中 華 大 學

碩 士 論 文

題目鋁鈧合金熱處理及應力腐蝕 機械性質研究分析

系 所 別機械與航太工程研究所

學號姓名M09208014 林 清 華

指導教授葉 明 勳 博 士

中華民國九十四年七月

I

摘要

本研究主要探討熱處理對含鈧(Sc)鋁合金之顯微組織與機械性質

之影響研究項目包括時效溫度時間對含鈧(Sc)鋁合金材料機械

性質之變化及運用腐蝕電化學方法探討在不同應力腐蝕環境下其

對機械性質之影響及破裂型態之觀察

熱處理結果顯示含鈧鋁合金在時效處理 100x4hr及第二階段時

效處理 150 x12hr 條件下可得到較高機械性質 (抗拉強度

521kgfmm2降伏強度 481 kgfmm2伸長率 19)

電化學量測結果顯示經熱處理後之鋁鈧合金具有較大腐蝕速率

及孔蝕現象應力腐蝕試驗使用慢速拉伸試驗機之固定應變速率方

法發現在 35NaCl 水溶液外加-065VSCE及-080VSCE陽極電位鋁

鈧合金應力腐蝕敏感性會增加破斷面上可以發現類似髮絲條紋劈

裂階及魚鱗狀組織等特徵破斷側面產生微小二次裂縫顯示氫脆化

及陽極溶解為鋁鈧合金主要破裂機構

II

ABSTRACT The microstructure and properties of aluminum alloys are strongly

affected by the addition of small quantities of scandium In this study the

mechanical properties and stress corrosion cracking (SCC) behaviors of

Al-Sc alloy have been reported in a 35NaCl aqueous solution

Experimental results showed that the ultimate tensile strength (UTS)

of the Al-Sc alloy was 521kgfmm2 after a precipitation heat

treatment(100 for 4 hours and 150 for 12 hours) However the

Al-Sc specimens exhibit higher corrosion rate and higher stress corrosion

cracking susceptibility The stress corrosion cracks of Al-Sc specimens

propagate predominantly in an intergranular mode and the hair line

appearances are found on the stress corrosion fractagraphy

III

誌謝

首先要感謝指導教授葉明勳博士老師不辭辛勞的指導與啟發

使得二年的研究所期間能有今日的研究成果口試期間承蒙口試委

員龍華科技大學翁文彬博士及系上老師馬廣仁博士的指導與建議使

本論文更為理想特此誌謝

研究期間首先要感謝博士班學長垂泓協助材料的取得永欣鋁

業股份有限公司丘啟明廠長台灣林內股份有限公司鄭振海副理美

亞鋼管廠股份有限公司古增寶主任及熊逸嵩課長及嘉發實業工廠股

份有限公司謝明欽主任協助本研究試片的製作萬能材料試驗機及

掃描式電子顯微鏡(SEM)等試驗設備的提供與使用指導且要感謝標

準檢驗局新竹分局蔡憲忠秘書陳盛能課長及第二課同仁江榮信易

錦清洪建郎邱明超及林進祥等人在這二年期間給予工作業務上的

協助使得在工作之餘能够順利完成本研究學業

同時也要感謝和我同窗二年的維志以及學弟于凱朝榮士傑在

二年研究期間的協肋及陪伴使得二年時光在甘苦中亦充滿了些許歡

樂最後要感謝我的寶貝小孩彥融及佩融父母親岳父母及親友們

多年來在精神上的支持與鼓勵尤其要特別感謝我的太太憶萍這二年

來對孩子及家庭的關心與照料願將這份喜悅與上述親朋好友共同分

享

IV

目錄

摘要helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipΙ

目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅣ

表目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅥ

圖目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅦ

第一章 前言helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip1

第二章 文獻回顧helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-1 鋁合金特性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-3 鋁合金析出強化helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-1 析出硬化之熱處理過程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-2 析出硬化機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip7

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip9

2-5 應力腐蝕機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-1 應力腐蝕簡介helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-2 應力腐蝕破裂機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip11

2-5-3 應力腐蝕試驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip14

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip16

2-5-5 腐蝕電化學量測helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip17

V

第三章 實驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-1 實驗材料helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-2 實驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-3 試片製備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip21

第四章 結果討論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-1 時效溫度及時間之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip24

4-2 電化學試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip25

4-3 應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip26

4-4 應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip30

第五章結論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip33

參考文獻helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip35

VI

表目錄

表 2-1 工程材料機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip39

表 2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip40

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip41

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 3-2 熱處理條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip44

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms) 44

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip45

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)45

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip46

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

I

摘要

本研究主要探討熱處理對含鈧(Sc)鋁合金之顯微組織與機械性質

之影響研究項目包括時效溫度時間對含鈧(Sc)鋁合金材料機械

性質之變化及運用腐蝕電化學方法探討在不同應力腐蝕環境下其

對機械性質之影響及破裂型態之觀察

熱處理結果顯示含鈧鋁合金在時效處理 100x4hr及第二階段時

效處理 150 x12hr 條件下可得到較高機械性質 (抗拉強度

521kgfmm2降伏強度 481 kgfmm2伸長率 19)

電化學量測結果顯示經熱處理後之鋁鈧合金具有較大腐蝕速率

及孔蝕現象應力腐蝕試驗使用慢速拉伸試驗機之固定應變速率方

法發現在 35NaCl 水溶液外加-065VSCE及-080VSCE陽極電位鋁

鈧合金應力腐蝕敏感性會增加破斷面上可以發現類似髮絲條紋劈

裂階及魚鱗狀組織等特徵破斷側面產生微小二次裂縫顯示氫脆化

及陽極溶解為鋁鈧合金主要破裂機構

II

ABSTRACT The microstructure and properties of aluminum alloys are strongly

affected by the addition of small quantities of scandium In this study the

mechanical properties and stress corrosion cracking (SCC) behaviors of

Al-Sc alloy have been reported in a 35NaCl aqueous solution

Experimental results showed that the ultimate tensile strength (UTS)

of the Al-Sc alloy was 521kgfmm2 after a precipitation heat

treatment(100 for 4 hours and 150 for 12 hours) However the

Al-Sc specimens exhibit higher corrosion rate and higher stress corrosion

cracking susceptibility The stress corrosion cracks of Al-Sc specimens

propagate predominantly in an intergranular mode and the hair line

appearances are found on the stress corrosion fractagraphy

III

誌謝

首先要感謝指導教授葉明勳博士老師不辭辛勞的指導與啟發

使得二年的研究所期間能有今日的研究成果口試期間承蒙口試委

員龍華科技大學翁文彬博士及系上老師馬廣仁博士的指導與建議使

本論文更為理想特此誌謝

研究期間首先要感謝博士班學長垂泓協助材料的取得永欣鋁

業股份有限公司丘啟明廠長台灣林內股份有限公司鄭振海副理美

亞鋼管廠股份有限公司古增寶主任及熊逸嵩課長及嘉發實業工廠股

份有限公司謝明欽主任協助本研究試片的製作萬能材料試驗機及

掃描式電子顯微鏡(SEM)等試驗設備的提供與使用指導且要感謝標

準檢驗局新竹分局蔡憲忠秘書陳盛能課長及第二課同仁江榮信易

錦清洪建郎邱明超及林進祥等人在這二年期間給予工作業務上的

協助使得在工作之餘能够順利完成本研究學業

同時也要感謝和我同窗二年的維志以及學弟于凱朝榮士傑在

二年研究期間的協肋及陪伴使得二年時光在甘苦中亦充滿了些許歡

樂最後要感謝我的寶貝小孩彥融及佩融父母親岳父母及親友們

多年來在精神上的支持與鼓勵尤其要特別感謝我的太太憶萍這二年

來對孩子及家庭的關心與照料願將這份喜悅與上述親朋好友共同分

享

IV

目錄

摘要helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipΙ

目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅣ

表目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅥ

圖目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅦ

第一章 前言helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip1

第二章 文獻回顧helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-1 鋁合金特性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-3 鋁合金析出強化helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-1 析出硬化之熱處理過程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-2 析出硬化機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip7

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip9

2-5 應力腐蝕機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-1 應力腐蝕簡介helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-2 應力腐蝕破裂機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip11

2-5-3 應力腐蝕試驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip14

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip16

2-5-5 腐蝕電化學量測helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip17

V

第三章 實驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-1 實驗材料helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-2 實驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-3 試片製備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip21

第四章 結果討論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-1 時效溫度及時間之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip24

4-2 電化學試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip25

4-3 應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip26

4-4 應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip30

第五章結論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip33

參考文獻helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip35

VI

表目錄

表 2-1 工程材料機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip39

表 2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip40

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip41

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 3-2 熱處理條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip44

