アルミニウム 7075 合金の腐食挙動に対する傾斜ナノグレイン表面層の役割

npj 材料劣化第 6 巻、記事番号: 62 (2022) この記事を引用

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勾配ナノ粒子構造は、金属や合金における強度と延性のトレードオフを回避するための有望な技術です。したがって、この研究では、高強度アルミニウム合金の微細構造と腐食挙動に対する表面機械的摩耗処理 (SMAT) の影響を調査しました。 SMAT は室温および液体窒素 (LN2) フロー条件で実行され、2 つの明確に異なる初期勾配微細構造が生成されました。動電位分極、電気化学的インピーダンス分光法、および粒界腐食試験が実施されました。未処理および処理済みサンプルの表面膜の特性評価は、X 線光電子分光法および飛行時間型二次イオン質量分析技術を使用して実行されました。結果は、沈殿物の形成や固有相の溶解など、SMAT 処理サンプルにおける重大な微細構造変化を明らかにしました。さらに、SMAT 処理サンプルでは陽極溶解速度の低下が観察されました。さらに、表面膜の特性評価により、SMAT サンプルでは Cu と SiO2 が豊富な厚い酸化膜が明らかになりました。

ヘテロ構造材料の一種である勾配ナノ構造（GNS）は、全体の合金組成を変えることなく高強度と延性の組み合わせを実現できるため、材料コミュニティで大きな注目を集めています1、2、3、4。これらの特性は、ハードゾーンとソフトゾーンの間の相乗的相互作用による、ヘテロ変形による強化とひずみ硬化に由来します5,6。また、GNS 材料は、材料の疲労、摩耗、腐食疲労、腐食挙動などの表面に敏感な特性の改善が期待できることも示しています7、8、9、10。いくつかの利点があるにもかかわらず、機械的特性のための微細構造が制御されたバルクサンプルの処理には限界があるため、これらの材料の適用性はその可能性を最大限に発揮することはできません6、10、11。

名前が示すように、勾配ナノ粒子構造は、表面から離れるにつれてサイズが徐々に大きくなるナノ結晶粒子の表面構造で構成されています。特に、表面にナノ粒子を有する表面ナノ結晶化 (SNC) は、表面機械的摩耗処理 (SMAT)12、超音波ショットピーニング 13、サンドブラスト 14、レーザーショックピーニング (LSP)15、高速加工などのさまざまな厳しい塑性変形技術によって実現できます。複数の回転ローリング16。これらの中で、SMAT は、自由表面で可能な限り最小の粒子サイズを生成し、サンプルの大部分に数百ミクロンの深さでかなりの勾配を生成するのに効率的であることが証明されています。この勾配は、ミリングメディアとサンプルの自由表面との動的ヘルツ衝撃の結果として形成され、累積的に高いひずみ値を引き起こします。一般に、SMAT 中に使用されるミリングメディアは、処理される下層のサンプルとは異なる化学物質で構成されています 17。衝撃の物理学と性質は何百万回も発生するため、物質を転送する方法が導入されます。つまり、反復的な高速衝撃と局所的な温度上昇により、原子の拡散係数と化学反応性が強化され、サンプルの自由表面での合金の生成が促進される環境が提供されます。適切に設計されていれば、表面層の高い反応性とナノ粒子の粒界を通る合金元素の容易な拡散により、好ましい微細構造を備えた耐食性コーティングを作成する効率的な方法が提供されます12,18。たとえば、SMAT が実行される温度は、自由表面で発生する結晶粒微細化の程度および形成される勾配の深さと相関しています 19、20、21、22、23。これは、汚染物質の程度と基材との混合に関しても当てはまることが判明しています。特に、極低温での SMAT では、基礎となる変形モードの変化により、純銅の粒径がより大きく減少することが示されています 19。クライオ SNC とは別に、クライオ圧延 24 やクライオ押出 25 などの他の極低温熱機械加工処理によって製造された合金は、室温で処理された対応物と比較して強度と延性が向上しています。主に、SMAT 処理は大学の環境で、平板などの小規模な単純化された形状に対して実行されてきました。しかし、従来の変化の振動ではなく音響振動を利用する最近改良されたバージョンの SMAT 処理装置により、SMAT をチューブ/シリンダー、さらには細いワイヤに適用できるようになりました 9,26,27。 SMAT 加工装置の他の実施形態では、コンピュータ数値制御機械に取り付けられたバニシング技術を使用して、さらに高い柔軟性を実現し、部品の現場での加工が可能になる可能性があります 2、28、29。 MELDTM テクノロジー 30 などの産業システムは、より大規模でより複雑な部品に取り組むために開発されてきましたが、このようなテクノロジーの統合は産業用途においてはまだ初期段階にあります。

