Rolle der nanokörnigen Gradientenoberflächenschicht auf das Korrosionsverhalten der Aluminiumlegierung 7075

npj Materials Degradation Band 6, Artikelnummer: 62 (2022) Diesen Artikel zitieren

1703 Zugriffe

1 Zitate

1 Altmetrisch

Details zu den Metriken

Nanokörnige Strukturen mit Gradienten sind eine vielversprechende Technik, um den Kompromiss zwischen Festigkeit und Duktilität bei Metallen und Legierungen zu umgehen. Daher wurde in dieser Arbeit der Einfluss der oberflächenmechanischen Attritionsbehandlung (SMAT) auf die Mikrostruktur und das Korrosionsverhalten der hochfesten Aluminiumlegierung untersucht. SMAT wurde bei Raumtemperatur und unter Flussbedingungen von flüssigem Stickstoff (LN2) durchgeführt, um zwei deutlich unterschiedliche Anfangsgradienten-Mikrostrukturen zu erzeugen. Es wurden potentiodynamische Polarisations-, elektrochemische Impedanzspektroskopie- und intergranulare Korrosionstests durchgeführt. Die Oberflächenfilmcharakterisierung von unbehandelten und behandelten Proben wurde mithilfe von Röntgenphotoelektronenspektroskopie und Flugzeit-Sekundärionen-Massenspektroskopietechniken durchgeführt. Das Ergebnis zeigt signifikante mikrostrukturelle Veränderungen in SMAT-verarbeiteten Proben, wie z. B. die Bildung von Niederschlägen und die Auflösung inhärenter Phasen. Darüber hinaus wurde bei den SMAT-verarbeiteten Proben eine verringerte anodische Auflösungsrate beobachtet. Darüber hinaus ergab die Oberflächenfilmcharakterisierung einen dickeren Oxidfilm mit Cu- und SiO2-Anreicherung in SMAT-Proben.

Die Gradienten-Nanostruktur (GNS), eine Klasse von Heterostrukturmaterialien, hat in der Materialgemeinschaft aufgrund ihrer Fähigkeit, eine Kombination aus hoher Festigkeit und Duktilität zu erreichen, ohne die gesamte Legierungszusammensetzung zu verändern, große Aufmerksamkeit erlangt1,2,3,4. Diese Eigenschaften ergeben sich aus der durch Heteroverformung induzierten Verstärkung und Kaltverfestigung durch die synergistische Wechselwirkung zwischen harten und weichen Zonen5,6. GNS-Materialien haben auch eine vielversprechende Verbesserung der oberflächenempfindlichen Eigenschaften wie Ermüdung, Verschleiß, Korrosionsermüdung und Korrosionsverhalten von Materialien gezeigt7,8,9,10. Trotz mehrerer Vorteile hat die Anwendbarkeit dieser Materialien aufgrund von Einschränkungen bei der Verarbeitung von Massenproben mit kontrollierter Mikrostruktur für mechanische Eigenschaften nicht ihr volles Potenzial erreicht6,10,11.

Die Gradienten-Nanokornstruktur besteht, wie der Name schon sagt, aus einer Oberflächenstruktur nanokristalliner Körner, deren Größe allmählich zunimmt, je weiter man sich von der Oberfläche entfernt. Insbesondere die Oberflächennanokristallisation (SNC) mit den Nanokörnern an der Oberfläche kann durch verschiedene schwere plastische Verformungstechniken erreicht werden, wie z. B. oberflächenmechanische Attritionsbehandlung (SMAT)12, Ultraschall-Kugelstrahlen13, Sandstrahlen14, Laserschockstrahlen (LSP)15 und schnell mehrere Umdrehungen rollend16. Unter diesen hat sich SMAT als effizient erwiesen, um die kleinstmögliche Korngröße an der freien Oberfläche und einen nennenswerten Gradienten mehrere hundert Mikrometer tief in die Probenmasse hinein zu erzeugen. Dieser Gradient entsteht als Ergebnis dynamischer Hertzscher Stöße von Mahlkörpern auf die freie Oberfläche der Probe, die einen kumulativ hohen Dehnungswert induzieren. Im Allgemeinen bestehen die beim SMAT verwendeten Mahlmedien aus einer anderen Chemie als die zugrunde liegende zu verarbeitende Probe17. Die Physik und Art der Einschläge treten millionenfach auf und eröffnen so eine Möglichkeit zur Materialübertragung. Das heißt, die wiederholten Stöße mit hoher Geschwindigkeit und die lokale Temperaturerhöhung schaffen eine Umgebung, in der die atomaren Diffusionskoeffizienten und die chemische Reaktivität verbessert werden, was die Bildung von Legierungen an der freien Oberfläche der Probe erleichtert. Bei richtiger Konstruktion bieten die hohe Reaktivität der Oberflächenschicht und die einfache Diffusion von Legierungselementen durch die Korngrenzen von Nanokörnern eine effiziente Möglichkeit, eine korrosionsbeständige Beschichtung mit günstiger Mikrostruktur zu erzeugen12,18. Beispielsweise wurde die Temperatur, bei der SMAT durchgeführt wird, mit dem Grad der Kornverfeinerung an der freien Oberfläche sowie der Tiefe des gebildeten Gradienten korreliert19,20,21,22,23. Dies gilt auch für den Grad der Verunreinigung und deren Vermischung mit dem Grundmaterial. Insbesondere SMAT bei kryogener Temperatur hat eine stärkere Verringerung der Korngröße in reinem Kupfer aufgrund einer Änderung des zugrunde liegenden Verformungsmodus gezeigt19. Abgesehen von Kryo-SNC haben Legierungen, die durch andere kryogene thermomechanische Verfahren wie Kryowalzen24 und Kryoextrusion25 hergestellt wurden, im Vergleich zu ihren bei Raumtemperatur verarbeiteten Gegenstücken eine verbesserte Festigkeit und Duktilität gezeigt. Die SMAT-Verarbeitung wurde größtenteils im universitären Umfeld an kleinen, vereinfachten Geometrien wie flachen Platten durchgeführt. Kürzlich modifizierte Versionen von SMAT-Verarbeitungsgeräten, die akustische Vibrationen anstelle des herkömmlichen Schüttelns von Änderungen nutzen, ermöglichen jedoch die Anwendung von SMAT auf Rohren/Zylindern und sogar dünnen Drähten9,26,27. Bei anderen Ausführungsformen von SMAT-Bearbeitungsgeräten wurden Poliertechniken eingesetzt, die an computergesteuerten Maschinen montiert waren, um eine noch größere Flexibilität zu ermöglichen und möglicherweise eine In-situ-Bearbeitung von Teilen zu ermöglichen2,28,29. Während Industriesysteme wie die MELDTM-Technologie30 entwickelt wurden, um größere und komplexere Teile zu bewältigen, steckt die Integration dieser Technologie in industrielle Anwendungen noch in den Kinderschuhen.

Das Korrosionsverhalten nanostrukturierter Oberflächen, die durch schwere plastische Verformung (SPD) und Techniken zur starken plastischen Verformung der Oberfläche erhalten werden, wurde in vielen Systemen untersucht, darunter Aluminiumlegierungen31,32,33,34, reines Magnesium und Magnesiumlegierungen11,35, Titan36 und Edelstahl Stähle8,37,38. Bei Aluminiumlegierungen wurde festgestellt, dass die Verwendung von Edelstahlkugeln als Mahlmedium zu einer Verunreinigung der nanokristallinen Schicht mit Eisen führt. Angesichts der galvanischen Potenzialdifferenz zwischen beiden verringerte das Vorhandensein einer Fe-Verunreinigung die Gesamtkorrosionsbeständigkeit erheblich34,39. Ähnlich wie Aluminiumlegierungen leiden auch reines Magnesium und Magnesiumlegierungen unter Verunreinigungen und einer Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit bei der SMAT-Verarbeitung auf Stahlmediumbasis35,40. Bei vergleichsweise härteren Legierungen wie rostfreiem Stahl und Legierungen auf Titanbasis, bei denen die Kontamination minimiert ist, wurde jedoch festgestellt, dass SMAT die Korrosionsbeständigkeit durch die Bildung einer nanokörnigen Oberflächenschicht41,42,43 innerhalb der Masse erhöht. Es wurde festgestellt, dass eine hohe Dichte an Korngrenzen und Dreifachverbindungen, die innerhalb der nanokörnigen Oberfläche gebildet werden, die Diffusion von Chrom in die Oberflächenschicht in rostfreiem Stahl deutlich verbessert. Bei Titan, das auf ähnliche Weise verarbeitet wurde, ermöglichte dieselbe Oberflächenstruktur, dass Sauerstoff leicht in die Masse diffundieren konnte, wodurch die Dicke der Oxidschicht erhöht wurde. Bei Leichtmetalllegierungen, bei denen die Kontamination während des SMAT günstiger ist, kann eine Kontamination der Oberflächenschicht vermieden werden, indem das Mahlmedium mit unschädlichen Elementen beschichtet wird, um dessen Übertragung auf die Masse zu erleichtern. In der Vergangenheit wurden viele Studien durchgeführt, um Metalllegierungen durch SMAT-basiertes mechanisches Legieren effektiv zu beschichten44,45. Im Fall von Aluminium 2024 und mit Ni-Pulver beschichtetem reinem Aluminium bildeten sich zweite Phasen wie Ni3Al, Al3Ni und NiAl auf der SMAT-Oberfläche46,47. Weitere derartige Studien wurden an anderen Systemen durchgeführt, wie z. B. Al-Beschichtung auf Stahl48, Ti und Al-Beschichtung auf Ti-Platten49 und Al-Beschichtung auf Magnesiumlegierungen45. In jeder Studie wurden die treibende Kraft für die einfache Atomdiffusion in Defekten und Korngrenzen sowie die Temperaturentwicklung während des SMAT genutzt, um intermetallische Verbindungen und Beschichtungen auf der Oberfläche zu bilden. Die Morphologie und Dicke der Beschichtungsschicht kann durch die Steuerung von Prozessparametern wie Schlagenergie, Mahlzeit und Temperatur abgestimmt werden. Nach bestem Wissen des Autors wurde keine frühere Studie mit einer detaillierten Untersuchung der SMAT-induzierten inhärenten Auflösung zweiter Phasen, der Ausfällung zweiter Phasen und ihrer Korrelation mit der Korrosionsreaktion in einer Aluminiumlegierung durchgeführt.

Daher wird in der vorliegenden Arbeit eine hochfeste Aluminiumlegierung AA7075 für die SMAT-Bearbeitung mit Al-beschichteten Edelstahlkugeln verwendet (Abb. 1). Der SMAT wurde sowohl bei Raumtemperatur als auch bei der Temperatur von flüssigem Stickstoff (LN2) durchgeführt (die Probe wird im Folgenden als RT-SMAT und LN2-SMAT bezeichnet). Eine Kombination aus mikrostruktureller Charakterisierung, elektrochemischen Messungen und Oberflächenspektroskopie-Charakterisierungen wurde verwendet, um den zugrunde liegenden Steuerungsmechanismus zu entschlüsseln. Die durch diese Arbeit gewonnenen Erkenntnisse legen einen klaren Weg zur weiteren Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit von Aluminiumlegierungen für Strukturanwendungen im Automobil- und Luft- und Raumfahrtsektor nahe.

a Beschichten von Mahlmedien aus rostfreiem Stahl mit reinem Aluminiumpulver in einer Strömungsumgebung mit flüssigem Stickstoff (LN2), b SMAT von Aluminiumlegierungsproben bei Raumtemperatur (RT) und LN2-Strömungsbedingungen, c Schema, das die resultierenden graduellen mikrostrukturellen Änderungen durch SMAT zeigt.

Vor dem SMAT zeigt die optische Mikroaufnahme der Querschnittsoberfläche eine typische gewalzte Mikrostruktur mit länglichen lamellaren Körnern parallel zur Walzrichtung (Abb. 2a). Nach SMAT bei LN2 und RT ist eine deutliche Veränderung der Querschnittsmikrostruktur zu beobachten (Abb. 2b und c). Im LN2-SMAT wurde festgestellt, dass die länglichen Körner neben der Aufpralloberfläche zusammen mit dem plastischen Fluss der Körner aufgrund der hohen Dehnungsrate der plastischen Verformung fragmentiert sind. Bei RT SMAT wurde eine ähnliche mikrostrukturelle Veränderung zusammen mit einem signifikanten plastischen Fluss von Körnern bis zu 100 µm von der Aufpralloberfläche beobachtet. In beiden SMAT-Proben wurde festgestellt, dass die Partikel der zweiten Phase entlang der Korngrenzen mit deformierten Körnern flossen.

a Unbehandelte Basislegierung, b LN2 SMAT und c RT SMAT. Die Maßstabsbalken in a, b und c zeigen 100 µm an.