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms) 44

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip45

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)45

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip46

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

II

ABSTRACT The microstructure and properties of aluminum alloys are strongly

affected by the addition of small quantities of scandium In this study the

mechanical properties and stress corrosion cracking (SCC) behaviors of

Al-Sc alloy have been reported in a 35NaCl aqueous solution

Experimental results showed that the ultimate tensile strength (UTS)

of the Al-Sc alloy was 521kgfmm2 after a precipitation heat

treatment(100 for 4 hours and 150 for 12 hours) However the

Al-Sc specimens exhibit higher corrosion rate and higher stress corrosion

cracking susceptibility The stress corrosion cracks of Al-Sc specimens

propagate predominantly in an intergranular mode and the hair line

appearances are found on the stress corrosion fractagraphy

III

誌謝

首先要感謝指導教授葉明勳博士老師不辭辛勞的指導與啟發

使得二年的研究所期間能有今日的研究成果口試期間承蒙口試委

員龍華科技大學翁文彬博士及系上老師馬廣仁博士的指導與建議使

本論文更為理想特此誌謝

研究期間首先要感謝博士班學長垂泓協助材料的取得永欣鋁

業股份有限公司丘啟明廠長台灣林內股份有限公司鄭振海副理美

亞鋼管廠股份有限公司古增寶主任及熊逸嵩課長及嘉發實業工廠股

份有限公司謝明欽主任協助本研究試片的製作萬能材料試驗機及

掃描式電子顯微鏡(SEM)等試驗設備的提供與使用指導且要感謝標

準檢驗局新竹分局蔡憲忠秘書陳盛能課長及第二課同仁江榮信易

錦清洪建郎邱明超及林進祥等人在這二年期間給予工作業務上的

協助使得在工作之餘能够順利完成本研究學業

同時也要感謝和我同窗二年的維志以及學弟于凱朝榮士傑在

二年研究期間的協肋及陪伴使得二年時光在甘苦中亦充滿了些許歡

樂最後要感謝我的寶貝小孩彥融及佩融父母親岳父母及親友們

多年來在精神上的支持與鼓勵尤其要特別感謝我的太太憶萍這二年

來對孩子及家庭的關心與照料願將這份喜悅與上述親朋好友共同分

享

IV

目錄

摘要helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipΙ

目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅣ

表目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅥ

圖目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅦ

第一章 前言helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip1

第二章 文獻回顧helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-1 鋁合金特性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-3 鋁合金析出強化helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-1 析出硬化之熱處理過程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-2 析出硬化機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip7

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip9

2-5 應力腐蝕機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-1 應力腐蝕簡介helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-2 應力腐蝕破裂機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip11

2-5-3 應力腐蝕試驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip14

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip16

2-5-5 腐蝕電化學量測helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip17

V

第三章 實驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-1 實驗材料helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-2 實驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-3 試片製備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip21

第四章 結果討論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-1 時效溫度及時間之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip24

4-2 電化學試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip25

4-3 應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip26

4-4 應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip30

第五章結論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip33

參考文獻helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip35

VI

表目錄

表 2-1 工程材料機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip39

表 2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip40

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip41

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 3-2 熱處理條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip44

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms) 44

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip45

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)45

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip46

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

III

誌謝

首先要感謝指導教授葉明勳博士老師不辭辛勞的指導與啟發

使得二年的研究所期間能有今日的研究成果口試期間承蒙口試委

員龍華科技大學翁文彬博士及系上老師馬廣仁博士的指導與建議使

本論文更為理想特此誌謝

研究期間首先要感謝博士班學長垂泓協助材料的取得永欣鋁

業股份有限公司丘啟明廠長台灣林內股份有限公司鄭振海副理美

亞鋼管廠股份有限公司古增寶主任及熊逸嵩課長及嘉發實業工廠股

份有限公司謝明欽主任協助本研究試片的製作萬能材料試驗機及

掃描式電子顯微鏡(SEM)等試驗設備的提供與使用指導且要感謝標

準檢驗局新竹分局蔡憲忠秘書陳盛能課長及第二課同仁江榮信易

錦清洪建郎邱明超及林進祥等人在這二年期間給予工作業務上的

協助使得在工作之餘能够順利完成本研究學業

同時也要感謝和我同窗二年的維志以及學弟于凱朝榮士傑在

二年研究期間的協肋及陪伴使得二年時光在甘苦中亦充滿了些許歡

樂最後要感謝我的寶貝小孩彥融及佩融父母親岳父母及親友們

多年來在精神上的支持與鼓勵尤其要特別感謝我的太太憶萍這二年

來對孩子及家庭的關心與照料願將這份喜悅與上述親朋好友共同分

享

IV

目錄

摘要helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipΙ

目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅣ

表目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅥ

圖目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅦ

第一章 前言helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip1

第二章 文獻回顧helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-1 鋁合金特性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-3 鋁合金析出強化helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-1 析出硬化之熱處理過程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-2 析出硬化機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip7

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip9

2-5 應力腐蝕機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-1 應力腐蝕簡介helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-2 應力腐蝕破裂機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip11

2-5-3 應力腐蝕試驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip14

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip16

2-5-5 腐蝕電化學量測helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip17

V

第三章 實驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-1 實驗材料helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-2 實驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-3 試片製備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip21

第四章 結果討論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-1 時效溫度及時間之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip24

4-2 電化學試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip25

4-3 應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip26

4-4 應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip30

第五章結論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip33

參考文獻helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip35

VI

表目錄

表 2-1 工程材料機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip39

表 2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip40

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip41

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 3-2 熱處理條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip44

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms) 44

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip45

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)45

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip46

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

IV

目錄

摘要helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipΙ

目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅣ

表目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅥ

圖目錄helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellipⅦ

第一章 前言helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip1

第二章 文獻回顧helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-1 鋁合金特性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip3

2-3 鋁合金析出強化helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-1 析出硬化之熱處理過程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip5

2-3-2 析出硬化機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip7

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip9

2-5 應力腐蝕機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-1 應力腐蝕簡介helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip10

2-5-2 應力腐蝕破裂機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip11

2-5-3 應力腐蝕試驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip14

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip16

2-5-5 腐蝕電化學量測helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip17

V

第三章 實驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-1 實驗材料helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-2 實驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-3 試片製備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip21

第四章 結果討論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-1 時效溫度及時間之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip24

4-2 電化學試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip25

4-3 應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip26

4-4 應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip30

第五章結論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip33

參考文獻helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip35

VI

表目錄

表 2-1 工程材料機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip39

表 2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip40

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip41

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 3-2 熱處理條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip44

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms) 44

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip45

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)45

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip46

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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台灣大學 博士論文 1998

(30) 葉日翔 熱處理對 AZ91D 鎂合金應力腐蝕破裂影響之研究 中

華大學 碩士論文 2001

(31) 田福助 電化學(理論與應用) 高立圖書有限公司 1992

(32) RSteigerwald rdquoMetallurgically Influenced Corrosionrdquo in Metals

Handbook Vol13 p 123 1998

(33) NPessall and CLiu ldquo Determination of Critical Pitting Potentials of

Stainless Steel in Aqueous Chloride Environments rdquo Electrochimica

Acta Vol16 p1987 1971

(34) V Ocenasek M Slamova rdquo Resistance to Recrystallization due to

Sc and Zr Addition to Al-Mg Alloys rdquo Materials Characterization 47

p 157 2001

38

(35) Y W Riddle T H Sander ldquo A Study of Coarsening

Recrystallization and Morphology of Microstructure in

Al-Sc-(Zr)-(Mg) Alloys rdquo Journals ProQuest Science Vol 35A p

341 2004

39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

V

第三章 實驗方法helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-1 實驗材料helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-2 實驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-3 試片製備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip20

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip21

第四章 結果討論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-1 時效溫度及時間之影響helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip23

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip24

4-2 電化學試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip25

4-3 應力腐蝕試驗helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip26

4-4 應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip29

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip30

第五章結論helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip33

參考文獻helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip35

VI

表目錄

表 2-1 工程材料機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip39

表 2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip40

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip41

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 3-2 熱處理條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip44

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms) 44

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip45

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)45

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip46

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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(28) H H Uhlig Corrosion and Corrosion Control 2nd ed Wikey

New York 1971

(29) 張錦泉 熱處理對超塑性鋁合金應力腐蝕及電化學行為之影響

台灣大學 博士論文 1998

(30) 葉日翔 熱處理對 AZ91D 鎂合金應力腐蝕破裂影響之研究 中

華大學 碩士論文 2001

(31) 田福助 電化學(理論與應用) 高立圖書有限公司 1992

(32) RSteigerwald rdquoMetallurgically Influenced Corrosionrdquo in Metals

Handbook Vol13 p 123 1998

(33) NPessall and CLiu ldquo Determination of Critical Pitting Potentials of

Stainless Steel in Aqueous Chloride Environments rdquo Electrochimica

Acta Vol16 p1987 1971

(34) V Ocenasek M Slamova rdquo Resistance to Recrystallization due to

Sc and Zr Addition to Al-Mg Alloys rdquo Materials Characterization 47

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38

(35) Y W Riddle T H Sander ldquo A Study of Coarsening

Recrystallization and Morphology of Microstructure in

Al-Sc-(Zr)-(Mg) Alloys rdquo Journals ProQuest Science Vol 35A p

341 2004

39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

VI

表目錄

表 2-1 工程材料機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip39

表 2-2 鋁合金分類helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip40

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip41

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 3-2 熱處理條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip42