過酷塑性変形（SPD）および表面過酷塑性変形技術によって得られるナノ構造表面の腐食挙動は、アルミニウム合金31、32、33、34、純マグネシウム、マグネシウム合金11、35、チタン36、ステンレスなどの多くのシステムで研究されています。スチール8、37、38。アルミニウム合金の場合、粉砕媒体としてステンレス鋼球を使用すると、ナノ結晶層が鉄で汚染されることが判明した。 2 つの間のガルバニック電位差を考慮すると、Fe 汚染の存在により全体の耐食性が大幅に低下します 34,39。アルミニウム合金と同様に、純マグネシウムおよびマグネシウム合金も、鋼中ベースの SMAT 処理による不純物汚染と耐食性の低下に悩まされます 35,40。しかし、汚染が最小限に抑えられているステンレス鋼やチタンベースの合金などの比較的硬い合金では、SMAT はバルク内にナノ粒状の表面層 41,42,43 を生成することで耐食性を向上させることがわかっています。ナノグレイン表面内に形成された高密度の粒界と三重接合により、ステンレス鋼の表面層へのクロムの拡散が大幅に促進されることが判明しました。同様の方法で処理されたチタンでは、この同じ表面構造により酸素がバルク内に容易に拡散し、酸化物層の厚さが増加しました。軽合金では、SMAT 中に汚染がより好ましいため、バルクへの移行を促進するために、粉砕媒体を非有害元素でコーティングすることにより、表面層の汚染を回避できます。過去には、SMAT ベースのメカニカルアロイングを通じて金属合金を効果的にコーティングするために多くの研究が行われてきました 44,45。アルミニウム 2024 および Ni 粉末でコーティングされた純アルミニウムの場合、Ni3Al、Al3Ni、NiAl などの第 2 相が SMAT 表面に形成されました 46,47。このような研究は、鋼鉄上にコーティングされた Al 48、Ti プレート上にコーティングされた Ti および Al 49、マグネシウム合金上にコーティングされた Al 45 などの他のシステムでも行われています。各研究では、欠陥や粒界における容易な原子拡散の原動力と、SMAT 中の温度変化を利用して、表面に金属間化合物やコーティングを形成しました。コーティング層の形態と厚さは、衝撃エネルギー、粉砕時間、温度などのプロセスパラメータを制御することで調整できます。著者の知る限り、SMAT に起因する固有の第 2 相の溶解、第 2 相の析出、およびそれらとアルミニウム合金の腐食応答との相関関係を詳細に調査した先行研究は行われていません。

そこで今回は、高強度アルミニウム合金AA7075を用いて、Al被覆ステンレス鋼球によるSMAT加工を行いました（図1）。 SMAT は室内および液体窒素 (LN2) 温度で実行されました (サンプルは以降、RT SMAT および LN2 SMAT と呼ばれます)。微細構造の特性評価、電気化学的測定、および表面分光分析の特性評価を組み合わせて、根底にある支配メカニズムを解読しました。この研究を通じて得られた理解は、自動車および航空宇宙分野の構造用途におけるアルミニウム合金の耐食性をさらに強化するための明確な道筋を示唆しています。

a 液体窒素 (LN2) 流動環境における純アルミニウム粉末によるステンレス鋼粉砕媒体のコーティング、b 室温 (RT) および LN2 流動条件におけるアルミニウム合金サンプルの SMAT、c は SMAT による勾配微細構造変化の結果を示す概略図。

