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     對鑄態(tài)Mg-14Li合金進行陰極充氫，充氫時間在0~18h，對比分析了充氫前后合金的表面形貌和拉伸性能。結果表明：陰極充氫后，鑄態(tài)Mg-14Li合金表面發(fā)生點蝕，LiCO3腐蝕產(chǎn)物膜發(fā)生破壞；隨著充氫時間的延長,腐蝕坑深度不斷增加，腐蝕產(chǎn)物增多,但充氫后合金中無微裂紋，說明β-Li相的氫脆敏感性較低；隨著充氫時間的延長，鑄態(tài)Mg-14Li合金的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率下降，拉伸斷口上的韌窩數(shù)量減少，解理面增多，合金斷裂模式從韌性斷裂轉變?yōu)榇嘈詳嗔选?/span>

 

1 試樣制備與試驗方法

 

     將高純鎂和純鋰原料放入真空熔煉爐的坩堝中，爐內抽真空至100Pa，通氬氣作為保護氣，采用分步式升溫法進行熔煉。熔煉結束后，在真空爐內將熔體澆鑄成型，得到Mg-14Li合金鑄錠。采用線切割技術，從鑄錠上切取尺寸為10mm×10mm×10mm的試樣，經(jīng)240#~5000#砂紙逐級打磨、拋光后，用質量分數(shù)10%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，采用光學顯微鏡(OM)觀察合金鑄態(tài)顯微組織。

 

 

圖1 鑄態(tài)Mg-14Li合金的顯微組織

 

     由圖1可以看出，鑄態(tài)Mg-14Li合金中β-Li基體相為等軸晶，其平均晶粒尺寸約為300μm。

 

     采用EG&G恒電位器模型273和傳統(tǒng)三電極體系進行陰極充氫試驗。將試樣置于質量分數(shù)3.5%的NaCl溶液中進行恒電流極化(充氫)，電流密度為50mA·cm-2，充氫時間分別為0，5，10，15，20，30min。充氫結束后，立即用無水乙醇將試樣沖洗干凈并在冷風中干燥，使用光學顯微鏡觀察試樣表面形貌。另取試樣在相同條件下充氫1，3，6，18h，使用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣表面和截面形貌。

 

     采用上述陰極充氫試驗條件，對尺寸為25mm×4mm×3mm的拉伸試樣進行充氫，充氫時間分別為1，3，6，18h。在充氫過程中，試樣僅暴露出標距段表面(充氫面積為3.5cm2)。充氫結束后，采用萬能試驗機對試樣進行室溫拉伸試驗，應變速率為10-3s-1。采用SEM觀察拉伸斷口形貌。

 

2 試驗結果與討論

 

2.1 對表面形貌的影響

 

 

圖2 充氫不同時間后鑄態(tài)Mg-14Li合金的表面形貌

 

      由圖2可以看出：充氫5min后，Mg-14Li合金基體β-Li相發(fā)生點蝕；隨著充氫時間的延長，點蝕坑數(shù)量不斷增加，相鄰點蝕坑逐漸合并形成局部腐蝕坑，充氫20min后腐蝕坑上出現(xiàn)一層腐蝕產(chǎn)物。高鋰含量Mg-Li合金表面腐蝕產(chǎn)物膜的外層富含Li2O，其與空氣或水溶液中的CO2反應會生成LiCO3。對Mg-14Li合金而言，其表面LiCO3的PBR(即氧化物與形成該氧化物所消耗金屬的體積比)介于1和2之間，具有良好的致密性和防護作用，可以抑制合金的腐蝕過程。然而，在陰極充氫條件下，Mg-14Li合金的陽極溶解過程被抑制，并發(fā)生了析氫反應，水分子得到電子產(chǎn)生的活性氫原子一部分吸附在合金表面并擴散到基體內部，另一部分則結合成H2從合金表面逸出。合金表面逸出的大量H2會沖擊合金表面LiCO3膜層，破壞其腐蝕防護性。LiCO3膜層的破壞更加有利于活性氫原子在合金表面的吸附，加速其向基體內部的擴散。β-Li相是鎂溶于鋰中形成的固溶體，其固溶的鎂原子會與活性氫原子反應生成鎂的氫化物MgH2；MgH2遇水會立刻分解為H2和Mg(OH)2，導致β-Li相受損而出現(xiàn)腐蝕坑，Mg(OH)2則覆蓋在腐蝕坑表面。

 