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip43

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip44

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms) 44

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip45

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)45

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質(拉伸速率

2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip46

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

VII

圖目錄

圖 2-1 典型之硬度時效曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip47

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip48

圖 2-5 Orowan 機構helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip49

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip50

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphellip51

圖 2-9 應力腐蝕發生條件helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip52

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip53

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip54

圖 2-15 物質 X 吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip55

圖 2-17 循環極化曲線示意圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip56

圖 3-1 CNS2112 第 5號拉伸試片helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

VIII

圖 3-2 恆電位儀三極系統helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip57

圖 3-3 電化學試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-4 慢速拉伸試片規格helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip58

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip59

圖 3-6 實驗流程圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip60

圖4-1第1組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip61

圖4-2第2組熱處理條件之硬度曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip62

圖4-3第1組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖4-4第2組熱處理條件之機械性質helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip63

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip64

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-8 循環極化曲線圖helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip65

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip66

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip67

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

IX

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip68

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)helliphellip69

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip70

圖 4-17 母材外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip71

圖 4-18 母材外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip72

圖 4-19 母材外加-095V (VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip73

圖 4-20 母材外加-120V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip74

圖 4-21 母材外加-065V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip75

圖 4-22 母材外加-080V(VS SCE) 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip76

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

X

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip77

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip78

圖 4-25 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip79

圖 4-26 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip80

圖 4-27 經熱處理後外加-095V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip81

圖 4-28 經熱處理後外加-120V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip82

圖 4-29 經熱處理後外加-065V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip83

圖 4-30 經熱處理後外加-080V(VS SCE)試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms) helliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphelliphellip84

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

1

第一章前言

鋁為地球存量最豐富應用最廣泛之金屬材料之一由於其熔點

低(660)質輕耐蝕強度適中及易作表面處理等特性已廣泛應

用於家庭五金資訊 3C 產品建築材料車輛及航空運輸工具等領

域由於近年來能源短缺尋找替代能源已成重要研究方向故目前

針對如何減少能源之消耗亦成為一重要課題而耗費能源甚鉅的交通

運輸工具如能減輕重量使用輕質材料便可降低能源之消耗因此

高比強度材料之開發便成為首要之重點

早於西元 1960 年前蘇聯時期含鈧(Sc)之鋁合金就已被發展於軍

事武器用途上又由於鈧(Sc)的主要蘊藏都在俄羅斯領土因此取得

不易使得 Al-Sc 合金的應用在歐美國家並没有受到太大重視並商業

化使用由於鋁合金中添加微量鈧(Sc)元素會形成穩定且微細的

Al3Sc 析出相不僅能使合金產生晶粒細化作用更大幅提升含鈧(Sc)

鋁合金的常溫機械性質另一方面 Al3Sc 析出相的熔點高達 1320plusmn7

使得含鈧(Sc)鋁合金在 350高溫環境下仍能維持材料顯微組

織的穩定性不致於因晶粒粗化而降低機械性質相較於現今常用之

2xxx 及 6xxx 系鋁合金由於僅含 CuMgSi 元素在 250以上

的操作環境時2xxx 及 6xxx 系鋁合金會因晶粒快速成長而導致材料

劣化因此有鑑於鋁合金中添加鈧元素所產生特殊影響近年來該

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

2

材料已漸漸受到重視並投入鋁合金相關性質的研究工作目前含鈧

(Sc)鋁合金主要被發表的研究有(1)晶粒細化(grain refinement)(2)

析出強化 (strength of precipitation) (3) 提高再結晶溫度 (high

recrystallization temperature)及 (4)抵抗銲接之熱破裂 (resistance to

hotcracking during welding)等方面

由於 7000 系列鋁合金為鋁合金中強度最高之合金而添加鈧(Sc)

後不同時效溫度時間對其材料機械性質之變化及在不同應力腐蝕

環境下其機械性質之影響及破裂型態之觀察為本研究之主要目的

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

3

第二章文獻回顧

2-1 鋁合金特性

鋁為面心立方金屬原子量為 2698質輕比重約 27gcm3

其導電度在金屬中僅次於銀銅而居第三位約為銅之 65純鋁的

化學活性很強容易與各種酸鹼及氧等起作用由於在空氣中氧化

結果生成一層緻密的氧化膜(Al2O3)可以保護它的內部而不再氧化

因此其具有良好的耐蝕性然而純鋁雖輕但強度不大無法於工業

上使用若添加合金元素配成鋁合金則強度硬度等機械性質大增

尚可易於鑄造或鍛造且其比重不超過 30仍具有高比強度(strength

to weight ratio)效應如表 2-1 所示[1]由於汽車飛機的發達休閒

運動興盛對重量輕且強度大的材料需求日漸增加而在鋁中添加

合金元素作成各種優良的鋁合金為適應現代工業之要求

2-2 鋁合金分類[1~4]

鋁合金之分類大致以製造方式及主要合金成分來區分如表 2-2

製造方式大約區分為鑄造用鋁合金及鍛造鋁合金其中鑄造用鋁合金

由於所含合金元素量較多使得硬化組成物較多因此鑄造後即具有

良好機機性質而可使用(鋁合金輪圈即是一例)鍛造用鋁合金由於常

溫及高溫具有優良加工性其所含合金元素較少係利用常溫或高溫

加工及熱處理以改善其機械性質鍛造用鋁合金又分成非處理型及熱

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

4

處理型鍛造用鋁合金前者多為純度較高之合金其所含合金元素多

能固溶於固溶體內其強化機構係屬固溶強化 (solid solution

hardening)散佈強化 (dispersion strengthening)或應變強化 (strain

hardening)等機構來達到材料強化效果熱處理型者其所含之合金元

素或化合物在固溶體內之溶解度隨溫度而變其強化機構為析出硬化

(precipitation hardening)來提高材料強度若以鍛造用鋁合金之合金成

分區分大致可分為 1000 系鋁合金2000 系鋁合金3000 系鋁合金

4000 系鋁合金5000 系合金6000 系鋁合金及 7000 系鋁合金其

係依據美國鋁業協會日本 JIS 等國際組織訂定鋁合金命名法以四

位數字來表示各種鍛造鋁合金而各數值所代表的合金系如下

1xxx 純度 99以上的純鋁 2xxx Al-Cu 系合金

3xxx Al-Mn 系合金 4xxx Al-Si 系合金

5xxx Al-Mg 系合金 6xxx Al-Mg-Si 系合金

7xxx Al-Zn-Mg 系合金 8xxx 含有其他元素的鋁合金

9xxx 備用的編號

其中 10 位和 1 位的兩位數字表示合金的種別有 01~99而百位數

字的 0 表示該系合金的基本合金而 1~9 表示這系合金的改良合金

其中大略介紹二種鍛造用熱處理型鋁合金 2000 系 Al-Cu 合金和

7000 系 Al-Zn-Mg 合金2000 系鋁合金係為鋁合金中析出硬化機構之

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

5

先驅者於西元 1906 年 Wilm 發現杜拉鋁(Al-4Cu-05Mg)經淬火

後硬度隨時問增長而增加且於西元 1919 年 Merica 等人提出上述杜

拉鋁之過飽和固溶體經適當時效時間後產生細微顆粒造成強化作

用其中 2024 超杜拉鋁 (Al-45Cu-15Mg)之抗拉強度約達

500Mpa大多用於航空材料7000 系鋁合金是鋁合金中開發較晚的

合金也是強度最高的合金其抗拉強度約達 550 Mpa自開發成功

以來己大量取代 2000 系合金成為飛機結構中最主要的材料

2-3 鋁合金析出強化

2-3-1 析出硬化之熱處理過程

熱處理型鋁合金強化方式主要是藉由添加合金元素固溶於鋁基

地中於淬火後產生過飽和固溶體再經時效處理產生析出硬化作

用以析出細小均勻的析出物來阻擋差排(dislocation)移動提高鋁

合金強度一般熱處理須包含三個基本過程﹝5﹞簡述如下

(1) 固溶處理(solution treatment)

為了得到時效硬化反應所需的過飽和固溶體(solid solution) 固

溶處理是必要進行的熱處理程序固溶處理是將材料升溫至固溶線

(solvus lines)以上之單相區保持一段時間使添加之合金元素完全溶

入基地中形成單一α相合金成份中溶質原子的最大固溶量可藉較

高的溫度及長時間的固溶處理而增加但需注意此溫度是否易產生低

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

6

溫共晶或晶界相先熔解之現象而使在淬火時容易產生破裂造成強

度延性和韌性顯著減少此外在高溫下或過長的固溶時間則易造

成晶粒過度成長增加表面缺陷

(2) 淬火(quenching)