SMAT以前の断面の光学顕微鏡写真は、圧延方向に平行な細長い層状粒子を有する典型的な圧延微細構造を示しています（図2a）。 LN2およびRTでのSMATの後、断面微細構造の明確な変化が観察できます（図2bおよびc）。 LN2 SMAT では、塑性変形の高いひずみ速度により、細長い粒子が粒子の塑性流動に伴って衝撃面に隣接して断片化することがわかりました。 RT SMAT では、衝突面から 100 µm までの粒子の顕著な塑性流動とともに、同様の微細構造変化が観察されました。どちらの SMAT サンプルでも、粒界に沿った第 2 相粒子が変形した粒子とともに流動することがわかりました。

a ベース未処理合金、b LN2 SMAT、および c RT SMAT。 a、b、c のスケールバーは 100 μm を示します。

衝撃を受けた表面および断面全体の微細構造の変化は、走査型電子顕微鏡 (SEM) を使用してさらに特徴づけられました (図 3)。図 3a は、LN2 SMAT および RT SMAT 条件の SMAT 表面のコラージュを示しています。変形していない表面（図3d）には、2種類の第2相粒子が示されています。 1 つ目は、主に Cu および Fe と Al から構成される明るい相であり、以前の研究 50 と同様に、Al7Cu2Fe または Al23Fe4Cu 金属間化合物相に関連しています。第二に、より暗い色の相は主に Mg と Si で構成され、つまり Mg2Si 含有相です50。しかし、変形したSMAT表面は、表面にAl7Cu2Fe/Al23Fe4CuおよびMg2Siの痕跡がなく、異なる第2相の発達を示しました（図3bおよびc）。これらの相は主に、Al とともに Cu と Si で構成されています。第 2 相の元素組成は、補足表 1 および補足図 1 にリストされています。SMAT 表面の断面 SEM 顕微鏡写真には、明るい Al-Cu-Si 相の不均質な層が示されており、その近くに Al7Cu2Fe および Mg2Si の第 2 相の痕跡はありません。衝撃面 (図 3e および f)。

RT SMAT 表面と LN2 SMAT 表面のコラージュ。上面の後方散乱走査型電子顕微鏡写真（BSE-SEM）と画像の拡大部分。図3a。 b LN2 SMAT、c RT SMAT、および d ベース。 e LN2 SMAT と f RT SMAT の断面画像。 a のスケールバーは 2 mm を示します。 b、c、d は 20 μm、e と f は 10 μm を示します。

粒子サイズの変化と SMAT 表面近くの第 2 相の発生を理解するために、走査型透過電子顕微鏡 (STEM) による特性評価を実施しました。その結果を図 4 に示します。LN2 SMAT サンプルでは、SMAT 表面近くにナノ結晶粒子が見られます。そして、粒子サイズは表面からの距離が増加するにつれて徐々に大きくなります（図4aおよびb）。さらに、HAADF画像のZ（原子番号）コントラストは、粒界に沿って2つの明るい第2相粒子の存在を示しており、粒界はアルミニウムマトリックスと比較してより高いZ元素によって装飾されていることもわかりました（図1）。 4a)。 RT SMAT の場合、同様のナノ結晶粒子が観察できます。ただし、粒径の勾配はLN2 SMATほど顕著ではありませんでした（図4cおよびd）。これは、図2で観察されるように、RT SMATの断片化されたナノ結晶粒子の深さがより深いためである可能性があります。次に、RT SMATサンプルの第2相粒子のサイズがLN2 SMATサンプルと比較して小さいことがわかりました。エネルギー分散分光法（EDS）の線プロファイルとEDSマッピング（図4f〜hおよび補足図2）は、明るい相がSiまたはCuのいずれかで構成されていることを示しています。両方の SMAT サンプルにおいて、Cu ベースの相は Si ベースの相よりも体積分率が高いことがわかります。さらに、Si ベースの相は、LN2 SMAT サンプルよりも RT SMAT サンプルの方が体積分率が比較的高いことがわかりました。さらに、明るい第二相粒子の一部にもZnが豊富であることがわかりましたが、その体積分率はCuおよびSiに富む粒子よりも小さいことがわかりました（図4fおよびh）。 SEM 画像と同様に、STEM 画像も固有の Al-Cu-Fe および Mg2Si 相の溶解を示しています。さらに、STEM 顕微鏡写真では MgZn2 (η) 析出物の痕跡は観察されず、SMAT による溶解を示唆しています。衝突面から最上部の500 nm層の平均粒径は、LN2 SMATサンプルとRT SMATサンプルでそれぞれ44 nmと40 nmであることがわかりました（図4e）。