Mikrostrukturelle Veränderungen auf der betroffenen Oberfläche und über den Querschnitt hinweg wurden mithilfe der Rasterelektronenmikroskopie (REM) weiter charakterisiert (Abb. 3). Abbildung 3a zeigt eine Collage von SMAT-Oberflächen der LN2-SMAT- und RT-SMAT-Bedingungen. Die unverformte Oberfläche (Abb. 3d) zeigt zwei Arten von Partikeln der zweiten Phase. Die erste ist eine helle Phase, die hauptsächlich aus Cu und Fe zusammen mit Al besteht und entweder mit der intermetallischen Phase Al7Cu2Fe oder Al23Fe4Cu verwandt ist, ähnlich wie bei früheren Arbeiten50. Zweitens besteht eine dunklere Farbphase hauptsächlich aus Mg und Si, dh der Mg2Si-Einschlussphase50. Allerdings zeigten verformte SMAT-Oberflächen die Entwicklung einer anderen zweiten Phase ohne Spuren von Al7Cu2Fe/Al23Fe4Cu und Mg2Si auf der Oberfläche (Abb. 3b und c). Diese Phasen bestehen hauptsächlich aus Cu und Si sowie Al. Die Elementzusammensetzungen für die zweite Phase sind in der Ergänzungstabelle 1 und der Ergänzungsabbildung 1 aufgeführt. Die REM-Querschnittsaufnahmen von SMAT-Oberflächen zeigen eine inhomogene Schicht aus heller Al-Cu-Si-Phase ohne Spuren von Al7Cu2Fe und Mg2Si der zweiten Phase in der Nähe Aufprallfläche (Abb. 3e und f).

eine Collage aus RT SMAT- und LN2 SMAT-Oberflächen; Rückgestreute Rasterelektronenmikroskopaufnahme (BSE-SEM) der Oberseite und vergrößerte Bildausschnitte Abb. 3a; b LN2 SMAT, c RT SMAT und d Base; Querschnittsbilder von e LN2 SMAT und f RT SMAT. Maßstabsbalken in einem zeigen 2 mm an; in b, c und d geben sie 20 µm an und in e und f geben sie 10 µm an.

Um die Variation der Korngröße und die Entwicklung zweiter Phasen in der Nähe der SMAT-Oberfläche zu verstehen, wurde eine Charakterisierung mittels Rastertransmissionselektronenmikroskopie (STEM) durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Abb. 4 dargestellt. Die LN2-SMAT-Probe zeigt nanokristalline Körner in der Nähe der SMAT-Oberfläche und die Korngröße nimmt mit zunehmendem Abstand von der Oberfläche allmählich zu (Abb. 4a und b). Darüber hinaus weist der Z-Kontrast (Ordnungszahl) im HAADF-Bild auf das Vorhandensein von zwei hellen Partikeln der zweiten Phase entlang der Korngrenzen hin, und es wurde auch festgestellt, dass die Korngrenzen durch ein höheres Z-Element im Vergleich zur Aluminiummatrix dekoriert sind (Abb. 4a). Im Fall von RT SMAT können ähnliche nanokristalline Körner beobachtet werden; Der Korngrößengradient war jedoch nicht so ausgeprägt wie bei LN2 SMAT (Abb. 4c und d). Dies kann auf die größere Tiefe fragmentierter nanokristalliner Körner im RT-SMAT zurückzuführen sein, wie in Abb. 2 beobachtet. Als nächstes wurde festgestellt, dass die Partikel der zweiten Phase in RT-SMAT-Proben im Vergleich zu LN2-SMAT-Proben kleiner sind. Das Linienprofil der energiedispersiven Spektroskopie (EDS) und die EDS-Kartierung (Abb. 4f – h und ergänzende Abb. 2) veranschaulichen, dass die hellen Phasen entweder aus Si oder Cu bestehen. Es wurde festgestellt, dass die Cu-basierten Phasen in beiden SMAT-Proben einen höheren Volumenanteil aufweisen als die Si-basierten Phasen. Darüber hinaus wurde festgestellt, dass der Volumenanteil der Si-basierten Phasen in der RT-SMAT-Probe vergleichsweise höher ist als in der LN2-SMAT-Probe. Außerdem wurde festgestellt, dass einige der hellen Partikel der zweiten Phase auch reich an Zn waren, ihr Volumenanteil war jedoch kleiner als der der Cu- und Si-reichen Partikel (Abb. 4f und h). Wie die SEM-Bilder zeigt auch das STEM-Bild die Auflösung der inhärenten Al-Cu-Fe- und Mg2Si-Phasen. Darüber hinaus wurden in der STEM-Aufnahme keine Spuren von MgZn2 (η)-Niederschlägen beobachtet, was auf eine SMAT-induzierte Auflösung schließen lässt. Die durchschnittliche Korngröße der oberen 500-nm-Schicht von der Aufpralloberfläche betrug 44 bzw. 40 nm für LN2-SMAT- und RT-SMAT-Proben (Abb. 4e).

HAADF- und entsprechendes MAADF-Bild von a, b LN2 SMAT und c, d RT SMAT-Probe, wobei der weiße Pfeil die SMAT-Oberfläche zeigt, rote, grüne und blaue Pfeile zeigen Si-basierte, Cu-basierte Phase und schwerere Elemente entlang der Korngrenzen an, z Korngrößenverteilung für die oberste 500-nm-Tiefe von SMAT-Oberflächen, f EDS-Linienprofil, das die Variation der Zusammensetzung über eine dunkle Phase neben einer hellen Phase in der LN2-SMAT-Probe zeigt, g vergrößertes HAADF-Bild aus Abb. 4c und h entsprechendes EDS-Elementkartierungsbild von Al , Cu, Si und Zn. Die Maßstabsbalken in a, b, c und d geben 200 nm an und in f und g 50 nm.

Abbildung 5 zeigt die XRD-Muster der unbeeinflussten Basisoberfläche und der beiden SMAT-Oberflächen (senkrecht zur Walzrichtung). In Abb. 5a zeigt die unbeeinflusste Oberfläche eine vergleichsweise höhere Intensität für die (311)-Ebenen im Vergleich zu den (220)-Ebenen, was auf das Vorhandensein einer anfänglichen Textur in der gewalzten plattierten Probe hinweist. Bei SMAT kann jedoch ein starker Abfall der Peakintensität der (311)-Ebene beobachtet werden, was darauf hindeutet, dass auf den getroffenen Oberflächen eine nahezu zufällige Ausrichtung erreicht wurde. Abbildung 5b zeigt eine Verbreiterung der FWHM der reinen Aluminiumpeaks zusammen mit einer größeren Winkelverschiebung der Peakposition. Die Peakverbreiterung kann der durch SMAT verursachten Anhäufung von Mikrospannungen und Kornverfeinerung zugeordnet werden. Als nächstes wurden in den SMAT-Proben die Peakpositionen in Richtung eines höheren Zwei-Theta-Wertes verschoben, was auf einen kombinierten Effekt der Sättigung gelöster Elemente in der Aluminiummatrix und der Druckeigenspannung hinweist. Darüber hinaus weist letztere zwischen LN2- und RT-SMAT-Proben eine stärkere Peakverbreiterung und eine Zwei-Theta-Verschiebung auf, was auf eine höhere Mikrodehnung und Eigenspannung hinweist. Schließlich zeigt Abb. 5c den Peak geringer Intensität für alle drei Oberflächen, wobei die Basis das Vorhandensein von Al-Fe-Cu- und MgZn2-Phasen anzeigt. Im Gegensatz dazu veranschaulichen SMAT-Oberflächen das Vorhandensein von Al-Cu und Si sowie die Auflösung von MgZn2- und Al-Cu-Fe-Phasen. Dies impliziert also, dass der SMAT-Prozess nicht nur eine Gradientenmikrostruktur geschaffen hat, sondern auch die inhärenten zweiten Phasen und die Ausfällung neuer Phasen aufgelöst hat. Diese mikrostrukturellen Veränderungen können die elektrochemische Reaktion weitgehend verändern und werden durch elektrochemische Tests charakterisiert und im nächsten Abschnitt diskutiert.

ein Röntgenbeugungsmuster (XRD) von unbehandelten Basis-, LN2-SMAT- und RT-SMAT-Oberflächen; b XRD-Peaks von drei Oberflächen auf verschiedenen HKL-Ebenen aus reinem Aluminium, die eine Verbreiterung der Peak-Vollbreite bei Halbmaxima (FWHM) und eine größere Winkelverschiebung der Peakposition bei der SMAT-Behandlung zeigten; c XRD-Peaks bei geringer Intensität von drei Oberflächen, um die zweite Phase der Auflösung und Bildung nach SMAT zu untersuchen.

Das Korrosionspotential für eine Probe mit einem Gleichgewicht zwischen anodischer und kathodischer Kinetik (minimale Stromdichte) kann über ein Leerlaufpotential (OCP)51 gemessen werden. Abbildung 6a zeigt die OCP-Kurven für die Basis-, LN2-SMAT- und RT-SMAT-Proben. Der OCP der Basis steigt mit der Zeit auf einen positiveren Wert und stabilisiert sich nach 300 s Eintauchen bei etwa 0,8 VSCE. Allerdings zeigten SMAT-Proben vom Beginn des Eintauchens an im Vergleich zur Basisprobe einen relativ stabilen OCP. Der stabilisierte OCP-Wert der RT SMAT-Probe ähnelte dem der Basislegierung. Allerdings ist der stabilisierte OCP-Wert für die LN2-SMAT-Probe im Vergleich zu den anderen beiden Legierungen etwa 20 mV negativ. Diese Änderungen im OCP-Verhalten können mit Änderungen in der Oberflächenmikrostruktur bei der SMAT-Verarbeitung korreliert werden. Im Fall der Basis kann der Anstieg des OCP (nach dem Eintauchen) vor der Stabilisierung durch die Entlegierung und Auflösung von Mg2Si und η(MgZn2)-Niederschlag erklärt werden52. Im Fall von SMAT-Proben hat jedoch die Auflösung von η- und Mg2Si-Phasen und die Bildung von Phasen auf Al-Cu-Basis zu einem stabileren OCP vom Beginn des Eintauchens an geführt52. Eine ähnliche Auflösung der η-Phase aufgrund starker plastischer Oberflächenverformung wurde in früheren Studien beobachtet13,53. Beim Vergleich der RT-SMAT- und LN2-SMAT-Proben kann der Unterschied im stabilisierten OCP auf den Unterschied im Volumenanteil der ausgefällten Partikel der zweiten Phase und auf die Höhe der Restspannung auf der Oberfläche zurückzuführen sein.

a OCP-Messungen; b Potentiodynamische Polarisations- und c Zyklische potentiodynamische Polarisationskurven nach 10-minütigem und 30-minütigem Eintauchen in 0,6 M NaCl-Lösung mit anfänglich nahezu neutralem pH-Wert (6,5 ± 0,2) für unbehandelte Base-, LN2-SMAT- bzw. RT-SMAT-Proben.

