生部位。在陽(yáng)極極化過程中，晶界處的金屬原子更容易失去電子，形成陽(yáng)極溶解，導(dǎo)致陽(yáng)極極化曲線的斜率較小，腐蝕電流密度（Icorr）較大。在陰極極化過程中，由于晶界處的雜質(zhì)和缺陷對(duì)析氫等陰極反應(yīng)的催化作用較弱，陰極極化曲線的斜率也相對(duì)較小。添加Sc、Zr后，合金的極化行為發(fā)生了顯著改變。細(xì)化的晶粒增加了晶界面積，使得腐蝕介質(zhì)在合金中的擴(kuò)散路徑更加曲折，增加了腐蝕反應(yīng)的阻力。Al?Sc和Al?Zr相在晶界和晶內(nèi)的彌散分布，能夠有效地阻礙電子的轉(zhuǎn)移和離子的擴(kuò)散。在陽(yáng)極極化時(shí)，這些彌散相可以抑制陽(yáng)極溶解，使陽(yáng)極極化曲線的斜率增大，腐蝕電流密度降低；在陰極極化時(shí)，它們可以促進(jìn)陰極反應(yīng)的進(jìn)行，使陰極極化曲線的斜率增大，提高了陰極反應(yīng)的過電位。這使得合金在極化過程中，腐蝕反應(yīng)的速率得到有效控制，耐腐蝕性增強(qiáng)。從腐蝕電流密度的角度分析，未添加Sc、Zr的合金中，由于存在較多的腐蝕活性點(diǎn)，如粗大晶粒的晶界、雜質(zhì)聚集處等，這些部位容易發(fā)生腐蝕反應(yīng)，導(dǎo)致腐蝕電流密度較大。在3.5%NaCl溶液中，腐蝕介質(zhì)中的Cl?等腐蝕性離子容易吸附在這些活性點(diǎn)上，引發(fā)