 

圖3 充氫不同時間后鑄態(tài)Mg-14Li合金的表面二維和三維形貌

 

 

圖4 充氫不同時間后鑄態(tài)Mg-14Li合金的截面形貌

 

     由圖3和圖4可以看出：隨著充氫時間的延長，合金表面腐蝕坑連接成片，深度不斷增加，腐蝕產(chǎn)物增多；當充氫時間為1h時，基體腐蝕坑最大深度為37.45μm，當充氫時間延長至18h時，基體腐蝕坑最大深度達173.86μm；合金在陰極充氫后并未觀察到氫致裂紋，說明β-Li相的氫脆敏感性較低。

 

     室溫下，氫在金屬基體中以一定的速率進行擴散，隨著充氫時間的延長，滲入基體的氫增多。同時，MgH2的分解提供了豐富的氫和多孔Mg(OH)2產(chǎn)物，表面氫空位濃度增加，加速了氫的吸收和向基體內部的滲透。因此，隨著充氫時間的延長，合金氫損傷程度加劇。

 

2.2 對拉伸性能的影響

 

 

圖5 充氫不同時間后鑄態(tài)Mg-14Li合金的工程應力-應變曲線

 

表1 充氫不同時間后鑄態(tài)Mg-14Li合金的拉伸性能

 

 

     由圖5和表1可知：未充氫Mg-14Li合金試樣的塑性最好，斷后伸長率可達33%；隨著充氫時間的延長，試樣屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率均呈下降趨勢；當充氫時間為18h時，試樣的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率較未充氫試樣分別下降了29%，29%，38%。陰極充氫后，合金基體表面受損，點蝕促進氫進入基體內部，氫原子在合金晶界和位錯等缺陷處積聚，導致材料脆化。同時，在

 

拉伸過程中腐蝕坑處易產(chǎn)生應力集中，裂紋在此處萌生，導致合金力學性能下降。由于氫原子在鎂合金基體內的擴散速率較慢，充氫時間為1h時，只有少量氫進入基體內部，故合金強度和塑性下降幅度較小。隨著充氫時間的延長，合金缺陷處積聚的氫原子增多，材料脆性增大；并且充氫時間的延長還伴隨著腐蝕坑深度的增加，這就導致合金在拉伸過程中的應力集中程度加劇，力學性能進一步惡化。

 

2.3 對斷口形貌的影響

 

 

圖6 充氫不同時間后鑄態(tài)Mg-14Li合金的拉伸斷口形貌

 

     由圖6可以看出：未充氫試樣拉伸斷口存在明顯的頸縮現(xiàn)象，斷口中有許多大小均勻的韌窩，且韌窩較深，呈韌性斷裂特征；陰極充氫3h后，試樣拉伸斷口仍存在一定的頸縮現(xiàn)象，說明β-Li相的塑性變形能力較好，但同時可觀察到少量解理面，斷口開始出現(xiàn)脆性斷裂特征；當充氫時間達到18h時，合金斷口上出現(xiàn)了幾乎貫穿斷口表面的大解理平面，斷裂模式轉變?yōu)榇嘈詳嗔选?/span>

 

3 結 論

 

     (1) 陰極充氫后，鑄態(tài)Mg-14Li合金發(fā)生點蝕，表面腐蝕產(chǎn)物膜發(fā)生破壞；隨著充氫時間的延長，點蝕坑合并形成腐蝕坑且腐蝕坑深度不斷增加，腐蝕產(chǎn)物增多；充氫后合金中無微裂紋，其基體β-Li相的氫脆敏感性較低。

 

     (2) 未充氫鑄態(tài)Mg-14Li合金的塑性良好，隨著充氫時間的延長，其屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率均呈下降趨勢；當充氫時間為18h時，合金屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率較未充氫合金分別下降了29%，29%，38%；隨著充氫時間的延長，合金拉伸斷口上的韌窩數(shù)量減少，解理面增多，斷裂模式從韌性斷裂轉變?yōu)榇嘈詳嗔选?/span>

 

引用本文：

 

劉俐，許道奎，穆永亮，等.氫對鑄態(tài)Mg-14Li合金表面形貌和力學性能的影響[J].機械工程材料，2021，45（12）：13-18.

Liu L, Xu D K, Mu Y L, et al. Effect of Hydrogen on Surface Morphology and Mechanical Properties of As-cast Mg-14Li Alloy, 2021, 45（12）: 13-18.