為了維持基地內溶質原子的過飽和度在固溶處理後藉由快速

淬火冷却強制凍結在高溫時的溶質原子固溶度形成過飽和固溶

體以利於時效處理時可得到最佳的析出硬化效果若是淬火速率過

慢或冷卻不充分則固溶之溶質原子會在晶界析出而導致強度及延

性下降

(3) 時效處理(aging treatment)

將淬火後所得之過飽和固溶體於適當的溫度和時間下進行時效

處理使材料逐漸析出圴勻且緻密的過渡相析出物而形成強化機

構造成性質上的變化而時效處理區分自然時效(natural aging)與人

工時效(artificial aging)將急冷之過飽和固溶體放置於常溫使強度

硬度徐徐增加稱之自然時效將過飽和固容體加熱比室溫高之溫

度以促進其硬化稱之人工時效

時效處理時鋁合金之許多性質發生變化包括硬度強度伸

長率韌性腐蝕性抗應力腐蝕性等圖 2-1 為一典型的時效硬度

曲線時效初期硬度逐漸上升經一段時間後到達最高硬度過了最

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

7

高點硬度逐漸下降此三個階段稱為初時效(underage)最高時效

(peakage)及過時效(overage)初時效階段硬度上升是由於析出物逐漸

析出體積比逐漸增加析出物間距愈小所致到了最高時效時析

出物呈現最佳分佈使得對差排的阻力最大過時效的形成是由於析

出物的粗化造成析出物半徑增大間距加大所致使得硬度下降

有時時效硬度曲線呈現二階段析出硬化情形如圖 2-2 所示此現象

通常發生在過飽和程度高或時效溫度低的條件此時在初時效階段通

常有二種以上析出物所致

2-3-2 析出硬化機構

析出硬化的基本原理是利用過飽和固溶體在基地中均勻析出細

緻的析出物以阻止差排之移動達到強化基地的效果然而並非所

有合金均有析出硬化現象一般而言析出硬化型鋁合金須滿足以下

基本條件[6]

(1) 合金元素固溶於基地中形成α固溶體且α固溶體內合金元

素之溶解度(固溶線)隨溫度的降低而減少使合金在低溫時可

以形成過飽和固溶體

(2) 相較之下基地須較軟且富延性而析出物應為較硬且脆大

部份析出硬化型合金其析出物皆為硬且脆的金屬間化合物

(3) 過飽和固溶體可以均勻析出細緻的析出物且所形成之析出

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

8

物與基地界面性質為整合型(coherent)才能發展出較高的強

度與硬度

當過飽和固溶體中析出物之晶體平面與晶向跟基地之晶面與晶

向形成連續性整合型溶質原子因溶質原子與溶媒原子間尺寸之差異

使得晶格在界面附近有扭曲現象造成應力場此一應力場能阻礙差

排之移動當析出物與基地之晶格誤差過大無法穩合界面形成不

連續的情形稱為非整合型(incoherent)析出物此時應力場減小主

要以界面能存在而析出物與基地之界面的關係如圖 2-3 所示

在析出初期由於晶面與晶向具有適當的連續性造成整合型析

出物與基地之晶格產生扭曲應力場故差排以切過析出物方式而繼續

前進且由於隨著析出物顆粒之增加差排切過顆粒之情形更為困

難因此材料強度得以獲得提升(圖 2-4 為差排切過整合型析出物之示

意圖[7])析出後期析出物顆粒形成大尺寸及低密度分佈之非整合

型析出物由於界面晶格不連續差排無法切過此種析出物而採用

繞過(looping)方式此一機構為 Orowan 所提出故稱為 Orowan 機構

[8]圖 2-5 顯示當差排碰到析出物時即被阻擋停止但介於析出物

之間隙部份差排將沿運動方向產生彎曲由於彎曲時差排產生後向

推力故外力必須加強以便繼續向前彎曲但當彎曲成半圓時(此

時後向推力為最大)外力不必再增加差排即繼續向前作更大彎曲

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

9

最終相鄰差排弧互相抵消而形成差排環(dislocation loop)[9]此時強

化效果只有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果而隨析出物的

成長與粗化其析出物間隔愈大分佈密度愈低強化效果愈差因此

析出物顆粒大小與其在基地分佈之情形決定了析出硬化型合金之強

化效果

2-4 添加合金元素 Sc 對鋁合金之影響

在西元 1960 年早期 Lamikov 和 Samsonov 發現了鈧(Sc)在鋁合金

中晶粒細化的效果圖 2-6 為含鈧(Sc)016及 017鋁鑄錠之顯微組

織圖[10]其晶粒尺寸大小約為 20~50μm略比一般金屬材料之晶

粒小其主要原因為熔融狀態時原子核的數目及原子核接種的有效

性由於鋁鈧合金所產生之 Al3Sc 金屬化合物其晶格常數為 04104nm

與鋁之晶格常數(0404nm)非常接近因此 Al3Sc 可成為鋁基地之理想

結晶核故合金之晶粒大小將會明顯細化

根據 Hall-Petch 方程式得知晶粒小時可提高強度且由於第二相

Al3Sc 析出物具有均勻散佈的作用使得含鈧(Sc)之鋁合金材料有明

顯的強化效果如圖 2-7 所示[11]

一般冷加工後之鋁合金在固溶處理時材料會有再結晶的現象

且隨冷加工量之增加其再結晶情形會更明顯但添加鈧(Sc)元素後

使得材料再結晶溫度提高如圖 2-8 所示[12]其主要原因為介金屬

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

10

化合物 Al3Sc 的高密度分佈且由於 Al3Sc 與鋁基地之結晶格構造及

大小相近於固溶階段能够均質的且高密度性的形成球狀粒子與鋁基

地形成整合型界面抵抗了晶粒成長銲接性方面7000 系列鋁合

金之熔融區和熱影響區由於添加鈧(Sc)減少銲接時之熱裂敏感性使

得銲接時不易龜裂以提昇鋁合金之銲接性[13]

2-5 應力腐蝕機構

2-5-1 應力腐蝕簡介

應力腐蝕是指材料在特定環境中同時受到應力作用所造成的一

種破裂現象此種破壞必須材料性質應力作用及在特定環境下協同

作用下才會發生其中任何一項因素消失應力腐蝕即可能中止圖

2-9 說明應力腐蝕發生的條件而應力腐蝕破裂具有以下特性

(1) 雖然低於材料抗拉強度甚至低於降伏強度的應力作用下仍可能

發生應力腐蝕破裂

(2) 材料與環境之間具有相關的選擇性亦即某些材料只在某特定環

境才會發生應力腐蝕破裂

(3) 材料破裂形式大部份為沿晶破壞少部份為穿晶或是沿晶與穿晶

之混合形態

(4) 造成應力腐蝕破裂的應力大多以拉應力為主然而也有文獻指出

壓應力亦可能造成應力腐蝕破裂

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

11

應力腐蝕破裂之裂縫起始點通常由材料表面缺陷開始例如氧

化膜破裂差排滑移或蝕孔等都可能成為應力腐蝕裂縫的起始點並

由此缺陷成核成長終至破裂其破裂發生過程可分三個階段(1)

裂縫起始(crack initiation)(2)裂縫傳播(crack propagation)(3)最後破

裂(final tracture)其發生的歷程如圖 2-10[14]當材料處於具有腐蝕

性環境中其表面可能生成一層鈍態膜以防止材料腐蝕繼續發生

但由於材料在受力的狀態下這層鈍態膜可能發生局部破裂導致在

此局部破損中繼續腐蝕而產生蝕孔(pit)使得蝕孔尖端造成應力集

中當蝕孔尖端的應力強度超過某一臨界值(KIscc)則蝕孔會以裂縫

形態繼續往材料內部延伸當裂縫的長度增加至某一限度使應力強

度達到另一臨界破裂韌性強度(fracture toughnessKC)時裂縫會快速

傳播而產生瞬間斷裂其裂縫傳播主要與應力有關如圖 2-11所示[15

16]在臨界應力(KIscc)以下裂縫不發生擴展在第 I 區時 K 越大

成長速率越快第 II 區時成長速率約為常數而在第 III 區時成長

速率快速增加

2-5-2 應力腐蝕破裂機構

鋁合金受力時容易在 NaCl 溶液大氣水蒸氣等環境下產生

應力腐蝕破裂現象表 2-3 列出各種金屬發生應力腐蝕破裂之敏感環

境[17]Burleigh 曾回顧從西元 1980 至 1989 年有關討論鋁合金應力

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

12

腐蝕破裂機構的文獻歸納出三種會導致鋁合金發生應力腐蝕破壞的

主要機構分別為陽極溶解機構保護膜破裂機構及氫脆化破裂機構

[18]由於材料特性的不同及環境的改變都可能產生不同的應力腐

蝕機構故到目前為止尚無統一且完整的理論足以解釋所有應力腐

蝕破裂機構而應力腐蝕破裂機構一般可分為陽極溶解(anodic

dissolution)與氫脆化破裂(hydrogen induced cracking)兩種類型[19]另

外保護膜破裂模式坑道模式及應力吸附模式也常被討論的應力腐蝕

破裂機構

(1) 陽極溶解

鋁合金基地中有溶質原子偏析或有析出物產生由於粒界和晶粒

本身有不同冶金和電化學性質使局部成份差異導致電位不同使較

活潑的電位在腐蝕環境中優先被侵蝕成為應力腐蝕的起始位置

例如Al-4Cu 合金和 Al-Cu-Mg 合金經過時效處理後粒界附近形

成溶質空乏區且產生 CuAl2或 Al2CuMg 析出物當外加電位高於

料界孔蝕電位時溶質空乏區在相對陽極部份會受到晶粒腐蝕的作用

而優先溶解而導致材料破裂

(2) 保護膜破裂

當材料在腐蝕環境時表面會形成一層保護膜當受應力作用

保護膜發生塑性變形而破裂暴露出新鮮金屬表面新鮮金屬相對於

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

13

保護膜之電位而言為一陽極相因而導致陽極溶解而產生裂縫保護

膜隨後再生成如圖 2-12 所示[20]材料經過反覆保護膜-受力膜破

裂-陽極溶解-再鈍化(生成保護膜)過程使得裂縫逐漸傳播進行終

致貫穿材料本身而破壞導致保護膜破裂的原因主張很多Hoar[21]