Die angelegten potenzialgetriebenen Oberflächenphänomene können durch potentiodynamische Polarisation und zyklische potentiodynamische Polarisation für alle drei Proben analysiert werden (Abb. 6b und c). In Abb. 6b zeigt die Basisprobe einen schnellen Anstieg der anodischen Stromdichte nach OCP, gefolgt von einem zweiten Durchbruchspotential in der Kurve nahe 0,75 VSCE. Der plötzliche Anstieg der Stromdichte nach OCP hängt mit der Auflösung der durch das Polieren erzeugten veränderten Oberflächenschicht zusammen, und das zweite Durchschlagspotential kann mit der Einleitung von lokalisiertem Lochfraß und interkristalliner Korrosion (IGC) in Zusammenhang stehen54. Bei den SMAT-Proben wurde festgestellt, dass die Stromdichte sowohl im kathodischen als auch im anodischen Bereich im Vergleich zur Basisprobe verringert war. Die LN2-SMAT-Probe zeigte die kleinste kathodische Stromdichte, während die anodische Stromdichte für die RT-SMAT-Probe die kleinste unter den drei Legierungen war. Im Gegensatz zur Basisprobe zeigte keine der SMAT-verarbeiteten Proben nach OCP ein zweites Durchschlagspotential, was darauf hindeutet, dass die zugrunde liegende mikrostrukturelle Veränderung aufgrund von SMAT sowohl die Oxidschichtbildung als auch den Korrosionsmechanismus verändert hat. Es wurde festgestellt, dass die Werte des Gleichgewichtspotentials (Ecorr) gut mit den in Abb. 6a gezeigten stabilisierten OCP-Werten übereinstimmen. Die Korrosionsstromdichte (icorr) der SMAT-Legierung war kleiner als die der Basislegierung, was darauf hindeutet, dass SMAT die Gesamtkorrosionsbeständigkeit verbessert hat. In zyklischen potentiodynamischen Polarisationskurven (Abb. 6c) ähnelten die Vorwärtszyklen für alle Legierungen den Polarisationskurven (Abb. 6b) und die Kurve kehrte sich um, nachdem eine vordefinierte Rückwärtsstromdichte (irev) von 5 mA cm-2 erreicht wurde. Das Potenzial (Esw), bei dem die Kurve den iRev erreichte, erwies sich für die RT-SMAT-Probe als am positivsten, gefolgt vom LN2-SMAT und den Basisproben. Im umgekehrten Zyklus wurde jedoch festgestellt, dass das Schutzpotenzial (Eprot) für die RT-SMAT-Probe am negativsten ist, gefolgt vom LN2-SMAT und den Basisproben. Dieses Verhalten bedeutet, dass mit SMAT behandelte Proben im Vergleich zur Basis (unbehandelte Legierung) ein höheres Überpotential (Ecorr – Eprot) zur Repassivierung benötigen, und es erscheint kontraintuitiv mit potentiodynamischen Polarisationsergebnissen, bei denen SMAT-Proben eine bessere Korrosionsbeständigkeit zeigten. Es sollte jedoch beachtet werden, dass das Esw für die RT-SMAT-Probe am positivsten ist, sodass die RT-SMAT-Oberfläche bei etwa gleicher durchgelassener Ladungsmenge (da irev = 5 mA cm−2 und gleicher Scanrate) für alle Proben am positivsten ist Erstellen Sie größere Gruben im Vergleich zur Basis, die möglicherweise eine große Anzahl kleinerer Gruben aufweist. Daher können größere Löcher in SMAT letztendlich zu einer höheren Triebkraft für die Repassivierung führen. Ein ähnlich gegensätzlicher Trend bei Polarisations- und zyklischen Polarisationsergebnissen wurde in einer aktuellen Studie von Zhou et al.55 beobachtet, in der beobachtet wurde, dass für eine Al-Zn-Mg-Legierung ein niedrigeres Überpotential für die Repassivierung in höheren [Cl−]-Lösungen erforderlich war im Vergleich zu Lösungen mit niedrigerem [Cl−]-Gehalt, obwohl erstere eine höhere Anfälligkeit für Lochfraßkorrosion aufweisen. Darüber hinaus kann auch eine Erhöhung der Oberflächenmikrorauheit durch SMAT das Repassivierungsverhalten beeinträchtigen.

Messungen der elektrochemischen Impedanzspektroskopie (EIS) wurden bei verschiedenen Eintauchzeiten (0,5, 2, 6, 12, 24, 48 Stunden) durchgeführt, um die zeitabhängige Oberflächenentwicklung zu verstehen. Die Messungen wurden als Nyquist-, Bode-Bode- und Bode-Phasenwinkeldiagramme für die drei Legierungen aufgezeichnet (Abb. 7). Es wurde festgestellt, dass Nyquist-Diagramme bei 0,5 Stunden für jede Probe aus zwei kapazitiven und einer induktiven Schleife in Hoch-, Mittel- und Niederfrequenzbereichen bestehen. Die kapazitive Hochfrequenzschleife stellt einen doppelschichtigen inhomogenen Oxidfilm (Al2O3) dar, der aus einem porösen dicken hydratisierten Oxidfilm an der Grenzfläche Oxid/Lösung und einem dünnen kontinuierlichen kompakten Film an der Grenzfläche Metall/Oxid besteht56,57. In ähnlicher Weise stellt die mittel- bis niederfrequente kapazitive Schleife eine Doppelschichtkapazität an der Film-Lösungs-Grenzfläche und den aktiven Metallauflösungsgruben dar58. Diese Schleife ist in SMAT-Proben stärker ausgeprägt. Es wurde festgestellt, dass der Gesamtdurchmesser des Nyquist-Diagramms mit zunehmender Eintauchzeit in jeder Probe abnimmt, was zu einer starken Depression in der zweiten kapazitiven Schleife führt, was auf eine Schwächung einer passiven Oxidschicht bei Einwirkung aggressiver Cl−-Ionen zurückzuführen ist und die Zunahme der Metallauflösung von der oxidfreien Oberfläche. Darüber hinaus entspricht die niederfrequente Induktionsschleife der Faradischen Reaktion und der Adsorption/Desorption geladener Spezies und ihrem Relaxationsprozess an der Grenzfläche59,60,61. Schließlich ist in der Grundlegierung bei 24 und 48 ha ein Impedanzverhalten vom Semi-Warburg-Typ zu erkennen, das einem diffusionsbegrenzten Widerstand entsprechen kann, der durch das auf der Oberfläche durch die unten genannten Reaktionen gebildete Al(OH)3-Korrosionsprodukt entsteht (1) –(3)62,63,64:

Nyquist-, Bode-Bode- und Bode-Phasenwinkeldiagramme für unbehandelte Wechselstrombasis; d–f LN2 SMAT; g–i RT SMAT.

Der \(\left| Z \right|\)-Wert für alle Proben kann in Abb. 7b, e und h beobachtet werden, wo festgestellt wird, dass der \(\left| Z \right|\)-Wert mit der Zeit abnimmt und sättigen sich mit zunehmender Eintauchzeit. In ähnlicher Weise zeigt das Bode-Phasenwinkeldiagramm (Abb. 7c, f und i) eine klarere Darstellung des Übergangs in verschiedenen Komponenten über den Frequenzbereich. Zwischen 10 und 1000 Hz kann im Bode-Diagramm eine Zeitkonstante beobachtet werden, die den Beitrag der Oxidschicht darstellt, und bei 0,1–0,01 Hz gibt es eine zweite Zeitkonstante, die den Beitrag der Doppelschichtkapazität darstellt.

Zur Anpassung der gemessenen Impedanzspektren wurden die in Abb. 8a dargestellten Ersatzschaltkreise verwendet. In den Schaltkreisen stellt Rs den Lösungswiderstand dar, CPEox und CPEdl geben die Oxidschichtkapazität und die Doppelschichtkapazität an. Ebenso sind Rox und Rt Widerstände gegen den Ionentransport in der Oxidschicht und Ladungsübertragungswiderstände auf einer aktiven Auflösungsoberfläche. Schließlich geben L, RL und W die Induktivität und den Widerstand an, die der Induktivität und der Warburg-Impedanz in Niederfrequenzbereichen entsprechen. Die durch Anpassung erhaltenen Parameter sind in der Ergänzungstabelle 2 aufgeführt. Die Variation des Oberflächenfilmwiderstands mit der Eintauchzeit für drei Proben ist in Abb. 8b dargestellt. Mit zunehmender Eintauchzeit sinken die Widerstandswerte allmählich, gefolgt von einer Stabilisierung nach 12 Stunden und einer längeren Eintauchzeit. Die RT SMAT-Probe zeigte im Vergleich zu den beiden anderen Proben während der gesamten Eintauchzeit den höchsten Widerstand. Beim Vergleich der LN2-SMAT- und Basisproben wurde festgestellt, dass erstere bis zum Erreichen von 6 Stunden einen geringeren Widerstand aufwiesen, und nach 24 Stunden und 48 Stunden Eintauchen kehrte sich der Trend erneut um. Die Variation des Werts der effektiven Kapazität (Ceff) für den Oberflächenfilm mit der Eintauchzeit wurde aus CPEf extrahiert, dargestellt in Abb. 8c. Der CPEf stellt einen nicht idealen Kapazitätsbeitrag des Oberflächenfilms dar, da der Phasenwinkel nicht genau –90˚ beträgt (Abb. 7c, f und i). Der Wert von Ceff für den Oberflächenfilm kann durch Gleichung ausgedrückt werden. (4) zuerst von Hsu und Mansfeld65,66 vorgeschlagen:

wobei Rf den Oberflächenfilmwiderstand darstellt, Qf und α die CPEf-Parameter sind. Die Dicke des Oberflächenfilms ist nach Gleichung umgekehrt proportional zu Ceff. (6)67:

Dabei ist df die Dicke des Oberflächenfilms, ε0 die Permittivität des Vakuums und ε die Dielektrizitätskonstante des Oberflächenfilms. Aus Abb. 8c kann daher geschlossen werden, dass die Basisprobe im Vergleich zu den SMAT-Proben einen dickeren Film aufweist und dass letztere unter den LN2-SMAT- und RT-SMAT-Proben bei allen Eintauchzeiten einen relativ dickeren Film aufweist. Obwohl die Basis einen dickeren Film hat, ist sie aufgrund ihres geringeren Filmwiderstands anfälliger für die korrosive Umgebung67.

a Ersatzschaltkreise zur Anpassung von EIS-Kurven für unterschiedliche Eintauchzeiten; b Variation des Oberflächenfilmwiderstands mit Eintauchzeiten, ermittelt durch EIS-Kurvenanpassung; und c Variation der effektiven Kapazität mit der Eintauchzeit, berechnet nach Gl. (4).

Es ist bekannt, dass Legierungen der AA7xxx-Serie aufgrund der anodischen Auflösung von Korngrenzenausfällungen unter IGC leiden, wenn sie einem korrosiven Medium ausgesetzt werden. Um die Auswirkung von SMAT auf die IGC-Anfälligkeit zu verstehen, wurde für jede Probe ein ASTM G110-basierter Immersionstest durchgeführt. Nach dem Eintauchtest wurden optische Mikroaufnahmen des Legierungsquerschnitts durchgeführt, wie in Abb. 9a–c dargestellt. Bei der Grundlegierung (Abb. 9a) ist zu beobachten, dass Korngrenzen parallel zur Walzrichtung nach 24 h Eintauchen aufgelöst wurden. Zusammen mit der Korngrenze kann in der vergrößerten Mikroaufnahme, die in der Einfügung von Abb. 9a gezeigt wird, eine gewisse Kornauflösung beobachtet werden. Beim Vergleich des IGC-Profils von LN2-SMAT- und RT-SMAT-Proben mit der Basisprobe (Abb. 9b und c) kann gefolgert werden, dass eine Auflösung der Korngrenzen entlang der plastisch fließenden länglichen Körner aufgrund der hohen Dehnungsgeschwindigkeit der Aluminiumbeschichtung stattgefunden hat Kugeln aus Edelstahl. Darüber hinaus wurde in der vergrößerten Mikroaufnahme, die in den Einfügungen von Abb. 9b und c gezeigt ist, eine starke Auflösung stark deformierter Körner in der Nähe der aufprallenden Oberfläche beobachtet. Dies kann auf die hohe Reaktivität stark verformter nanokristalliner Körner zurückzuführen sein, die durch die SMAT-Verarbeitung gebildet werden. Die IGC-Tiefen für alle drei Legierungen wurden anhand mehrerer ähnlicher optischer Mikroaufnahmen gemessen und die prozentuale Variation der IGC-Tiefe in drei Legierungen wurde als Histogramm in Abb. 9d dargestellt. Aus dem Diagramm ist ersichtlich, dass die RT-SMAT-Probe maximale IGC-Eindringtiefen von etwa 50–75 µm aufweist, die LN2-SMAT-Legierung etwa 100–125 µm aufweist und die Basislegierung zwischen 75 und 150 µm variiert. Bei der Grundlegierung wurde jedoch ein größerer Anteil der IGC-Tiefe über 200 µm beobachtet als bei SMAT-Proben. Daraus lässt sich schließen, dass beim SMAT-Prozess die Opferauflösung von hochenergetischen Nanokörnern nahe der Aufpralloberfläche und der gewundene Weg, der durch die Scherströmung länglicher Körner bereitgestellt wird, die durchschnittliche IGC-Eindringtiefe im Vergleich zur Basisprobe minimiert haben.