a、b LN2 SMAT および c、d RT SMAT サンプルの HAADF およびそれぞれの MAADF 画像。白い矢印は SMAT 表面を示し、赤、緑、青の矢印は粒界に沿った Si ベース、Cu ベースの相および重い元素を示します。 SMAT表面から上部500 nmの深さの粒径分布、f LN2 SMATサンプルの明相に隣接する暗相にわたる組成変化を示すEDSラインプロファイル、gは図4cの拡大HAADF画像、およびhはAlのそれぞれのEDS元素マッピング画像、Cu、Si、Zn。 a、b、c、d のスケールバーは 200 nm を示し、f と g のスケールバーは 50 nm を示します。

図5は、衝撃を受けていないベース表面と2つのSMAT表面（圧延方向に垂直）のXRDパターンを示しています。図5aでは、衝撃を受けていない表面は、（220）面と比較して（311）面の強度が比較的高いことを示しており、圧延めっきサンプルに初期テクスチャが存在することを示しています。ただし、SMAT を使用すると、(311) 面のピーク強度の急激な低下が観察され、衝突した表面でほぼランダムな配向が達成されたことを示します。図 5b は、純粋なアルミニウムのピークの FWHM の広がりと、ピーク位置のより大きな角度のシフトを示しています。ピークの広がりは、SMAT によって引き起こされる微小ひずみの蓄積と結晶粒微細化に起因すると考えられます。次に、SMAT サンプルでは、ピーク位置がより高い 2 シータ値の方にシフトしており、アルミニウムマトリックス内の溶質元素の飽和と圧縮残留応力の複合効果を示しています。さらに、LN2 サンプルと RT SMAT サンプルの間では、後者の方がピークの広がりと 2 θ シフトがより大きく、より高い微小ひずみと残留応力を示しています。最後に、図 5c は 3 つの表面すべての低強度ピークを示しており、ベースは Al-Fe-Cu および MgZn2 相の存在を示しています。対照的に、SMAT 表面には、Al-Cu および Si の存在と、MgZn2 および Al-Cu-Fe 相の溶解が示されています。したがって、これは、SMAT プロセスが勾配微細構造を作成しただけでなく、固有の第 2 相を溶解し、新しい相を析出させたことを意味します。これらの微細構造の変化は電気化学的応答を大幅に変える可能性があり、電気化学的試験を通じて特徴付けられ、次のセクションで説明されます。

ベース未処理の LN2 SMAT および RT SMAT 表面の X 線回折 (XRD) パターン。 b 異なる純アルミニウム hkl 面の 3 つの表面の XRD ピーク。SMAT 処理によるピーク半値全幅 (FWHM) の広がりとピーク位置のより大きな角度シフトが示されました。 c XRD ピークは 3 つの表面の低強度であり、SMAT 後の溶解と形成の第 2 段階に対応します。

陽極反応速度論と陰極反応速度論との間の平衡状態（最小電流密度）を有するサンプルの腐食電位は、開回路電位（OCP）51 を通じて測定できます。図 6a は、ベース、LN2 SMAT、および RT SMAT サンプルの OCP 曲線を示しています。ベースの OCP は時間の経過とともにより正の値に増加し、300 秒の浸漬後には 0.8 VSCE 近くで安定します。ただし、SMAT サンプルは、ベースサンプルと比較して、浸漬の開始から比較的安定した OCP を示しました。 RT SMAT サンプルの安定した OCP 値は、ベース合金と同様であることがわかりました。ただし、LN2 SMAT サンプルの場合、安定した OCP 値は他の 2 つの合金と比較してマイナス約 20 mV です。 OCP 挙動におけるこれらの変化は、SMAT 処理時の表面微細構造の変化と相関している可能性があります。ベースの場合、安定化前の OCP (浸漬後) の増加は、Mg2Si と η(MgZn2) 析出物の脱合金と溶解によって説明できます 52。ただし、SMAT サンプルの場合、η および Mg2Si 相の溶解と Al-Cu ベースの相の形成により、浸漬の開始時からより安定した OCP が生成されます。表面の激しい塑性変形による η 相の同様の溶解は、以前の研究で観察されています 13,53。 RT SMAT サンプルと LN2 SMAT サンプルを比較すると、安定した OCP の違いは、析出した第 2 相粒子の体積分率と表面の残留応力量の違いによるものと考えられます。

a OCP測定。 b 動電位分極および c 塩基未処理、LN2 SMAT、および RT SMAT サンプルの、それぞれ初期中性付近の pH (6.5 ± 0.2) の 0.6 M NaCl 溶液に 10 分間および 30 分間浸漬した後の周期動電位分極曲線。