認為是粒界移動的結果Vermilyea [22]相信是潛變所造成而 Staehle

則主張是滑動層穿過保護膜所影響[23]

(3) 氫脆化破裂

金屬材料在冶鍊加工及使用過程中周圍環境的氫常常會進入

材料中由於氫的存在使得很多材料在較低的應力下就發生斷裂情

形斷裂時延伸率顯著降低這種破裂機構稱為氫脆化(hydrogen

embrittlementHE)氫作用以很多種不同型式表現例如鋼中白點

氫鼓泡氫誘發裂紋氫致相變及氫蝕現象

在腐蝕環境中裂縫前端表面會產生電化學腐蝕作用由於腐蝕

陰極反應常伴隨產生氫當氫原子經由晶界擴散到差排甚至到達材料

內部導致材料原子鍵結力降低使得材料局部脆化而在應力作用下

斷裂如圖 2-13 所示有關討論氫脆化研究包括 Gestetal 曾用 7075

T651 鋁合金做應力腐蝕研究[24]發現在 3NaCl 溶液中施予陰極保

護結果有氫脆化現象Kim [25]等人證實氫原子濃度在 7000 系鋁

合金的應力腐蝕中扮演重要角色

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

14

(4) 坑道腐蝕模式

Swann[26]等人表示當在平面差排裸露處或新形成的滑移階梯

處受高應力狀態下的材料內部發生選擇性腐蝕這種腐蝕沿著差排

線向縱深發展而形成坑道在應力作用下坑道間的金屬產生機械撕

裂當機械撕裂停止後又重新開始坑道腐蝕反覆此過程導致裂縫

的成長直到材料無法承載負荷而斷裂如圖 2-14 所示

(5) 應力吸附模式

Langmuir [27]指出只需單一吸附物質 x就可以大大降低被吸

附物原子間的鍵結力圖 2-15 所示為裂縫尖端的一個原子在應力

作用下的吸附破壞過程當原子鍵結斷裂時會產生裂紋一般而言

若吸附物質降低金屬表面能愈大(如氯化物等)則應力腐蝕的敏感性

會愈大Uhlig [28]認為在高於應力腐蝕臨界電位時環境中破壞性

成份在材料表面適當位置吸附減弱表面原子間內聚鍵強度使材料

表面能量降低導致材料受到應力而發生脆性破裂

2-5-3 應力腐蝕試驗方法

傳統式應力腐蝕試驗方法可區分為固定負荷(constant load)固

定變形(constant deformation)及固定應變速率(constant strain rate)等三

種方法使用應力破壞力學檢測裂縫成長和傳播速度為近年來新發展

出來的試驗法[29]分別說明如下

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

15

(1) 固定負荷試驗法

固定負荷試驗是將測試材料依規範製成一定規格的拉伸試片施

加固定負荷於暴露腐蝕環境中之材料直至試片斷裂可由斷裂時間

長短評估同一材料在不同腐蝕環境或一同規格材料在相同腐蝕環境

之耐應力腐蝕能力

(2) 固定變形試驗法

固定變形試驗是以試片夾持位置或螺栓等器材固定在試片特殊

部位使其產生固定的變形量常用方法有彎曲平板試片直接拉伸

試片U-形彎曲試片等應力腐蝕試驗法固定變形試驗法的優點是簡

單經濟而且特別適用於評估不同材料在相同環境相同材料在不同環

境或是材料經不同熱處理後在相同腐蝕環境之應力腐蝕敏感性

(3) 固定應變速率試驗法

固定應變速率試驗法其試驗設備與一般材料拉伸試驗機相似主

要差異在於進行試驗時拉伸應變速率通常控制在 10-4s~10-7s 範

圍所以常以慢速應變速率試驗法(slow strain rate testSSRT)稱之

此試驗法最大優點為可檢測在靜態測試中不發生應力腐蝕破裂或評

估裂縫起始期對材料發生應力腐蝕破裂的傾向

(4) 破壞力學試驗法

破壞力學試驗法是藉量測裂縫傳播速度來評估材料對應力腐蝕

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

16

的抵抗能力實驗結果以裂縫生長速度(dadt)對應力強度(K)作圖如

圖 2-12 所示

2-5-4 慢速拉伸應力腐蝕之敏感性

所謂慢速拉伸是指材料承受拉伸作用時應變速率ε＜10-3mms

而言一般材料拉伸試驗之應變速率ε約為 10-3~102mms由於材料

產生應力腐蝕裂痕需要較長的孕育時間然而一般拉伸速率所花費時

間遠小於這個孕育期因此無法正確反映出材料應力腐蝕的敏感性

對於部份材料及其對應腐蝕環境而言應力腐蝕最敏感的應變速率ε

約為 10-6mms使裂紋尖端有更充分時間再鈍化可以阻止應力腐蝕

裂縫的發展

試片在特定的腐蝕介質中可以根據一些指標來評估材料在該腐

蝕介質下應力腐蝕的敏感性以下就其中幾種指標說明如下

(1) 斷裂應力

在腐蝕介質中的斷裂應力強度與在惰性介質中的斷裂應力比值

愈小表示材料在此腐蝕環境中應力腐蝕敏感性愈大通常脆性材料

以此為評定標準特別是當應力還在彈性範圍內試片即已斷裂使用

斷裂應力作為判斷依據較為合適

(2) 吸收能量

應力-應變曲線或負荷-位移曲線下的面積代表材料在斷裂前所吸

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

17

收的能量腐蝕介質與惰性介質所吸收的能量差愈大則應力腐的敏

感性則愈大

(3) 斷裂時間

斷裂時間是指材料從開始試驗至荷重達最大值時所需之時間在

相同的應變速率下腐蝕介質和惰性介質斷裂時間的比值愈小應力

腐敏感性則愈大

2-5-5 腐蝕電化學量測[3031]

由於材料腐腐蝕的本質是電化學反應的結果因此利用電化學方

法來量測材料的腐蝕現象可在短時間內得到滿意結果因此當材料

在腐蝕溶液中可藉由電化學方法迅速量測材料的腐蝕速率並推測

材料處於不同狀況下之腐蝕速率使得電化學量測技術成為現代研究

腐蝕的重要方法之一以下介紹主要腐蝕速率之量測法(Tafel 外插法)

及循環極化法

1Tafel 外插法

西元 1905 年Tafel 根據酸根(H+)在金屬表面還原產生氫氣實

驗的量測結果說明外加電流強度與過電壓的關係即為 Tafel 方程

式

η=plusmnβlog(ii0)

其中η過電壓

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

18

βTafel 常數

i 外加電流密度

i0 交換電流密度

Tafel 常數β隨反應機構不同而改變為研判電化學反應機構之

重要參數而 Tafel 理論則奠定了電極動力學的基礎到了西元 1938

年 Wanger 和 Traud 提出混合電位理論即每一個電化學反應系統皆

可細分為兩個或兩個以上的氧化和還原反應且在反應過程中電化

學系統始終保持電中性而無電荷累積的現象就金屬腐蝕系統反應而

言意即氧化速率總和等於還原速率曲線之交點即可決定該系統之

腐蝕電位(corrosion potentialEcorr)而曲線交點所對應之電流值即為

腐蝕電流(corrosion currenticorr)依據混合電位理論在某一電位下

施加陰極或陽極電流此電流值即為該電位還原與氧化反應之速率

差將 Tafel 方程式取η對 log i 作圖可得兩條直線稱為 Tafel 直

線斜率β為 Tafel 常數此 Tafel 外插實驗可由陰陽極極化曲線

共同求得 Tafel 常數及腐蝕電流這兩個參數典型 Tafel 極化曲線如圖

2-16 所示再依下式計算可求得該系統之腐蝕速率

腐蝕速率( R )= dEi wtcorr sdotsdot130

(mpy)

其中 icoor腐蝕電流密度(μAcm2)

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

19

Ewt克當量(g)

d金屬密度(gcm3)

2循環極化法[3233]