Optische Mikroaufnahmen eines geätzten Querschnitts einer AA7075-Legierung nach einem 24-stündigen interkristallinen Korrosionstest gemäß ASTM-G110-Standard. a Unbehandelte Basislegierung, b LN2-SMAT-Legierung, c RT-SMAT-Legierung und d Ein Histogramm, in dem die Eindringtiefe der interkristallinen Korrosion für drei Legierungen verglichen wird. Maßstabsbalken in a, b und c geben 200 µm an, und Einfügungen in den jeweiligen Bildern zeigen 100 µm an.

Um die Modifikation der Oberflächenoxidschicht durch SMAT zu verstehen, wurde eine Flugzeit-Sekundärionen-Massenspektroskopie (ToF-SIMS)-Charakterisierung auf allen drei Legierungsoberflächen nach 15-minütigem Eintauchen in 0,6 M NaCl-Lösung bei Leerlaufpotentialen durchgeführt. Abbildung 10a–c zeigt das allgemeine Ionentiefenprofil als Funktion der Cs+-Ionen-Sputterzeit. Alle Konzentrationsprofile wurden auf einer logarithmischen Skala aufgezeichnet, um geringe Konzentrationsänderungen zu veranschaulichen, und die zeitliche Variation stellt die tiefgreifende Variation der Ionenkonzentration von der oberen Legierungsoberflächenschicht aus dar. Im Tiefenprofil jeder Legierung können drei Bereiche identifiziert werden. Der erste Bereich hat ein quasikonstantes \(AlO_2^ -\) und \(O_{16}^ -\), wobei die Konzentration das Aluminiumoxid und die Sauerstoffkonzentration die Oxidschicht darstellt. Anstelle von \(O_{18}^ -\) wurde \(O_{16}^ -\) verwendet, da letzteres zu einer Sättigung des Detektors führt. Der erste Bereich erstreckt sich bis zu dem Zeitpunkt, an dem \(AlO_2^ -\) und \(O_{16}^ -\) ihr Maximum erreichen. In diesem Bereich gibt es für alle drei Legierungen eine kleine und allmählich ansteigende Konzentration für \(Al_2^ -\) (stellt metallisches Aluminium dar). Cu−, das die Kupferkonzentration darstellt, zeigte ein unterschiedliches Verhalten in Basis- und SMAT-Legierungen. Bei SMAT-Legierungen wurden im Gegensatz zur Basislegierung Cu−-Ionenmaxima in der Mitte der Oxidschicht beobachtet, was auf eine Kupferanreicherung durch selektive Oxidation von Al aufgrund der durch SMAT erzeugten zweiten Phase auf Al-Cu-Basis hindeutet. Die Cu-Anreicherung unter dem Al-Oxidfilm wurde in früheren Studien an Al-Cu-Dünnfilmen beobachtet68,69. Das \(SiO_2^ -\), das die Siliziumdioxidkonzentration darstellt, zeigt einen starken Abfall im Oxidbereich der Grundlegierung; In SMAT-Legierungen ist die Konzentration jedoch konstant. Cl− und OH− stellen den Beitrag des Korrosionsprodukts und des Aluminiumhydroxids dar und ihre Konzentration verringert sich drastisch, nachdem sie in der Nähe der Oberfläche ein Maximum erreicht hat. SMAT-Proben zeigten eine vergleichsweise höhere Dicke (dh 423 bzw. 463 s Sputterzeit für LN2-SMAT bzw. RT-SMAT) im Vergleich zur Basisprobe (104 s Sputterzeit). Nach der Oxidschicht beginnt der Grenzflächenbereich bis zum innersten Substrat. Die Dicke des Grenzflächenbereichs hängt von der Rauheit der Probenoberfläche ab. Aus diesem Grund weisen die SMAT-Legierungen im Vergleich zur Basislegierung eine höhere Grenzflächenbereichsdicke auf. In diesem Bereich durchläuft Cu− ein Konzentrationsminimum für LN2 SMAT und RT SMAT, bevor es wieder ansteigt, bis sich die Konzentration im Substratbereich stabilisiert. Es wurde festgestellt, dass die \(AlO_2^ -\)-Konzentration in diesem Bereich für die Basislegierung abnimmt; Bei SMAT-Legierungen ist die \(AlO_2^ -\)-Konzentration jedoch relativ konstant, bevor sie vom Beginn des Substratbereichs an abnimmt. Im Substratbereich wurde ein starker Anstieg von \(Al_2^ -\), eine Stabilisierung von Cu− und ein Abfall von \(AlO_2^ -\) und \(O_{16}^ -\) beobachtet.

ToF-SIMS negatives Ionentiefenprofil nach 15-minütigem Eintauchen in 0,6 M NaCl-Lösung für eine unbehandelte Basislegierung; b LN2 SMAT-Legierung; und c RT SMAT-Legierung. Röntgenphotoelektronenspektrum für alle drei Proben nach 15-minütigem Eintauchen in 0,6 M NaCl-Lösung; d Übersichtsspektrum, entfaltete hochauflösende Spektren e C 1s, f O 1s, g Al 2p; hochauflösendes h Zn 2p und i Si 2p.

Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS)-Scans wurden an drei Legierungen nach 15-minütigem Eintauchen in 0,6 M NaCl-Lösung durchgeführt (Abb. 10d). Die Hauptbestandteile waren Aluminium, Sauerstoff und Kohlenstoff. Um das Vorhandensein dieser Elemente Al 2p, O 1s und C 1s zu erfassen, wurden hochauflösende Spektren aufgenommen (Abb. 10e–g). Darüber hinaus wurde das Vorhandensein von Nebenelementen wie Zink und Silizium durch hochauflösende Zn 2p- und Si 2p-Spektren ermittelt (Abb. 10h und i). Das als Kalibrierungsreferenzspektrum verwendete hochauflösende C 1s-Spektrum besteht aus vier Komponenten: bei 284,6 eV (C–C), 286,1 eV (C–O), 287,2 eV (CO=C) und 289 eV (Vorhandensein von CO32−)-Bindungen , bzw. (Abb. 10e). Das Vorhandensein von Kohlenstoff stammt als Kontamination aus der Umgebung70. Zusätzlich wurden die C 1s- und O 1s-Peaks in drei Komponenten entfaltet: 530,53 eV (O2−), 531,83 eV (Vorhandensein von OH−-Komponenten) und 532,73 eV (Vorhandensein von Wasser und C=O-Bindungen) (Abb. 10f )71. Im Fall von Aluminium wurde, wie in Abb. 10g dargestellt, Al 2p als Al3+-Komponente bezeichnet, was auf das Vorhandensein von Aluminiumoxid und -hydroxid schließen lässt (Abb. 10g)72. Die chemische Zusammensetzung des Oberflächenfilms ist in Tabelle 1 aufgeführt. Es ist zu erkennen, dass die Oberflächenschicht hauptsächlich aus O, C und Al besteht, wobei Al überwiegend als Aluminiumhydroxid und C als Verunreinigung vorliegt Umfeld. Darüber hinaus zeigt die RT-SMAT-Probe das Fehlen eines Zn-Peaks, was auf die Auflösung von η-Niederschlägen hinweist (Abb. 10h). Überraschenderweise gab es keinen Hinweis auf Cu als Komponente auf der Oberflächenschicht (Tabelle 1), was auf das Vorhandensein von Kupfer in der Innenschicht des Films zurückzuführen sein könnte und während des Sputterns bei der TOF-SIMS-Charakterisierung beobachtet wurde (Abb. 10b und). C). Schließlich weist in SMAT-Proben die RT-SMAT-Probe (Abb. 10i) einen vergleichsweise höheren Anteil der Si-Komponente auf, was auf einen höheren Anteil der Si-Phase im Vergleich zu LN2-SMAT zurückzuführen ist.

Um den Beginn lokaler Korrosion und deren Ausbreitung mit der Zeit zu verstehen, wurden Probenoberflächen nach 6-stündigem und 24-stündigem Eintauchen in 0,6 M NaCl-Lösung charakterisiert. Zu diesem Zweck wurde für jede Probe nach unterschiedlichen Eintauchzeiten derselbe Bereich verfolgt und die Ergebnisse sind in Abb. 11 dargestellt. Beachten Sie, dass es sich bei den Mikroaufnahmen in Abb. 11 für jede Probe um vergrößerte Bilder aus der ergänzenden Abb. 3 handelt. Als vorbereitete Basisprobe ( Abb. 11a) zeigt das Vorhandensein der hellen intermetallischen Phase Al7Cu2Fe und der dunklen Mg2Si. Nach 6 Stunden Eintauchen war die lokale Auflösung der Aluminiummatrix neben der Al7Fe2Cu-Phase offensichtlich, was durch rote Pfeile hervorgehoben ist, wie in Abb. 11b gezeigt. Darüber hinaus wurde auch eine Auflösung der Matrix um nanoskalige Niederschläge entlang der Korngrenzen beobachtet (dargestellt in grünen Pfeilen). Darüber hinaus unterliegt die Mg2Si-Phase einer selektiven Auflösung von Mg73, wobei Si zurückbleibt, das weiter passiviert wird, um SiO2 zu bilden, wie im SIMS-Ionentiefenprofil nachgewiesen (Abb. 10a)74. Im Gegensatz dazu kann bei SMAT-Proben eine verarbeitungsbedingte Oberflächenrauheit mit der Verteilung von Al-Cu-basierten Phasen im Submikron- bis wenigen Mikrometerbereich beobachtet werden, dargestellt durch rote Pfeile in Abb. 11d und g. Nach 6 Stunden Eintauchen wurde die lokale Auflösung um diese kathodischen Phasen herum unter SMAT-Bedingungen beobachtet (Abb. 11e und h). Nach 24-stündigem Eintauchen wurde die Ablagerung weißer Korrosionsprodukte rund um die Matrix und über den Partikeln der zweiten Phase festgestellt. Die Ablagerung von Korrosionsprodukten im Laufe der Zeit behindert den Transport ionischer Spezies zu und von den korrodierenden Stellen (Abb. 11c, f und i). Darüber hinaus wurde in der Basisprobe die intergranulare und intragranulare Matrixauflösung und Entlegierung von Al7Cu2Fe beobachtet (Abb. 11c).

Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen der Legierungen Basis a–c, LN2 SMAT d–f und RT SMAT g–i nach Eintauchen in ruhende 0,6 M NaCl-Lösung für verschiedene Zeiträume (dargestellt in den entsprechenden Abbildungen). Rote, grüne und gelbe Pfeile repräsentieren die kathodischen Phasen, Ausscheidungen an der Korngrenze bzw. Korrosionsprodukte. Maßstabsbalken in a–i geben 5 µm an.

Die experimentellen Ergebnisse zeigten deutlich, dass die SMAT-Verarbeitung in verschiedenen Umgebungen zu einer starken plastischen Verformung der Basisoberfläche der Aluminiumlegierung 7075 führte, was die Oberflächenmikrostruktur erheblich veränderte und die Korrosionsbeständigkeit der Aluminiumlegierung verbesserte. In beiden SMAT-Proben befand sich nahe der Aufpralloberfläche eine ultrafeine Schicht aus Körnern, gefolgt von einem Bereich mit durch Scherung fließenden länglichen Körnern. Zusätzlich zur Verfeinerung der Korngröße wurden in der Nähe der Aufpralloberfläche die Auflösung inhärenter zweiter Phasen (Al7Cu2Fe/Al23Fe4Cu und Mg2Si) und die Ausfällung von Al-Cu-, Si- und Zn-Phasen beobachtet. Die mit SMAT behandelten Proben zeigten eine erhöhte Korrosionsbeständigkeit aufgrund der kombinierten positiven Wirkung von Korngrößenverfeinerung, Absorption und Zweitphasenausfällung. In den folgenden Unterabschnitten werden die Entwicklung der Mikrostruktur und die beobachtete Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit separat besprochen.