適用された電位駆動の表面現象は、3 つのサンプルすべての動電位分極および周期動電位分極を通じて分析できます (図 6b および c)。図6bでは、ベースサンプルはOCP後に陽極電流密度の急速な増加を示し、その後、0.75 VSCEに近い曲線の第2の絶縁破壊電位が続きます。 OCP 後の電流密度の突然の増加は、研磨によって生成された変質表面層の溶解に関連しており、二次破壊電位は局所的な孔食および粒界腐食 (IGC) の開始に相関している可能性があります。 SMAT サンプルの場合、陰極と陽極の両方の領域での電流密度が、ベースサンプルと比較して減少することがわかりました。 LN2 SMAT サンプルは最も小さい陰極電流密度を示しましたが、RT SMAT サンプルの陽極電流密度は 3 つの合金の中で最も小さいことがわかりました。ベースサンプルとは異なり、SMAT 処理サンプルはいずれも OCP 後に二次破壊電位を示さず、SMAT による根底にある微細構造変化が酸化層形成と腐食メカニズムの両方を変化させたことを示しています。平衡電位（Ecorr）値は、図6aに示す安定化OCP値とよく一致することがわかりました。 SMAT 合金の腐食電流密度 (icorr) はベース合金よりも小さく、SMAT が全体的な耐食性を向上させたことを示しています。周期的ポテンシオダイナミック分極曲線（図6c）では、すべての合金の順サイクルは分極曲線（図6b）と同様であり、事前に定義された逆電流密度（irev）の5 mA cm-2に達した後、曲線は逆転しました。曲線が irev に達する電位 (Esw) は、RT SMAT サンプルで最も正であることが判明し、次に LN2 SMAT とベースサンプルが続きます。ただし、逆サイクルでは、保護電位 (Eprot) は RT SMAT サンプルで最も負であることがわかり、次に LN2 SMAT とベースサンプルが続きます。この挙動は、SMAT 処理サンプルがベース (未処理合金) と比較して、再不動態化するためにより高い過電圧 (Ecorr – Eprot) を必要とすることを示しており、SMAT サンプルの方が優れた耐食性を示した動電位分極の結果と直観に反するように思えます。ただし、RT SMAT サンプルの Esw が最も正であるため、すべてのサンプルでほぼ同じ量の電荷が通過した場合 (irev = 5 mA cm−2 および同じスキャン速度として)、RT SMAT 表面は多数の小さなピットがあるベースと比較して、より大きなピットが作成されます。したがって、SMAT のピットが大きくなると、最終的には再不動態化の推進力が大きくなる可能性があります。分極と周期分極の結果における同様の逆の傾向は、Zhou らによる最近の研究でも観察されています 55。そこでは、Al-Zn-Mg 合金の場合、より高い [Cl-] 溶液での再不動態化にはより低い過電圧が必要であることが観察されました。低 [Cl-] 溶液と比較すると、前者は孔食の感受性が高くなります。これとは別に、SMAT による表面の微細粗さの増加も再不動態化挙動を妨げる可能性があります。