循環極化法可以試測材料活性-鈍態金屬材料發生孔蝕的傾向

實驗時以低於腐蝕電位(EC)為起始點開始掃描至陽極孔蝕區後再

往腐蝕電位回掃如此可得到一遲滯環(pitting hysteresis loop)遲滯

環面積約略可顯示金屬材料孔蝕傾向一般而言遲滯環面積愈大材

料發生孔蝕的傾向就愈大如圖 2-17 為典型的循環極化曲線圖其

中圖示重要參數的符號分別表示如下

Ecorr腐蝕電位即金屬在測試環境中之平衡電位

Eb鈍態膜崩潰電位當電位超過此值時鈍態膜開始崩潰

Ep孔蝕電位當電位超過此值時發生孔蝕

Epp保護電位當電位低於此值時金屬不會發生孔蝕現象當

電位介於 Ep 及 Epp 之間時原有之蝕孔會繼續擴大但

不會產生新蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

20

第三章實驗方法

3-1 實驗材料

本試驗所採用台灣穗高科技股份有限公司所生產之鋁鈧合金板

材(板厚為 50 )其主要成分示於表 3-1

3-2 實驗設備

實驗設備包含熱處理爐二台維克氏硬度試驗機萬能材料試驗

機恆電位儀慢速拉伸試驗機及掃描式電子顯微鏡等

3-3 試片製備

將鋁鈧合金板材切割成 15x15mm2之試片放置於熱處理爐中做

480x1hr 之固溶處理固溶處理後以冷水淬火至 25其中一組試

片先實施 24 小時自然時效後再置入加熱爐中施予第一階段 100

x4hr 人工時效後再進行 100~20020 分鐘~96 小時之第二階段

人工時效另一組試片則在 480x1hr 固溶處理後直接置於加熱爐

施予第一階段 100x4hr 人工時效後再於加熱爐進行 100~200

20 分鐘~96 小時之人工時效試片熱處理條件如表 3-2 所示經

過不同熱處理條件之 Al-Sc 合金試片以砂紙研磨及拋光至鏡面再

以 FUTURE-TECH(型號 FM-100e)維克氏硬度計量測其硬度變化(試

驗條件為荷重 100 克時間 10 秒)每片試片至少量測 3 點以上取

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

21

其平均值熱處理後之 Al-Sc 合金的機械性質則依據 CNS2112 第 5

號規範製成之拉伸試片(圖 3-1)以 SHIMADZU 拉伸試驗機(型號

HUM-030)測試(拉伸速率符合 CNS2111 平均應力增加率 30Nmm2s

以下及平均應變增加率 80min 以下)以探討不同熱處理條件對

Al-Sc 合金機械性質的影響金相部份將 10x10mm2 試片鑲埋以砂

紙研磨至 1200 號再使用氧化鋁粉抛光至 03μm清水洗淨表面後

以 Kellerrsquos 腐蝕液腐蝕約 30 秒隨後以光學顯微鏡觀察其顯微結構

組織

3-4 Al-Sc 合金之腐蝕性質與應力腐蝕試驗

裁切 Al-Sc 合金板材成面積為 10x10mm 大小試片與單心銅線

連接以冷鑲埋方式製作成電化學腐蝕試片並以水砂紙濕磨至 600

號測試溶液以試藥級 NaCl 和高純度去離子水配製成 35NaCl 溶

液並靜置於室溫下 24 小時備用腐蝕試驗使用恆電位儀(EGampG

Model Versa Stat II)及三極系統電化學測試槽以飽和甘汞電極為參考

電極白金電極為輔助電極Al-Sc 合金為工作電極(圖 3-2)將 Al-Sc

合金試片靜置 NaCl 水溶液中 2 小時量測其平衡電位Φc本實驗採

用 Tafel 法量測 Al-Sc 合金之腐蝕電位及腐蝕電流密度掃描自

-250mV vsΦcoor以 016mVsec 掃描速率至 250mV vsΦcoor為止做循

環極化曲線圖時電位從-1000mV VS SCE 以 5mVsec 的掃描速率朝

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

22

貴重方向掃描當電流密度達 100mVcm2 時改變掃描方向直到

電位為 0mV VSΦcoor停止完成循環極化曲線圖藉以瞭解 Al-Sc 合

金的腐蝕行為電化學試驗設備如圖 3-3 所示

應力腐蝕試片則根據 ASTM E8M 測試規範製件其拉伸試片標

距長 25mm寬 6mm詳細規格如圖 3-4 所示將試片裝置在慢速拉

伸試驗機的腐蝕槽上試片穿過腐蝕槽的接縫處用矽膠固定密封

防止腐蝕液外漏慢速拉伸試驗機(聯宙股份有限公司自製)設定拉伸

應變速率為 1x10-4mms 及 2x10-5mms依據電化學腐蝕試驗所得腐

蝕 電 位 配 合 恆 電 位 儀 (EGampG INSTRUMENTS Potentiostat

Galvanostat Model 363)電化學三極系統在 35NaCl 溶液環境中

施予不同外加電位以獲得 Al-Sc 合金之應力-位移關係藉以探討外

加電位及不同拉伸速率對 Al-Sc 合金應力腐蝕破裂的影響應力腐蝕

試驗設備如圖 3-5 所示試片破斷後用 JEOL 掃描式電子顯微鏡(型

號 JSM-6360)觀察其破裂型態分析熱處理後 Al-Sc 合金的顯微組織對

其應力腐蝕破裂之影響試驗步驟如圖 3-6 所示

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

23

第四章結果討論

4-1 鋁鈧合金的顯微組織及其性質

4-1-1 時效溫度及時間之影響

本實驗中規劃了二組熱處理條件(表 3-2)主要藉由不同的時效

溫度時間來觀察時效和硬度值之間的關係其實驗結果示於圖 4-1

及圖 4-2圖 4-1 為第 1 組熱處理條件所得之時效硬度曲線圖顯示

時效溫度 150時間 10 小時可達最高硬度 Hv189當時效溫度為

200時硬度值會隨時效時間增加而急速下降時效時間及溫度影

響硬化程度當時效溫度 150隨時效時間增加其析出物逐漸成

長至最佳分佈狀態最後形成整合性析出物造成格子扭曲對滑動

差排形成阻力至時效時間 10 小時得到最高時效隨著時效時間增

加析出物持續生長甚至粗化且發展自己的結晶形式形成非整合

性析出物使得格子扭曲變小硬度下降所謂過時效而時效溫度

200由於高溫下析出物快速擴散成長時效時間 05 小時後立即

發生過時效使得硬度值急速下降另圖 4-2 所示為第 2 組熱處理條

件所得之時效硬度曲線圖顯示時效溫度 150時間 12 小時可得到

Hv191 硬度值而從二組硬度值測試結果發現其具有類似時效硬度曲

線趨勢顯示該材料固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没有達到

更好之析出硬化效果

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

24

由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期且 GP zone 分佈的

愈細密之後所得的強度也愈高因此 GP zone 分佈情形與時效溫度

及時效時間有密切關係而當第二階段人工時效溫度越高(175以

上)可能造成析出物成長擴散速度加快使得析出物有粗化情形

甚至晶粒成長情形由於大的析出物愈長愈大使得小的析出物逐漸

變小而消失造成析出物半徑增大個數減少析出物間距加大影

響對差排的阻力導致時效硬度曲線平緩下降且尖峰值很快發生

當第二階段時效溫度較低(125以下)時時效初期由於原子的運動太

慢使得 GP zone 析出速率較慢以致於析出物的量太過於稀少導致

析出物的間距太大硬化效果不良

對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没

有達到更好之析出硬化效果可能原因為自然時效時間太短使得

GP zone 尚未形成甚至析出物來不及成長所致以致於減低了析出

物析出的數量

4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織

由上述二組熱處理條件中取其時效硬度值較高者(125150

及 175)進行機械性質量測量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示

而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質顯示第二階

段人工時效 150時效時間 10 小時具有較好機械性質而第 2 組熱

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

25

處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150(時效時間

12 小時)得到較好機械性質如圖 4-4 所示與鋁鈧合金母材的抗拉

強度 457kgfmm2降伏強度 348 kgfmm2伸長率 14比較其中

抗拉強度提昇 14伸長率改善了 36可知鋁鈧合金經熱處理過程

後其機械性質有顯著強化效果

圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織呈現介金屬化合物(θ相)均勻

散佈在α相固溶體同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上其化

學成份為 Al3Sc[3435 ]鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理

4801 小時人工時效 100x4 小時及第二階段人工時效 150x12

小時)後金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯晶

粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)

4-2 電化學試驗

鋁鈧合金在 35NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7腐蝕性質

示於表 4-3母材的平衡電位ΦC 為-0956 VSCE 腐蝕電流密度 IP

1917(μ Acm2)經由腐蝕速率方程式計算出腐蝕速率約為

084(mpy)而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0953

VSCE腐蝕電流密度 IP 1486 (μAcm2)腐蝕速率為 6489(mpy)顯

示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高圖 4-8 的循環

極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象代表其具有

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

26

較大孔蝕傾向用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現許多因

α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)經過熱處理後的鋁鈧合金在

35NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似且試片受到更嚴重的腐

蝕侵蝕其表面已經無法辨識不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較

深而且更明顯造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同使

得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來NaCl 水溶液中的氯離

子會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相使得經過熱處理的鋁鈧合金

受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)