Es ist bekannt, dass die η-Phase (MgZn2) die primäre Härtungsausscheidung in Legierungen auf Al-Zn-Cu-Mg-Basis ist. Diese Verstärkungsphase verteilt sich innerhalb der Matrix und entlang der Korngrenzen75. In der aktuellen Arbeit befand sich die Grundlegierung im Zustand ihres Spitzenalters (T6), daher weist die Aluminiummatrix η'-inkohärente Ausscheidungen auf und das Vorhandensein von MgZn2 wurde mittels XRD bestätigt (Abb. 5c). Das Fehlen relevanter XRD-Peaks und das Fehlen von Beobachtungen aus der TEM-Analyse in den SMAT-verarbeiteten Proben bestätigten jedoch, dass die SMAT-Verarbeitung die η'-Niederschläge effektiv wieder in der Matrix aufgelöst/löslich gemacht hat. Ähnliche Fragmentierung und Auflösung von Niederschlägen durch SPD-Verarbeitung wurden in den Legierungen Al-1,7 Atom-% Cu76, 7055-T7753 und 703477 beobachtet. Zusätzlich zur Auflösung von η'-Ausscheidungen wurde auch festgestellt, dass die Oberfläche in der Nähe der Aufpralloberfläche keine intermetallischen Phasen Al7Cu2Fe und Mg2Si enthielt (Abb. 3). Dies weist darauf hin, dass der Aufprall mit Aluminium beschichteter Stahlkugeln mit hoher Dehnungsgeschwindigkeit auch diese Phasen in der Nähe der Aufpralloberfläche fragmentiert und aufgelöst hat. Daher muss durch die Auflösung mehrerer Phasen eine übersättigte feste Lösung von Zn, Mg, Cu, Si und Fe in der Aluminiummatrix entstanden sein.

Interessant ist die Ausfällung von AlCu, Al2Cu(θ), Si und Zn aus der übersättigten festen Lösung. Ähnliche Phänomene wurden in der veränderten Oberflächenschicht (ASL) der AA7055-Legierung nach Oberflächenabrieb beobachtet53. In derselben Studie haben Wang et al. schlugen den folgenden Mechanismus für die Ausfällung von AlCu- und θ-Phasen vor. Es wurde gezeigt, dass die übersättigte feste Lösung in ASL nach der Auflösung von η- und η'-Niederschlägen die Keimbildung von AlCu-, θ- und Zn-Phasen durch Leerstellen, Versetzungen und Korngrenzen fördert, die die Diffusion gelöster Atome unterstützen. Diese Niederschläge vergröberten später nach 42-monatiger natürlicher Alterung auf eine Länge von 200 nm. Im Gegensatz dazu wurden in dieser Arbeit nach 30-minütiger SMAT-Verarbeitung θ-Niederschläge mit einem Durchmesser von 2–4 µm beobachtet (Abb. 3). Darüber hinaus wurde sowohl in RT-SMAT- als auch in LN2-SMAT-Proben eine Ausfällung von reinem Si (Abb. 4a und c) beobachtet, was nach bestem Wissen des Autors bei der zuvor beschriebenen Aluminiumlegierung 7075 nicht beobachtet wurde. Dies deutet darauf hin, dass eine starke plastische Verformung durch den kontinuierlichen Aufprall von mit Hochgeschwindigkeits-Aluminium beschichteten Edelstahlkugeln nicht nur die Anzahl der Nichtgleichgewichtsdefekte erhöht hat, sondern auch die lokale Oberflächentemperatur erhöht hat, was die Niederschlagskinetik erheblich verbessert hat. Die bevorzugte Bildung reiner Si-, Al-Cu-basierter und Zn-Phasen kann durch die Wechselwirkungstendenz gelöster Atome mit den Leerstellen beschrieben werden. Die Leerstellenbindungstendenz jedes gelösten Atoms kann in der folgenden Reihenfolge angeordnet werden: Si (0,08 eV) > Zn (0,03 eV) > Cu (0,02 eV) > Fe (∼0,00) > Mg (−0,02)78. Als am günstigsten erwies sich, dass Si und Zn reine Elementarphasen bilden. Die durch Leerstellen vermittelte Diffusion trägt hauptsächlich dazu bei, gelöste Atome aus dem Korninneren zu den nahegelegenen Versetzungen und Korngrenzen zu transportieren.

Zusammengenommen deuten Polarisations- und EIS-Messungen darauf hin, dass es bei der SMAT-Verarbeitung, insbesondere bei RT-SMAT, zu einer Verringerung der anodischen und kathodischen Stromdichte und einem Anstieg des Filmwiderstands kommt. Im Allgemeinen kann in der Aluminiumlegierung der zugrunde liegende Grenzflächenmechanismus für Korrosion in einer Reihe von Schritten zusammengefasst werden, d. h. Adsorption von Cl−-Ionen auf der Oxidschicht79, Wechselwirkung von Cl− mit der Oxidschicht80,81, Freilegung des Substrats und Bildung von metastabilen Gruben und schließlich die Umwandlung metastabiler Gruben in stabile Gruben abhängig von der Grubenumgebung82. Daher wurde versucht, die Oberflächenmikrostruktur jeder Probe mit dem oben genannten Grenzflächenmechanismus zu korrelieren, um die mögliche Ursache für die verbesserte Korrosionsbeständigkeit durch SMAT zu verstehen.

In der Basisprobe besteht die Oberflächenmikrostruktur aus zweiten Phasen wie Al7Cu2Fe, Mg2Si und MgZn2 sowie gelösten Elementen in der Matrix. Diese Mikrostruktur bestimmt die Anfälligkeit der Legierung für Lochfraß und interkristalline Korrosion54,83,84. Die Polarisationskurve der Basisprobe zeigte zwei Durchbruchspotentiale ähnlich früheren Arbeiten von Wang et al.83. Die beiden Abbaupotentiale sind auf den Unterschied im Gehalt an gelösten Stoffen, insbesondere (Cu und Zn), zwischen der ASL und der zugrunde liegenden Matrix zurückzuführen. Bei der EIS-Messung weist das Vorhandensein einer induktiven Schleife und das Fehlen einer zweiten kapazitiven Schleife nach 0,5 Stunden Eintauchen auf den lokalen Zusammenbruch eines Oxidfilms und den Beginn der anodischen Auflösung hin (Abb. 7a). Mit weiterem Fortschreiten der Korrosion wurde festgestellt, dass der Gesamtdurchmesser einer kapazitiven Schleife im Nyquist-Diagramm abnimmt, und die Lochfraßkorrosion in dieser Probe kann aus der Mikrostruktur nach 6 Stunden Eintauchen beobachtet werden (Abb. 11b). Darüber hinaus können die gelösten Al3+-Ionen mit OH−-Ionen interagieren, um eine Al(OH)3-Produktschicht auszufällen, was durch das SIMS-Tiefenprofil (Abb. 10a), das XPS-Oberflächenspektrum (Abb. 10f) und die Oberflächencharakterisierung nach Korrosion bestätigt wurde (Abb. 11c). Bei längeren Eintauchzeiten kann das größere Volumen dieser Korrosionsprodukte (Abb. 11c) dem Massentransport von Ionen Widerstand entgegensetzen und seine Reaktion kann durch die Warburg-Impedanz im Nyquist-Diagramm visualisiert werden (Abb. 7a).

Bei der RT-SMAT-Oberflächenkorngrößenverfeinerung wurde die Ausfällung reiner Si- und Al-Cu-basierter Phasen und die Auflösung inhärenter Phasen beobachtet. Die durchschnittliche Korngröße von SMAT-Proben in der Nähe der Aufpralloberfläche beträgt etwa 30 nm, was die Reaktivität von Sauerstoff mit Oberflächenelementen verbessern könnte, indem es Keimbildungspunkte und Diffusionswege für elementare und ionische Spezies schafft. Dies kann mit einer höheren Dicke der Oxidschicht in den SMAT-Proben im Vergleich zur Basisprobe korreliert werden, die durch das ToF-SIMS-Ionentiefenprofil beobachtet wurde (Abb. 10a – c). In ähnlicher Weise haben Ralston et al.12 durch gleichmäßiges Winkelpressen der Kanäle eine durchschnittliche Korngröße (Feinung) von 125 µm in reinem Aluminium erreicht, was nachweislich die Oberflächenreaktivität und Ionendiffusion durch eine höhere Korngrenzendichte verbessert. Darüber hinaus hat sich gezeigt, dass die Oxidation reiner Si-Phasen in der SMAT-Probe SiO2 in der Oxidschicht bildet, und es wurde festgestellt, dass die Konzentration in der RT-SMAT-Probe durch ToF-SIMS-Sputtern stabiler ist (Abb. 10c). SiO2 mit niedrigerem pH-Wert von Nullladungen (pHpzc~2,0)85 kann den gesamten pHpzc von Al2O3 (~9,5)85 senken und die Adsorption von Cl−-Ionen auf der Oxidoberfläche verlangsamen. Eine dickere und zusammengesetzte Oxidschicht in der RT-SMAT-Probe kann zur beobachteten Verringerung der anodischen Kinetik und zu höheren CPE1- und CPE2-Werten im Nyquist-Diagramm für 0,5 Stunden beitragen. Betrachtet man als nächstes den Effekt der Auflösung inhärenter Zweitphasen und der Bildung verschiedener Phasen, so werden sich deren Größe, Verteilung und Neigung zur galvanischen Kopplung auf die kathodische Aktivität dieser Phasen auswirken86,87,88. In der Basislegierung fungiert unter Berücksichtigung des Korrosionspotentials der Standardkalomelelektrode (SCE) Al7Cu2Fe (−654 mVSCE) als Kathode, während Mg2Si (−1536 mVSCE) und MgZn2 (−1095 mVSCE) als Anode für 7075 fungieren Aluminiummatrix (~−800 mVSCE)87. In ähnlicher Weise fungieren im Fall von SMAT-Legierungen Al-Cu-Phasen (−695 mVSCE) und Si (−452 mVSCE) als Kathode und Zn (−1098 mVSCE) als Anode für die Aluminiummatrix87. Es kann festgestellt werden, dass nach SMAT Fe und Mg aufgrund einer im Vergleich zu anderen Elementen geringeren Neigung zur Bindung von Leerstellen größtenteils als feste Lösung in der Matrix zurückblieben. Unter Al7Cu2Fe und der Al-Cu-Phase fungiert die spätere Phase als schwächere Kathode gegenüber der Matrix. Allerdings bleibt Si, das im Vergleich zu Al7Cu2Fe und Al-Cu eine stärkere Kathode ist, in einer nahezu neutralen Lösung inert und kann amorphes SiO2 bilden, wie von Kairy et al.74 vorgeschlagen. Das Vorhandensein von SiO2 in der SMAT-Probe wurde durch das ToF-SIMS-Ionentiefenprofil bestätigt (Abb. 10b und c). Darüber hinaus wurde festgestellt, dass die Größe der zweiten Phasen auf der SMAT-Oberfläche im Nanometerbereich liegt, was ihre kathodische Aktivität durch den Mechanismus „kleine Kathode und große Anode“ verringert86,89. Osorio et al. haben herausgefunden, dass feine und homogene Al2Cu (θ)-Phasen mit feinem dendritischen Abstand der Aluminiummatrix einen galvanischen Schutz bieten können90. Daher kann die Auflösung von Al7Cu2Fe-Phasen mit Ausfällung kleiner Al-Cu-basierter Phasen auf eine Verringerung der kathodischen Kinetik in SMAT-Proben zurückgeführt werden.

Zusammenfassend wurde ein SMAT von Al 7075-T6 mit aluminiumbeschichteten Stahlkugeln bei Raumtemperatur und LN2-Temperatur durchgeführt, um eine Gradienten-Nanostruktur-Oberflächenschicht zu erhalten. Die unten aufgeführten Punkte sind die wichtigsten Erkenntnisse dieser Arbeit:

Die mikrostrukturelle Charakterisierung und die XRD-Analyse der SMAT-Oberflächen ergaben eine nanokörnige Oberflächenschicht mit Ausfällung der Phasen AlCu, Al2Cu (θ), Si und Zn. Darüber hinaus wurde eine Auflösung inhärenter Phasen, dh Al7Cu2Fe, Mg2Si und MgZn2, nahe der SMAT-Oberfläche beobachtet.