時間依存的な表面の変化を理解するために、電気化学インピーダンス分光法 (EIS) 測定をさまざまな浸漬時間 (0.5、2、6、12、24、48 時間) で実行しました。測定値は、3 つの合金のナイキスト角、ボードボード角、ボード位相角のプロットとしてプロットされました (図 7)。各サンプルの 0.5 時間のナイキストプロットは、高、中、低周波数領域で 2 つの容量性ループと 1 つの誘導性ループで構成されていることがわかりました。高周波容量ループは、酸化物/溶液界面の多孔質の厚い水和酸化物膜と金属/酸化物界面の連続した緻密な薄い膜で構成される二重層の不均質酸化物膜(Al2O3)を表します56,57。同様に、中低周波の容量性ループは、膜と溶液の界面および活性金属の溶解ピットにおける二重層静電容量を表します58。このループは SMAT サンプルでより顕著です。浸漬時間が増加すると、各サンプルでナイキストプロットの全体の直径が減少し、2 番目の容量性ループが大きく凹むことがわかりました。これは、攻撃的な Cl- イオンへの曝露による不動態酸化物層の弱体化に起因すると考えられます。酸化物のない表面からの金属の溶解が増加します。さらに、低周波誘導ループは、ファラデー反応、荷電種の吸着/脱離、および界面での緩和プロセスに対応します59、60、61。最後に、24 ヘクタールおよび 48 ヘクタールのベース合金では、後述の反応によって表面に形成された Al(OH)3 腐食生成物によってもたらされる拡散限界抵抗に対応できるセミヴァールブルグ型のインピーダンス挙動が見られます (1)。 –(3)62、63、64:

a-c 塩基未処理のナイキスト、ボードボード、ボード位相角のプロット。 d–f LN2 SMAT。 g-i RT SMAT。

すべてのサンプルの \(\left| Z \right|\) 値は図 7b、e、h で観察できます。時間の経過とともに \(\left| Z \right|\) 値が減少することがわかります。浸漬時間が長くなると飽和します。同様に、ボード位相角プロット (図 7c、f、i) は、周波数範囲にわたるさまざまなコンポーネントの遷移をより明確に示しています。 10 ～ 1000 Hz では、酸化物層の寄与を表す 1 つの時定数がボード線図で観察され、0.1 ～ 0.01 Hz では二重層静電容量の寄与を表す 2 番目の時定数が観察されます。

図 8a に示されている等価回路は、測定されたインピーダンススペクトルを当てはめるために使用されました。回路中のRsは溶液抵抗を表し、CPEoxとCPEdlは酸化層静電容量と二重層静電容量を示します。同様に、Rox と Rt は、酸化物層内のイオン輸送に対する抵抗と、活性な溶解表面上の電荷移動に対する抵抗です。最後に、L、RL、W は、低周波領域でのインダクタとヴァールブルグインピーダンスに対応するインダクタンスと抵抗を示します。フィッティングを通じて得られたパラメータを補足表2に示しました。3つのサンプルの浸漬時間に伴う表面膜抵抗の変化を図8bに示しました。浸漬時間が増加すると、抵抗値は徐々に低下し、その後 12 時間以上の浸漬時間で安定します。 RT SMAT サンプルは、他の 2 つのサンプルと比較して、浸漬時間全体を通じて最も高い抵抗を示しました。 LN2 SMAT とベースサンプルを比較すると、浸漬 6 時間に達するまでは前者の方が抵抗が小さく、24 時間と 48 時間の浸漬では再び傾向が反転することがわかりました。浸漬時間に伴う表面フィルムの実効静電容量（Ceff）値の変化は、図8cに示されているCPEfから抽出されました。 CPEfは、位相角が正確に-90°ではないため、表面フィルムからの非理想的な静電容量の寄与を表しています（図7c、f、i）。表面膜のCeffの値は式(1)で表すことができます。 (4) Hsu と Mansfeld によって最初に提案されました 65,66:

ここで、Rf は表面膜抵抗を表し、Qf と α は CPEf パラメータです。表面膜の厚さは、式 (1) より Ceff に反比例します。 (6)67:

ここで、df は表面膜の厚さを表し、ε0 は真空の誘電率、ε は表面膜の誘電率を表します。したがって、図8cから、ベースサンプルはSMATサンプルと比較してより厚い膜を有し、LN2 SMATとRT SMATの間では後者の方がすべての浸漬時間で比較的厚い膜を有すると推測できます。ベースの皮膜は厚くなりますが、皮膜抵抗が低いため、腐食環境の影響を受けやすくなります67。

a 異なる浸漬時間に対する EIS 曲線のフィッティングに使用される等価回路。 b EIS 曲線フィッティングによって得られた、浸漬時間に応じた表面膜抵抗の変化。 c 式(1)で計算される浸漬時間に伴う実効静電容量の変化。 (4)。