4-3 應力腐蝕試驗

圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中施加不同外加電

位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms原母材在空氣中的應力-

應變曲線一併示於圖上由伸長率損失百分比 (elongation loss

percentage Elscc loss())及強度損失百分比(stress loss percentage

Slscc loss())大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度一般而言伸長

率損失百分比及強度損失百分比愈大表示此材料發生應力腐蝕的敏

感度愈大其中

Elscc loss()=【1-(ELsccELair) x100】

Elscc loss()試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

27

ELscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之伸長率

ELair試片在空氣中之伸長率

Slscc loss()=【1-(STsccSTair) x100】

Slscc loss()試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比

STscc試片在 35NaCl 腐蝕液中之抗拉強度

STair試片在空氣中之抗拉強度

由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失

百分比為 71強度損失百分比為 08施加微量的陽極電位(-095

VSCE)時鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 143隨著外加陽極電位

的增加材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加當

外加陽極電位達到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失超過 12這意

味著鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏

感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時鋁鈧合金的強度及伸長

率均没有顯著降低情形顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 35NaCl 水

溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生

圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中施加不

同外加電位之應力-應變曲線拉伸速率 1x10-4mms經過熱處理後

的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上由表 4-5 可知鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

28

111強度損失百分比為 02施加微量的陽極電位(-095 VSCE)時

鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 111隨著外加陽極電位的增加

材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加當外加陽

極電位到-065 VSCE時鋁鈧合金的強度損失亦超過 12這代表著鋁

鈧合金經過熱處理後在 35NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應

力腐蝕敏感性反之若施加陰極電位為-120 VSCE時其強度及伸長

率均没有顯著降低表示經過熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液

應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用能够抑制應力腐蝕的發生

由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 35NaCl 溶液並在陽極外

加電位-065 VSCE及-080 VSCE環境中有應力腐蝕現象另以更慢之拉

伸速率 2x10-5mms 比較其應力腐蝕情形發現其伸長率損失百分比

及強度損失百分比顯著增加具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表

4-7)

綜合以上實驗結果得知鋁鈧合金在 35NaCl 腐蝕環境中施

予陽極外加電位隨著外加電位的增加其伸長率強度損失率亦隨

之增加由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異造成陽極溶解現象

表面形成微小二次裂縫NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材

料內部使得材料加速斷裂延性降低故鋁鈧合金在陽極電位具有很

高應力腐蝕敏感度而施予陰極電位進行慢速率拉伸時由於產生陰

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

29

極保護作用使得鋁鈧合金材料表面 Al2O3鈍態膜沒有受到破裂抑

制了應力腐蝕的發生故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性

質當以較低拉伸速率 2x10-5mms 之拉伸試驗結果發現由於陽極

溶解破壞表面使得腐蝕裂縫能從容發展氯離子及氫原子更能經由

二次裂縫滑移線或差排大量進入材料內部使得材料腐蝕速率的大

小影響大於試片的拉伸速率快慢造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕

斷裂其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示

4-4 應力腐蝕破斷面分析

4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析

圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察破斷面出現有劈裂現象而側面呈現

45剪斷外觀即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵在 35NaCl

水溶液中破斷面有髮絲狀條紋出現這是材料發生典型氫脆化特

徵側面出現二次裂縫外觀此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)

圖 4-17為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-065 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現有劈裂現象及少許髮絲狀條

紋顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-065 VSCE電位仍是氫脆化所造成

破損破斷側面由於陽極電位作用表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現

象形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物由於鋁鈧合金在腐蝕過程中

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

30

NaCl 水溶液可能產生氫原子經由破損表面氧化膜進入材料內部

進而造成蝕孔的出現

圖4-18為鋁鈧合金在35NaCl水溶液且外加-080 VSCE電位之應

力腐蝕破斷面及破斷側面破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈

裂階且參雜有些許髮絲狀條紋側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情

形使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿

著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生顯示材料在此應力腐蝕環境下仍

以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面發現

有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特

徵而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)然而由於此陰極電

位具有陰極保護作用因而減緩氫原子的擴散所以其強度及伸長率

没有顯著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE 及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示由於仍是氫脆化現象

且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝

離及腐蝕物沈積情形更為嚴重

4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

31

經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率

1x10-4mms)的 SEM 破斷面觀察發現在大氣中試片斷面有劈裂階現

象且側面呈現 45剪斷外觀亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的

特徵(圖 4-23)在 35NaCl 水溶液中破斷面有沿晶破裂現象及較

多髮絲狀條紋出現且出現微小孔洞情形顯示此材料亦發生氫脆化

特徵而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)造成此現象可能為鋁鈧合

金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出由於析出物與基地

的腐蝕電位不同NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子

沿著二次裂縫及晶界進入材料內部造成延性沿晶破裂情形

圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-065 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之

孔蝕表面特徵由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高使得

析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解發生腐蝕現象使得氫原子經

由晶界擴散到材料內部導致鋁鈧合金原子鍵結力降低晶界與基地

的剝離而造成脆化且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞

再加上應力作用使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料

內部如此加速腐蝕的環境下使得腐蝕效應更為明顯

圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液且外加-080 VSCE

電位之應力腐蝕破斷面試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

32

形亦參雜有些許髮絲狀條紋而破斷側面受到嚴重腐蝕材料鍵結

遭受破壞顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主

當外加-095 VSCE 及-120 VSCE電位時以 SEM 觀察其破斷面分別

發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵且出現微小蝕孔情形而破

斷側面由於受到陰極保護作用鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情

形如圖 4-27 及圖 4-28 所示顯示陰極外加電位具有陰極保護作用

使得氫原子減緩擴散至材料內部使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯

著下降

拉伸速率為 2x10-5mms 時外加-065 VSCE及-080 VSCE電位時其

破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30破斷面出現髮絲條紋及劈

裂階情形破斷側面則產生嚴重侵蝕現象顯示材料在此應力腐蝕環

境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主腐蝕型態與拉伸速率

1x10-4mms 相似由於拉伸速率更為緩慢使得應力腐蝕敏感度更高

腐蝕影響更為嚴重

綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施

加陽極電位由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶

解造成氯離子及氫原子在材料表面聚集由於持續受力下使得裂

縫成長快速而沿著表面裂縫滑移線或差排進入材料內部使得應

力腐蝕情形嚴重

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

33

第五章結論

本研究探討不同時效溫度對鋁鈧合金機械性質之變化且在

35NaCl 腐蝕環境下分析其應力腐蝕破裂行為實驗結果獲得以下

結論

1 含鈧鋁合金在 480固溶處理 1 小時後淬火執行時效熱處理

100x4hr 及第二階段時效熱處理 150x12hr 條件下可得

到較高機械性質 (抗拉強度 521kgfmm2降伏強度 481

kgfmm2伸長率 19)

2 電化學試驗結果鋁鈧合金熱處理前後其平衡電位並無明顯

差異大約為-095V但經熱處理後的鋁鈧合金材料具有較

高腐蝕速率

3 在 35NaCl 腐蝕環境中鋁鈧合金的材料伸長率及強度損失

百分率均隨著外加陽極電位的增加而升高顯示外加陽極電

位會加速鋁鈧合金的應力腐蝕敏性反之若施加適當的陰極

電位則對鋁鈧合金具有陰極保護效果

4 外加陽極電位之腐蝕環境發現材料腐蝕速率的大小對鋁鈧

合金應力腐蝕敏感性的影響大於試片的拉伸速率快慢使得

鋁鈧合金受力作用時未達降伏塑性變形前即腐蝕斷裂

5 鋁鈧合金在 35NaCl 水溶液中進行應力腐蝕其破斷面多出

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

34

現髮絲條紋劈裂階甚至魚鱗狀組織等破損特徵試片側

面則產生微小二次裂縫顯示鋁鈧合金材料在此環境下以氫

脆化及陽極溶解為主要破裂機構

35

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341 2004

39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

35

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341 2004

39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

36

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39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

37

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台灣大學 博士論文 1998

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華大學 碩士論文 2001

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38

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Recrystallization and Morphology of Microstructure in

Al-Sc-(Zr)-(Mg) Alloys rdquo Journals ProQuest Science Vol 35A p

341 2004

39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

38

(35) Y W Riddle T H Sander ldquo A Study of Coarsening

Recrystallization and Morphology of Microstructure in

Al-Sc-(Zr)-(Mg) Alloys rdquo Journals ProQuest Science Vol 35A p

341 2004

39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

39

表 2-1 工程材料機械性質

材料名稱 降伏強度

(σy)(psi)

抗拉強度

UTS(psi)

比降伏強度

(σyρ)(103in)

2024 鋁合金 50000 70000 510

7075 鋁合金 72000 82000 730

銅合金(青銅) 10000 37000 31

銅合金黃銅 11000 44000 31

1020 低碳鋼 43000 65000 148

4340 合金鋼 200000 220000 694

304 不銹鋼 28000 75000 95

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

40

表 2-2 鋁合金分類

非熱處理型合金

1

3

5

純鋁(1xxx)