Die potentiodynamische Polarisation zeigte eine Verringerung der anodischen und kathodischen Kinetik in SMAT-verarbeiteten Proben im Vergleich zur Basisprobe. Unter den drei Bedingungen wies der RT SMAT die niedrigste anodische Auflösungsrate auf.

EIS-Messungen für zwei Tage Eintauchen ergaben, dass der RT SMAT unter allen getesteten Proben bei allen Eintauchzeiten den höchsten Polarisationswiderstand aufweist. Darüber hinaus zeigte die SMAT-verarbeitete Probe im Vergleich zur Grundlegierung einen vergleichsweise stabilen Oberflächenfilm bei kürzeren Eintauchzeiten.

Die Oberflächenfilmcharakterisierung mittels TOF-SIMS ergab einen dickeren Oxidfilm mit Cu- und SiO2-Anreicherung in SMAT-verarbeiteten Proben aufgrund des Vorhandenseins von Al-Cu-Phasen und der Oxidation von Si.

Insgesamt legen die durch diese Arbeit gewonnenen Erkenntnisse einen klaren Weg zur weiteren Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit von Aluminiumlegierungen und der Entwicklung korrosionsbeständiger Leichtlegierungen für Strukturanwendungen im Automobil- und Luft- und Raumfahrtsektor nahe.

In dieser Arbeit wurde eine gewalzte Aluminiumplatte eines Stahl- und Aluminiumunternehmens aus dem Mittleren Westen mit einem T651-Vergütungszustand verwendet. Die Proben wurden aus der gewalzten Platte in kreisförmige Scheiben mit einer Dicke von 6 mm und einem Durchmesser von 50 mm geschnitten. Die Dicke der Scheibe verlief parallel zur Walzrichtung. Die Zusammensetzung der erhaltenen Probe ist in Tabelle 2 angegeben. Die Proben wurden durch SiC-Papier mit einer Körnung von 1200 poliert, anschließend 5 Minuten lang in einem Ultraschallbad gereinigt und vor der SMAT an der Luft getrocknet.

SMAT wurde mit einer Hochenergie-Kugelmühle SPEX 8000M durchgeführt. Die vorbereiteten Proben wurden als Außendeckel für das SPEX-Edelstahlfläschchen zusammen mit 50 g 440C-Edelstahlkugeln mit 6,35 mm Durchmesser verwendet. Zum Öffnen und Schließen des Fläschchens für jede Behandlung wurde eine hochreine Argon-Handschuhbox verwendet. SMAT wurde bei Raumtemperatur (RT SMAT) und in einer Kammer mit flüssigem Stickstoff (LN2 SMAT) für 30 Minuten durchgeführt. Aufgrund früherer Arbeiten39 wurde eine SMAT-Dauer von 30 Minuten gewählt. Um eine Kontamination mit Eisen von der Oberfläche des Mahlmediums und der Innenwand des Fläschchens zu vermeiden, wurden diese Oberflächen mit einer Schicht aus reinem Aluminiumpulver beschichtet. Diese Beschichtung wurde durch kryogenes Mahlen von 0,5 g reinem Aluminiumpulver mit einer Maschenweite von 325 (Alfa Aesar) für 1 Stunde mit einem 5-minütigen Intervall nach jeweils 15 Minuten Mahlen erreicht. Zwischen den Läufen wurde eine Ruhepause eingelegt, um einen Temperaturanstieg zu vermeiden, der zur Agglomeration von Aluminiumpartikeln führen kann. RT SMAT wurde durchgeführt, indem das Fläschchen in die SPEX 8000M-Mühle geladen wurde, während für LN2 SMAT das Fläschchen in eine Teflonhülse eingesetzt wurde, wobei flüssiger Stickstoff aus dem Dewar ein- und ausströmte.

Optische Mikroskopie wurde verwendet, um die Wirkung von SMAT auf die Kornstruktur der Oberfläche im Querschnitt sichtbar zu machen. Die Scheiben wurden senkrecht zur SMAT-Oberfläche geschnitten und auf eine Diamantoberfläche von 0,05 µm poliert. Kellers Reagenz (95 ml H2O, 2,5 ml HNO3, 1,5 ml HCl, 1 ml HF) wurde zum Ätzen der polierten Oberfläche verwendet. Das mit EDS ausgestattete FEI-XL30-REM wurde verwendet, um die mikrostrukturellen Veränderungen mit SMAT durch die Charakterisierung der SMAT-Oberfläche und der dazu senkrechten Ebene zu charakterisieren. Proben für die TEM-Charakterisierung wurden mit einem Focused Ion Beam Helios 5 UX aus der SMAT-Oberfläche herausgehoben und schließlich auf Elektronentransparenz verdünnt. STEM-Bilder wurden in verschiedenen Vergrößerungen mit dem aberrationskorrigierten ARM 200F (JEOL) aufgenommen, um die Mikrostruktur, wie Korngröße und zweite Phasen, nahe der SMAT-Oberfläche von RT- und LN2-SMAT-Proben zu beurteilen. Mehr als 200 Körner wurden beprobt, um mithilfe der ImageJ-Software eine durchschnittliche Korngröße für jede Bedingung zu ermitteln. XRD-Messungen wurden mit dem Röntgendiffraktometer Aeris Panalytical durchgeführt.

Zur Durchführung jedes elektrochemischen Experiments wurde ein Gamry 600 Potentiostat verwendet, der an eine Standardzelle mit drei Elektroden angeschlossen war. Als Arbeitselektrode wurden SMAT- und Basisprobenoberflächen mit einer eingetauchten Fläche von 1 cm2 verwendet. Als Gegen- bzw. Referenzelektroden wurden Platindraht und SCE verwendet. Elektrochemische Messungen wurden bei Umgebungstemperatur (d. h. ~23 ± 2 °C) in einer natürlich belüfteten 0,6 M NaCl-Lösung mit einem anfänglichen pH-Wert von 6,5 ± 0,2 durchgeführt. Der gewünschte pH-Wert wurde durch Zugabe verdünnter HCl- und NaOH-Lösungen eingestellt. Messungen der potentiodynamischen Polarisation (PP) wurden nach 10-minütigem Eintauchen in ein Leerlaufpotential (OCP) durchgeführt. PP-Messungen wurden von −100 mV (gegenüber OCP) bis −700 mVSCE-Potenzial mit einer Scanrate von 0,167 mV s−1 durchgeführt. Zyklische Polarisationsmessungen wurden nach 10 Minuten OCP durchgeführt und alle Scans wurden bei –50 mV (gegenüber OCP) gestartet und nach Erreichen einer Stromdichte von 5 mA cm–2 umgekehrt. Die Scans wurden gestoppt, sobald sie im Rückwärtszyklus den kathodischen Zweig erreichten. In ähnlicher Weise wurden EIS-Messungen nach Eintauchen in OCP-Bedingungen für unterschiedliche Dauer, d. h. 0,5, 2, 6, 12, 24 und 48 Stunden, durchgeführt. Die Messungen wurden mit einer Sinusspannung von 10 mV über einen Frequenzbereich von 100 kHz bis 10 MHz durchgeführt. Tafel-Diagramme und EIS-Diagramme wurden mit der EC-Lab-Software analysiert. IGC-Tests wurden gemäß ASTM G11091 durchgeführt, mit einer leichten Modifikation aus Gesundheits- und Sicherheitsvorkehrungen. Die Proben wurden in 50 ml Salpetersäure (HNO3) + 950 ml entionisiertem Wasser für 1 Minute bei 93 °C vorbehandelt, gefolgt von 1 Minute in konzentrierter HNO3 bei Raumtemperatur. Anschließend wurden die Proben mit entionisiertem Wasser gereinigt und mit Druckluft getrocknet. Anschließend wurden alle Proben 24 Stunden lang in eine Lösung aus 57 g NaCl + 10 ml H2O2 + 990 ml entionisiertem Wasser getaucht. Nach dem Eintauchen wurden die Proben gründlich gereinigt und geschnitten, und die Querschnitte wurden poliert und geätzt, um die Mikrostruktur freizulegen. Die IGC-Neigung für jede Probe wurde mit der ImageJ-Software für die IGC-Tiefe von 30–50 Rissen berechnet. Die quasi-in-situ-Oberflächencharakterisierung wurde durchgeführt, indem der gleiche Bereich der drei Proben nach 6-stündigem und 24-stündigem Eintauchen in ungepufferte 0,6 M NaCl-Lösung mit einem anfänglichen pH-Wert von 6,5 ± 0,2 analysiert wurde.

Es wurde ein ToF-SIMS-Spektrometer (Ion-ToF IV GmbH, Münster, Deutschland) verwendet und alle Messungen wurden unter Ultrahochvakuumbedingungen (10–9 mbar) durchgeführt. 25 keV Ga+-Ionen wurden als Primärquelle und 1 keV Cs+ zum Sputtern verwendet. Auf einer Sputterfläche von 350 * 350 µm2 wurden 100 * 100 µm2 analysiert. Für die Analyse der Oberfläche wurden Ionen mit negativer Polarität ausgewählt. Röntgenphotoelektronenspektroskopiemessungen wurden mit dem Kratos Axis 165 Ultra Röntgenphotoelektronenspektrometer durchgeführt. Es wurde monochromatisches AlKα (1486,6 eV) verwendet und alle Versuche wurden unter Vakuumbedingungen von 10–9 Torr durchgeführt. Die Durchlaufenergie des Analysators betrug 100 eV für Übersichtsspektren und 20 eV für hochauflösende Spektren. Die Schrittgröße für ein breites Spektrum betrug 1 eV und für hochauflösende Spektren 0,1 eV. Der Photoelektronen-Abnahmewinkel (der Winkel der Oberfläche mit der Richtung, in der die Photoelektronen analysiert werden) betrug 90° und für jeden Scan wurde eine Punktgröße von 400 µm verwendet. Die Datenverarbeitung (Peakanpassung und -zerlegung) wurde mit der Casaxps-Software unter Verwendung einer iterativen Hintergrundsubtraktion vom Shirley-Typ und Gauß-/Lorentz-Peakformen durchgeführt.

Die Daten, die die Ergebnisse dieser Studie stützen, sind auf begründete Anfrage bei den entsprechenden Autoren erhältlich.

In diesem Dokument wurden keine benutzerdefinierten Codes oder Algorithmen verwendet.

Lu, K. Starke Nanomaterialien mit Gradienten duktil machen. Wissenschaft 345, 1455–1456 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Fang, TH, Li, WL, Tao, NR & Lu, K. Enthüllung der außergewöhnlichen intrinsischen Zugplastizität in nanokörnigem Kupfer mit Gradienten. Science 331, 1587–1590 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Wu, X., Jiang, P., Chen, L., Yuan, F. & Zhu, YT Außergewöhnliche Kaltverfestigung durch Gradientenstruktur. Proz. Natl Acad. Wissenschaft. 111, 7197–7201 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Lu, K. Stabilisierung von Nanostrukturen in Metallen mithilfe von Korn- und Doppelgrenzenarchitekturen. Nat. Rev. Mater. 1, 16019 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Wu, XL et al. Synergetische Stärkung durch Gradientenstruktur. Mater. Res. Lette. 2, 185–191 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Estrin, Y. et al. Architekturmaterialien auf der Mesoskala: einige aktuelle Trends. Mater. Res. Lette. 9, 399–421 (2021).

Artikel CAS Google Scholar

Tong, WP Nitrieren von Eisen bei niedrigeren Temperaturen. Wissenschaft 299, 686–688 (2003).

Artikel CAS Google Scholar

Balusamy, T., Kumar, S. & Sankara Narayanan, TSN Einfluss der Oberflächen-Nanokristallisation auf das Korrosionsverhalten von Edelstahl AISI 409. Corros. Wissenschaft. 52, 3826–3834 (2010).

Artikel CAS Google Scholar

Roland, T., Retraint, D., Lu, K. & Lu, J. Verbesserung der Ermüdungslebensdauer durch Oberflächen-Nanostrukturierung von Edelstahl mittels oberflächenmechanischer Abriebbehandlung. Scr. Mater. 54, 1949–1954 (2006).

Artikel CAS Google Scholar

Chen, G. et al. Einfluss der mechanischen Oberflächenabriebbehandlung auf das Korrosionsermüdungsverhalten der Magnesiumlegierung AZ31B. Int. J. Fatigue 127, 461–469 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

op't Hoog, C., Birbilis, N. & Estrin, Y. Korrosion von reinem Mg als Funktion der Korngröße und Verarbeitungsroute. Adv. Ing. Mater. 10, 579–582 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Ralston, KD, Fabijanic, D. & Birbilis, N. Einfluss der Korngröße auf die Korrosion von hochreinem Aluminium. Elektrochim. Acta 56, 1729–1736 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Pandey, V., Singh, JK, Chattopadhyay, K., Srinivas, NCS & Singh, V. Einfluss des Ultraschall-Kugelstrahlens auf das Korrosionsverhalten der 7075-Aluminiumlegierung. J. Legierung. Compd. 723, 826–840 (2017).

Artikel CAS Google Scholar

Jiang, XP et al. Verbesserung der Ermüdungs- und Korrosionseigenschaften von reinem Ti durch Sandstrahlen. Mater. Wissenschaft. Ing. A 429, 30–35 (2006).

Artikel CAS Google Scholar

Ren, XD et al. Mikrostrukturentwicklung und Kornverfeinerung einer Ti-6Al-4V-Legierung durch Laserschockbearbeitung. Appl. Surfen. Wissenschaft. 363, 44–49 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Chui, P., Sun, K., Sun, C., Yang, Appl. Surfen. Wissenschaft. 257, 6787–6791 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Masiha, HR et al. Einfluss der Oberflächen-Nanostrukturierung einer Aluminiumlegierung auf die elektrolytische Oxidation nach dem Plasma. Appl. Surfen. Wissenschaft. 317, 962–969 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Chang, H.-W., Kelly, PM, Shi, Y.-N. & Zhang, M.-X. Thermische Stabilität einer nanokristallisierten Oberfläche, die durch oberflächenmechanische Abriebbehandlung in Aluminiumlegierungen erzeugt wird. Surfen. Mantel. Technol. 206, 3970–3980 (2012).

Artikel CAS Google Scholar

Darling, KA, Tschopp, MA, Roberts, AJ, Ligda, JP & Kecskes, LJ Verbesserung der Kornverfeinerung in polykristallinen Materialien durch oberflächenmechanische Abriebbehandlung bei kryogenen Temperaturen. Scr. Mater. 69, 461–464 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Shen, Y. et al. Ultrahochfestes Kupfer, erhalten durch mechanische Oberflächenabriebbehandlung bei kryogener Temperatur. J. Mater. Ing. Ausführen. 24, 5058–5064 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Murdoch, HA, Darling, KA, Roberts, AJ & Kecskes, L. Mechanisches Verhalten ultrafeiner Gradientenkornstrukturen, die durch mechanische Abriebbehandlung bei Umgebungstemperatur und kryogener Oberfläche in Eisen erzeugt werden. Metals 5, 976–985 (2015).

Artikel Google Scholar

Novelli, M., Fundenberger, J.-J., Bocher, P. & Grosdidier, T. Über die Wirksamkeit schwerer plastischer Oberflächenverformungen durch Kugelstrahlen bei kryogener Temperatur. Appl. Surfen. Wissenschaft. 389, 1169–1174 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Liu, Y., Jin, B. & Lu, J. Mechanische Eigenschaften und thermische Stabilität von nanokristallisiertem Reinaluminium, hergestellt durch mechanische Oberflächenabriebbehandlung. Mater. Wissenschaft. Ing. A 636, 446–451 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Rangaraju, N., Raghuram, T., Krishna, BV, Rao, KP & Venugopal, P. Einfluss des Kryowalzens und Glühens auf die Mikrostruktur und die Eigenschaften von kommerziell reinem Aluminium. Mater. Wissenschaft. Ing. A 398, 246–251 (2005).

Artikel CAS Google Scholar

Pachla, W. et al. Mechanische Eigenschaften und Mikrostruktur von ultrafeinkörnigem, handelsüblichem Reinheitsaluminium, hergestellt durch kryohydrostatische Extrusion. Mater. Wissenschaft. Ing. A 695, 178–192 (2017).

Artikel CAS Google Scholar

Li, WL, Tao, NR & Lu, K. Herstellung einer nanomikrostrukturierten Gradientenoberflächenschicht auf massivem Kupfer mittels einer oberflächenmechanischen Schleifbehandlung. Scr. Mater. 59, 546–549 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Zhang, J. et al. Massive monolithische Elektroden, ermöglicht durch oberflächenmechanische Abriebbehandlung und erleichterte Entlegierung. J. Mater. Chem. A 4, 15057–15063 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Zhao, J., Xia, W., Li, N. & Li, F. Eine nano-/mikrostrukturierte Gradientenoberflächenschicht auf Kupfer, die durch starkes Plastizitätswalzenpolieren induziert wird. Trans. Nichteisenmetall Met. Soc. China 24, 441–448 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Pu, Z. et al. Kornverfeinerte und basal strukturierte Oberfläche durch Brünieren für verbesserte Korrosionsleistung der AZ31B Mg-Legierung. Corros. Wissenschaft. 57, 192–201 (2012).

Artikel CAS Google Scholar

Technologieüberblick – MELD-Fertigung. https://meldmanufacturing.com/technology-overview/.

Sun, Q., Han, Q., Xu, R., Zhao, K. & Li, J. Lokalisiertes Korrosionsverhalten von AA7150 nach dem Ultraschall-Kugelstrahlen: Korrosionstiefe vs. Schlagenergie. Corros. Wissenschaft. 130, 218–230 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

Sun, Q. et al. Ein Vergleich von AA2024 und AA7150, die einem Ultraschall-Kugelstrahlen unterzogen wurden: Mikrostruktur, Oberflächensegregation und Korrosion. Surfen. Mantel. Technol. 337, 552–560 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

Wen, L., Wang, Y., Jin, Y. & Ren, X. Vergleich des Korrosionsverhaltens der nanokristallinen 2024-T4-Al-Legierung, verarbeitet durch oberflächenmechanische Abriebbehandlung mit zwei verschiedenen Medien. Corros. Ing. Wissenschaft. Technol. 50, 425–432 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Wen, L., Wang, Y., Zhou, Y., Guo, L. & Ouyang, J.-H. Mikrostruktur und Korrosionsbeständigkeit einer modifizierten 2024-Al-Legierung unter Verwendung einer mechanischen Oberflächenabriebbehandlung in Kombination mit einem Mikrolichtbogenoxidationsprozess. Corros. Wissenschaft. 53, 473–480 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Fabijanic, D., Taylor, A., Ralston, KD, Zhang, M.-X. & Birbilis, N. Einfluss oberflächenmechanischer Abriebbehandlungs-Abriebmedien auf die Oberflächenverunreinigung und Korrosion von Magnesium. Korrosion 69, 527–535 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Wen, M., Wen, C., Hodgson, P. & Li, Y. Thermisches Oxidationsverhalten von massivem Titan mit nanokristalliner Oberflächenschicht. Corros. Wissenschaft. 59, 352–359 (2012).

Artikel CAS Google Scholar

Benafia, S., Retraint, D., Yapi Brou, S., Panicaud, B. & Grosseau Poussard, JL Einfluss der mechanischen Oberflächenabriebbehandlung auf das Oxidationsverhalten von Edelstahl 316L. Corros. Wissenschaft. 136, 188–200 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

Balusamy, T., Sankara Narayanan, TSN, Ravichandran, K., Park, IS & Lee, MH Einfluss der oberflächenmechanischen Abriebbehandlung (SMAT) auf das Korrosionsverhalten von Edelstahl AISI 304. Corros. Wissenschaft. 74, 332–344 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Sun, Q., Han, Q., Liu, Surfen. Mantel. Technol. 328, 469–479 (2017).

Artikel CAS Google Scholar

Li, N. et al. Auswirkung der oberflächenmechanischen Abriebbehandlung auf biologisch abbaubare Mg-1Ca-Legierung. Mater. Wissenschaft. Ing. C. 35, 314–321 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Li, N. & Wang, N. Die Wirkung der Duplex-Oberflächenabrieb- und Nitrierungsbehandlung auf die Korrosionsbeständigkeit von Edelstahl 316L. Wissenschaft. Rep. 8, 8454–8460 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

Olugbade, T. & Lu, J. Charakterisierung der Korrosion von nanostrukturiertem 17-4 PH-Edelstahl durch oberflächenmechanische Abriebbehandlung (SMAT). Anal. Lette. 52, 2454–2471 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Fu, T. et al. Einfluss der mechanischen Oberflächenabriebbehandlung auf die Korrosionsbeständigkeit von handelsüblichem Reintitan. Surfen. Mantel. Technol. 280, 129–135 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Du, H. et al. Eine Möglichkeit der Oberflächenlegierungsbehandlung auf Eisenoberflächen basiert auf der mechanischen Abriebbehandlung der Oberfläche und der Wärmebehandlung. Appl. Surfen. Wissenschaft. 255, 8660–8666 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Sun, HQ, Shi, YN, Zhang, M.-X. & Lu, K. Oberflächenlegierung einer Mg-Legierung, die einer mechanischen Oberflächenabriebbehandlung unterzogen wurde. Surfen. Mantel. Technol. 202, 3947–3953 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Pouriamanesh, R., Vahdati-Khaki, J. & Mohammadi, Q. Beschichtung von Al-Substrat mit metallischem Ni durch mechanisches Legieren. J. Legierung. Compd. 488, 430–436 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Révész, Á. & Takacs, L. Beschichten von Metallen durch mechanische Oberflächenabriebbehandlung. J. Legierung. Compd. 441, 111–114 (2007).

Artikel CAS Google Scholar

Canakci, A., Erdemir, F., Varol, T. & Ozkaya, S. Bildung einer intermetallischen Fe-Al-Beschichtung auf kohlenstoffarmem Stahl durch eine neuartige mechanische Legierungstechnik. Pulvertechnologie. 247, 24–29 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Romankov, S. et al. Einfluss von Prozessparametern auf die Bildung von Ti-Al-Beschichtungen, die durch mechanisches Mahlen hergestellt werden. J. Legierung. Compd. 484, 665–673 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Singh, SS et al. 3D-Mikrostrukturcharakterisierung und mechanische Eigenschaften der Partikelbestandteile in Al 7075-Legierungen mittels Röntgen-Synchrotron-Tomographie und Nanoindentation. J. Legierung. Compd. 602, 163–174 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Davis, JR Korrosion: Die Grundlagen verstehen. (ASM International, 2000).

Cavanaugh, MK, Li, J.-C., Birbilis, N. & Buchheit, RG Elektrochemische Charakterisierung intermetallischer Phasen, die in Aluminiumlegierungen vorkommen, als Funktion der Lösungstemperatur. J. Elektrochem. Soc. 161, C535–C543 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Wang, S.-S. et al. Beschleunigte Ausfällung und Phasenwachstum in einer durch Oberflächenabrieb bearbeiteten Al-Zn-Mg-Cu-Legierung. Acta Mater. 131, 233–245 (2017).

Artikel CAS Google Scholar

Meng, Q. & Frankel, GS Einfluss des Cu-Gehalts auf das Korrosionsverhalten von Aluminiumlegierungen der 7xxx-Serie. J. Elektrochem. Soc. 151, B271 (2004).

Artikel CAS Google Scholar

Zhou, S. et al. Einfluss des Chlorids auf den Passivitätsabbau der Al-Zn-Mg-Legierung. Corros. Wissenschaft. 163, 108254 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

de Wit, JHW ​​& Lenderink, HJW Elektrochemische Impedanzspektroskopie als Werkzeug zur Gewinnung mechanistischer Informationen über das passive Verhalten von Aluminium. Elektrochim. Acta 41, 1111–1119 (1996).

Artikel Google Scholar

Hitzig, J., Jüttner, K., Lorenz, WJ & Paatsch, W. Wechselstromimpedanzmessungen an korrodierten porösen Aluminiumoxidfilmen. J. Elektrochem. Soc. 133, 887–892 (1986).