Al-Mn系合金(3xxx)

Al-Si系合金(4xxx)

Al-Mg系合金(5xxx) 鍛造用

鑄造用

熱處理型合金

非熱處理型合金

熱處理型合金

Al-Cu-Mg系合金(2xxx)

Al-Mg-Si系合金(6xxx)

Al-Zn-Mg系合金(7xxx)

純鋁

Al-Si系合金

Al-Mg系合金

Al-Cu-Mg-Si系合金

Al-Mg-Si系合金

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

41

表 2-3 金屬應力腐蝕破裂的環境

金屬 環境

鋁合金 NaCl 溶液大氣水蒸氣

銅合金 氨基化合物水蒸氣

碳鋼 NaOH 溶液硝酸鹽溶液海水H2S 溶液

不锈鋼 氯離子H2S 溶液

鎂合金 氯化鈉-鉻酸鉀海洋大氣蒸餾水

鈦合金 發煙硝酸N2O4海水有機溶劑

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

42

表 3-1 鋁鈧合金板材成分表

Al Zn Mg Mn Sc Fe Si Cu Ti

Rem 83 21 0014 015 008 003 215 004

表 3-2 熱處理條件

組別 第一階段 第二階段

1 480固溶rarr淬火rarr24 小

時自然時效

100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

2 480固溶rarr淬火 100x4 小時第一階段人工時效

rarr100~200第二階段人工時效

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

43

機械性質

時效溫度

時效溫度 機械性質

表 4-1 第 1 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 489(480) 443(434) 15

150 529(519) 487(478) 15

175 413(405) 327(321) 16

表 4-2 第 2 組熱處理條件機械性質

抗拉強度

kgfmm2(MPa)

降伏強度

kgfmm2(MPa)

伸長率

125 487(478) 445(436) 16

150 521(511) 481(472) 19

175 411(403) 362(355) 18

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

44

表 4-3 鋁鈧合金腐蝕性質

平衡電位ΦC

(VSCE)

腐蝕電流密度 IP

(μAcm2)

腐蝕速率 R

(mpy)

母材 -0956 1917 084

熱處理 -0953 1486 6489

表 4-4 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 479 14 0 0

0V 475 13 08 71

-065V 230 5 520 643

-080V 269 8 438 439

-095V 481 12 -04 143

-120V 489 14 -21 0

機械性質

外加電位

材料

腐蝕性質

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

45

表 4-5 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 1x10-4mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 531 18 0 0

0V 530 16 02 111

-065V 312 6 412 667

-080V 466 7 122 611

-095V 529 16 04 111

-120V 526 17 09 56

表 4-6 鋁鈧合金母材之應力腐蝕機械性質(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 475 16 0 0

-065V 106 4 777 750

-080V 172 6 638 625

機械性質

外加電位

機械性質

外加電位

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

46

表 4-7 鋁鈧合金經熱處理後之應力腐蝕機械性質

(拉伸速率 2x10-5mms)

抗拉強度

(kgfmm2)

伸長率

()

Slscc loss

()

Elscc loss

()

In air 535 20 0 0

-065V 107 5 800 750

-080V 376 6 297 700

機械性質

外加電位

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

47

圖 2-1 典型時效硬度曲線

圖 2-2 二段式時效硬度曲線圖

peakaging

overaging underaging

Aging time

Hardness

Aging time days

Hardness DPH

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

48

圖 2-3 析出物與基地界面型態之應力場關係

圖 2-4 差排切過整合型析出物情形

滑動面

上視圖

Area=A

b

r

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

49

圖 2-5 Orowan 機構黑線為差排黑點為析出物

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

50

圖 2-6 7000 系列鋁合金鑄錠金相組織圖

(a)含 015Sc(b)含 016Sc

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

51

圖 2-7 含鈧(Sc)之鋁合金其強化效果

圖 2-8 Al-TM(CrMnZrSc)之再結晶溫度關係圖

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

52

圖 2-9 應力腐蝕發生條件

圖 2-10 應力腐蝕破裂歷程

材料

環境 應力 SCC

成分組織表面狀態

溫度 侵蝕性

物質

外力應力 殘留應力

氧化膜的 局部破損

蝕洞的 形成 裂紋的萌

芽與生長

最終機械斷裂

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

53

圖 2-11 應力強度對裂縫成長率的影響曲線

膜面表

面移滑動活

境環

圖 2-12 保護膜破裂溶解的裂紋擴展示意圖[20]

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

54

HRegion ofHigh Triaxial Stress

BrittleCrack

(a)

(b)

(c)

圖 2-13 氫脆化破裂機構示意圖[14]

應力 力應

坑蝕腐

膜面表的裂破

蝕腐 坑斷韌性 裂

痕滑移 跡

圖 2-14 坑道腐蝕機械撕裂模型示意圖[26]

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

55

X

圖 2-15 物質 X吸附在裂紋尖端導致破裂示意圖[27]

圖 2-16 Tafel 極化曲線示意圖

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

56

圖 2-17 循環極化曲線示意圖

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

57

圖 3-1 CNS2112 第 5 號拉伸試片(單位mm)

WE工作電極RE參考電極AE輔助電極

圖 3-2 恆電位儀三極系統

50

30

60

25

5

R=15

約 120

AE

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

58

圖 3-3 電化學試驗設備

圖 3-4 慢速拉伸試片規格(單位mm)

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

59

圖 3-5 應力腐蝕試驗設備

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

60

圖 3-6 實驗流程圖

鋁鈧合金板材

顯微組織觀察

時效熱處理

硬度試驗

拉伸試驗

斷面金相觀察

第 2 組

480times1hr 固溶

100times4hr 100~200x20min~96hr

腐蝕電化學試驗

應力腐蝕試驗

第 1 組

480times1hr 固溶

自然時效 24hr

100times4hr

100~200

x20min~96hr

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

61

010 100 1000 10000Aging time (hr)

4000

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s (H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-1 第 1 組熱處理條件之硬度曲線圖

150 125

100

200

175

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

62

010 100 1000 10000Aging time (hr)

8000

12000

16000

20000

Har

dnes

s(H

V)

100

125

150

175

200

圖 4-2 第 2 組熱處理條件之硬度曲線圖

200

175

100

150 125

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

63

Aging temperature()

Aging temperature()

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yield strength

Elongation

圖 4-3 第 1 組熱處理條件之機械性質

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

1000

2000

3000

4000

5000

6000

Tensile strength

Yeild strength

Elongation

圖 4-4 第 2 組熱處理條件之機械性質

Elongation()

Elongation()

125 150 175

125 150 175

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

64

圖 4-5 鋁鈧合金母材金相圖(200X)

圖 4-6 熱處理後鋁鈧合金金相圖(200X)

100μm

100μm

析出物 Al3Sc

析出物 Al3Sc

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

65

圖 4-7 Tafel 極化曲線圖

圖 4-8 循環極化曲線圖

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

66

圖 4-9 鋁鈧合金母材之電化學腐蝕面

圖 4-10 經熱處理後鋁鈧合金之電化學腐蝕面

腐蝕孔

腐蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

67

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-11 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

NaCl

-065V

-080V

-095V

-120V

圖 4-12 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 1x10-4mms)

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

68

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

母 材

-065V

-080V

圖 4-13 鋁鈧合金母材施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

000 2000 4000 6000 8000Strain()

000

2000

4000

6000

Stre

ss(k

gfm

m2)

熱 處 理

-065V

-080V

圖 4-14 經過熱處理後鋁鈧合金施加不同電位之應力-應變曲線圖

(拉伸速率 2x10-5mms)

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

69

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-15 母材在大氣中之破斷面及側面(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

450剪斷

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

70

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-16 母材在 35NaCl 水溶液之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

劈裂

二次裂縫

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

71

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-17 母材外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂

腐蝕物生成物

髮絲條紋

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

72

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-18 母材外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

粒間腐蝕

劈裂階

鍵結斷裂

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

73

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-19 母材外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂匯集河流圖案

二次裂縫

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

74

(a) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-20 母材外加-120VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

髮絲條紋

二次裂縫

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

75

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-21 母材外加-065VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

剝離

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

76

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-22 母材外加-080VSCE 試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

腐蝕物生成物

劈裂

髮絲條紋

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

77

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-23 經過熱處理後拉伸試片在大氣中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

450剪斷

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

78

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-24 經過熱處理後拉伸試片在 NaCl 水溶液中之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

沿晶破裂

二次裂縫

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

79

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-25 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

魚鱗狀組織

孔洞

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

80

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-26 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

81

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-27 經熱處理後外加-095VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

髮絲條紋

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

82

(b) 破斷面

(b)破斷側面

圖 4-28 經熱處理後外加-120VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 1x10-4mms)

劈裂階

沿晶破裂

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

83

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-29 經熱處理後外加-065VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

髮絲條紋 劈裂階

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔

84

(a)破斷面

(b)破斷側面

圖 4-30 經熱處理後外加-080VSCE試片之破斷面及側面

(拉伸速率 2x10-5mms)

劈裂階

蝕孔