Artikel CAS Google Scholar

Hitzig, J., Jüttner, K., Lorenz, WJ & Paatsch, W. AC-Impedanzmessungen an porösen Aluminiumoxidfilmen. Corros. Wissenschaft. 24, 945–952 (1984).

Artikel CAS Google Scholar

Krawiec, H., Vignal, V., Amar, H. & Peyre, P. Lokale elektrochemische Impedanzspektroskopiestudie zum Einfluss der Alterung in Luft und der Laserschockbearbeitung auf das mikroelektrochemische Verhalten der Aluminiumlegierung AA2050-T8. Elektrochim. Acta 56, 9581–9587 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Huang, Y., Shih, H., Daugherty, J. & Mansfeld, F. Bewertung der Eigenschaften von eloxiertem Aluminium 6061, das einer thermischen Wechselbehandlung unter Verwendung elektrochemischer Impedanzspektroskopie (EIS) unterzogen wurde. Corros. Wissenschaft. 51, 2493–2501 (2009).

Artikel CAS Google Scholar

Keddam, M., Kuntz, C., Takenouti, H., Schustert, D. & Zuili, D. Peeling-Korrosion von Aluminiumlegierungen, untersucht durch Elektrodenimpedanz. Elektrochim. Acta 42, 87–97 (1997).

Artikel CAS Google Scholar

Zaid, B., Saidi, D., Benzaid, A. & Hadji, S. Auswirkungen von pH-Wert und Chloridkonzentration auf Lochfraß der Aluminiumlegierung AA6061. Corros. Wissenschaft. 50, 1841–1847 (2008).

Artikel CAS Google Scholar

Torbati-Sarraf, H., Torbati-Sarraf, SA, Chawla, N. & Poursaee, A. Eine vergleichende Studie zum Korrosionsverhalten eines additiv gefertigten Al-6061 RAM2 mit extrudiertem Al-6061 T6. Corros. Wissenschaft. 174, 108838 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

de Wit, HJ, Wijenberg, C. & Crevecoeur, C. Impedanzmessungen während der Anodisierung von Aluminium. J. Elektrochem. Soc. 126, 779–785 (1979).

Artikel Google Scholar

Hsu, CH & Mansfeld, F. Bezüglich der Umwandlung des Konstantphasenelementparameters Y0 in eine Kapazität. CORROSION 57, 747–748 (2001).

Artikel CAS Google Scholar

Rodríguez, MA & Carranza, RM Eigenschaften des Passivfilms auf Legierung 22 in Chloridlösungen, erhalten durch elektrochemische Impedanz. J. Elektrochem. Soc. 158, C221 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Wang, L. et al. Einblick in die physikalische Interpretation der Hochfrequenzzeitkonstante in elektrochemischen Impedanzspektren von Mg. Corros. Wissenschaft. 187, 109501 (2021).

Artikel CAS Google Scholar

Zhou, X. et al. Kupferanreicherung in Al-Cu-Legierungen durch Elektropolieren und anodische Oxidation. Thin Solid Films 293, 327–332 (1997).

Artikel CAS Google Scholar

Strehblow, H. -H., Melliar-Smith, CM & Augustyniak, WM Untersuchung von Aluminium-Kupfer-Filmen während der galvanostatischen Bildung von anodischem Oxid: II. Rutherford-Rückstreuung und Tiefenprofilierung. J. Elektrochem. Soc. 125, 915–919 (1978).

Artikel CAS Google Scholar

Cornette, P., Zanna, S., Seyeux, A., Costa, D. & Marcus, P. Der native Oxidfilm auf einer Modell-Aluminium-Kupfer-Legierung, untersucht mit XPS und ToF-SIMS. Corros. Wissenschaft. 174, 108837 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Babu, AP, Choudhary, S., Griffith, JC, Huang, A. & Birbilis, N. Über die Korrosion einer hochgelösten Al-Zn-Mg-Legierung, die durch Laser-Pulverbettfusion hergestellt wurde. Corros. Wissenschaft. 189, 109626 (2021).

Artikel CAS Google Scholar

Liu, M. et al. Elektrochemische Reaktivität, Oberflächenzusammensetzung und Korrosionsmechanismen der komplexen Metalllegierung Al3Mg2. Corros. Wissenschaft. 52, 562–578 (2010).

Artikel CAS Google Scholar

Niverty, S., Kale, C., Solanki, KN & Chawla, N. Multiskalenuntersuchung der Entstehung und Ausbreitung von Korrosionsschäden in der AA7075-T651-Legierung mittels korrelativer Mikroskopie. Corros. Wissenschaft. 185, 109429 (2021).

Artikel CAS Google Scholar

Kairy, SK & Birbilis, N. Klärung der Rolle von Mg2Si und Si bei der lokalisierten Korrosion von Aluminiumlegierungen durch Quasi-in-situ-Transmissionselektronenmikroskopie. Korrosion 76, 464–475 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Zhao, YH, Liao, Acta Mater. 52, 4589–4599 (2004).

Artikel CAS Google Scholar

Murayama, M. Mikrostruktur einer zweiphasigen Al-1,7 Atom-%-Cu-Legierung, verformt durch Winkelpressen mit gleichen Kanälen. Acta Mater. 49, 21–29 (2001).

Artikel CAS Google Scholar

Xu, C., Furukawa, M., Horita, Z. & Langdon, TG Einfluss von ECAP auf die Niederschlagsverteilung in einer spritzgegossenen Aluminiumlegierung. Acta Mater. Rev. 53, 749–758 (2005).

Artikel CAS Google Scholar

Wolverton, C. Bindung gelöster Stoffe und Leerstellen in Aluminium. Acta Mater. 55, 5867–5872 (2007).

Artikel CAS Google Scholar

Esquivel, J. & Gupta, RK Review – Korrosionsbeständige metastabile Al-Legierungen: ein Überblick über Korrosionsmechanismen. J. Elektrochem. Soc. 167, 081504 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Natishan, PM & O'Grady, WE Wechselwirkungen von Chloridionen mit oxidbeschichtetem Aluminium, die zu Lochfraß führen: ein Überblick. J. Elektrochem. Soc. 161, C421–C432 (2014).

Artikel CAS Google Scholar

Natishan, PM et al. Chloridaufnahme durch oxidbeschichtetes Aluminium, bestimmt durch Röntgenphotoelektronen- und Röntgenabsorptionsspektroskopie. J. Elektrochem. Soc. 146, 1737–1740 (1999).

Artikel CAS Google Scholar

Galvele, JR Transportprozesse und der Mechanismus der Lochfraßbildung bei Metallen. J. Elektrochem. Soc. 123, 464–474 (1976).

Artikel CAS Google Scholar

Wang, S.-S. et al. Einfluss des Cu-Gehalts und der Alterungsbedingungen auf Lochfraßschäden an Aluminiumlegierungen der Serie 7xxx. J. Elektrochem. Soc. 162, C150–C160 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Andreatta, F., Terryn, H. & de Wit, JH Korrosionsverhalten verschiedener Härtegrade der Aluminiumlegierung AA7075. Elektrochim. Acta 49, 2851–2862 (2004).

Artikel CAS Google Scholar

McCafferty, E. Ein Oberflächenladungsmodell der Entstehung von Korrosionsgruben und des Schutzes durch Oberflächenlegierung. J. Elektrochem. Soc. 146, 2863–2869 (1999).

Artikel CAS Google Scholar

Gupta, RK, Fabijanic, D., Zhang, R. & Birbilis, N. Korrosionsverhalten und Härte von in situ verfestigten nanostrukturierten Al- und Al-Cr-Legierungen, die durch Hochenergie-Kugelmahlen hergestellt wurden. Corros. Wissenschaft. 98, 643–650 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Birbilis, N. & Buchheit, RG Elektrochemische Eigenschaften intermetallischer Phasen in Aluminiumlegierungen. J. Elektrochem. Soc. 152, B140 (2005).

Artikel CAS Google Scholar

Beura, VK, Garg, P., Joshi, VV & Solanki, KN Numerische Untersuchung der mikrogalvanischen Korrosion in Mg-Legierungen: Rolle der kathodischen intermetallischen Phasengröße und räumlichen Verteilungen. in Magnesium Technology 2020 (Hrsg. Jordon, JB, Miller, V., Joshi, VV & Neelameggham, NR) 217–223 (Springer International Publishing, 2020).

Song, D. et al. Korrosionsverhalten der ultrafeinkörnigen AZ91D-Magnesiumlegierung, hergestellt durch Winkelpressen mit gleichen Kanälen. Corros. Wissenschaft. 53, 362–373 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

Osório, WR, Moutinho, DJ, Peixoto, LC, Ferreira, IL & Garcia, A. Makrosegregation und dendritische Mikrostrukturanordnung, die das elektrochemische Verhalten ternärer Al-Cu-Si-Legierungen beeinflussen. Elektrochim. Acta 56, 8412–8421 (2011).

Artikel CAS Google Scholar

G01-Komitee. Praxis zur Bewertung der interkristallinen Korrosionsbeständigkeit von wärmebehandelbaren Aluminiumlegierungen durch Eintauchen in eine Natriumchlorid- und Wasserstoffperoxidlösung. http://www.astm.org/cgi-bin/resolver.cgi?G110-92R15.

Referenzen herunterladen

VB, YK und KS danken für die Nutzung der Einrichtungen des LeRoy Eyring Center for Solid State Science an der Arizona State University. Diese Arbeit wurde vom US Army Research Laboratory im Rahmen des Vertrags W911NF-15-2-0038 unterstützt.

School for Engineering of Matter, Transport, and Energy, Arizona State University, Tempe, AZ, 85287, USA

VK Beura, Y. Karanth & K. Solanki

Direktion für Waffen- und Materialforschung, Aberdeen Proving Ground, Aberdeen, MD, 21005, USA

K. Liebling

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

KS und KD entwickeln die Idee. VB führte Verarbeitungs- und experimentelle Studien durch, darunter SMAT-Verarbeitung, SEM-Charakterisierung, Korrosionsmessungen (EIS, OCP, PP) und Spektroskopiemessungen (XPS und ToF-SIMS). YK führte TEM-Experimente durch. Alle Autoren haben an der Ausarbeitung und Überarbeitung des Papiers mitgewirkt. KS überwacht die Arbeiten.

Korrespondenz mit K. Solanki.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

Anmerkung des Herausgebers Springer Nature bleibt hinsichtlich der Zuständigkeitsansprüche in veröffentlichten Karten und institutionellen Zugehörigkeiten neutral.

Open Access Dieser Artikel ist unter einer Creative Commons Attribution 4.0 International License lizenziert, die die Nutzung, Weitergabe, Anpassung, Verbreitung und Reproduktion in jedem Medium oder Format erlaubt, sofern Sie den/die ursprünglichen Autor(en) und die Quelle angemessen angeben. Geben Sie einen Link zur Creative Commons-Lizenz an und geben Sie an, ob Änderungen vorgenommen wurden. Die Bilder oder anderes Material Dritter in diesem Artikel sind in der Creative Commons-Lizenz des Artikels enthalten, sofern in der Quellenangabe für das Material nichts anderes angegeben ist. Wenn Material nicht in der Creative-Commons-Lizenz des Artikels enthalten ist und Ihre beabsichtigte Nutzung nicht durch gesetzliche Vorschriften zulässig ist oder über die zulässige Nutzung hinausgeht, müssen Sie die Genehmigung direkt vom Urheberrechtsinhaber einholen. Um eine Kopie dieser Lizenz anzuzeigen, besuchen Sie http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Nachdrucke und Genehmigungen

Beura, VK, Karanth, Y., Darling, K. et al. Rolle der nanokörnigen Gradientenoberflächenschicht auf das Korrosionsverhalten der Aluminiumlegierung 7075. npj Mater Degrad 6, 62 (2022). https://doi.org/10.1038/s41529-022-00271-z

Zitat herunterladen

Eingegangen: 07. März 2022

Angenommen: 05. Juli 2022

Veröffentlicht: 26. Juli 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41529-022-00271-z

Jeder, mit dem Sie den folgenden Link teilen, kann diesen Inhalt lesen:

Leider ist für diesen Artikel derzeit kein gemeinsam nutzbarer Link verfügbar.

Bereitgestellt von der Content-Sharing-Initiative Springer Nature SharedIt