AA7xxx シリーズの合金は、腐食性媒体にさらされると、粒界析出物の陽極溶解により IGC が発生することがよく知られています。 IGC 感受性に対する SMAT の影響を理解するために、ASTM G110 に基づいた浸漬試験が各サンプルに対して実行されました。浸漬試験後、図 9a ～図 9c に示すように、合金断面の光学顕微鏡写真の撮影が行われました。ベース合金（図9a）の場合、圧延方向に平行な粒界が24時間の浸漬後に溶解したことが観察できます。図9aの挿入図に示す拡大顕微鏡写真では、粒界に加えて、いくらかの粒子の溶解が観察できます。 LN2 SMATおよびRT SMATサンプルのIGCプロファイルをベースサンプルと比較すると（図9bおよびc）、アルミニウムコーティングの高いひずみ速度の影響により、塑性流動した細長い粒子に沿って粒界溶解が発生したと推測できます。ステンレス鋼のボール。さらに、図9bおよびcの挿入図に示す拡大顕微鏡写真では、衝撃を受けた表面近くの高度に変形した粒子の激しい溶解が観察されました。これは、SMAT プロセスによって形成された、ひどく変形したナノ結晶粒子の高い反応性によるものである可能性があります。 3つの合金すべてのIGC深さは、いくつかの同様の光学顕微鏡写真から測定され、3つの合金のIGC深さの変化の割合がヒストグラムプロットとして図9dに示されました。プロットから、RT SMAT サンプルの最大 IGC 侵入深さは約 50 ～ 75 μm、LN2 SMAT 合金の最大 IGC 侵入深さは約 100 ～ 125 μm、ベース合金の深さは 75 ～ 150 μm であることがわかります。ただし、ベース合金の場合、SMAT サンプルよりも 200 μm 以上で高い割合の IGC 深さが観察されました。 SMAT プロセスでは、衝突面近くの高エネルギーナノ粒子の犠牲溶解と、せん断流された細長い粒子によって提供される曲がりくねった経路により、ベースサンプルと比較して平均 IGC 侵入深さが最小限に抑えられていると推測できます。

ASTM-G110規格に準拠した24時間の粒界腐食試験後のAA7075合金のエッチングされた断面の光学顕微鏡写真。 a ベースの未処理合金、b LN2 SMAT 合金、c RT SMAT 合金、および d 3 つの合金の粒界腐食侵入深さを比較するヒストグラムプロット。 a、b、c のスケールバーは 200 μm を示し、各画像内の挿入図は 100 μm を示します。

SMAT による表面酸化層の改質を理解するために、開回路電位で 0.6 M NaCl 溶液に 15 分間浸漬した後、3 つの合金表面すべてに対して飛行時間型二次イオン質量分析 (ToF-SIMS) による特性評価を実行しました。図 10a ～図 10c は、一般的なイオン深さプロファイルを Cs+ イオンのスパッタリング時間の関数として示しています。低濃度の変化を視覚化するために、すべての濃度プロファイルが対数スケールでプロットされており、時間の経過に伴う変化は、合金の最表面層からの深さのイオン濃度の変化を表しています。各合金の深さプロファイルでは、3 つの領域を特定できます。最初の領域は準定数 \(AlO_2^ -\) と \(O_{16}^ -\) を持ち、その濃度は酸化アルミニウムを表し、酸素濃度は酸化層を表します。 \(O_{18}^ -\) では検出器が飽和してしまうため、\(O_{16}^ -\) が \(O_{18}^ -\) の代わりに使用されました。最初の領域は、\(AlO_2^ -\) と \(O_{16}^ -\) が最大値に達する時点まで広がります。この領域では、3 つの合金すべてで \(Al_2^ -\) (金属アルミニウムを表す) の濃度が小さく、徐々に増加しています。銅濃度を表す Cu- は、ベース合金と SMAT 合金で異なる挙動を示しました。 SMAT 合金では、ベース合金とは異なり、Cu イオンの最大値が酸化物層の中心で観察され、SMAT によって生成された Al-Cu ベースの第 2 相による Al の選択的酸化による銅の富化を示唆しています。 Al 酸化膜の下の Cu の濃縮は、Al-Cu 薄膜に関する以前の研究で観察されています 68,69。二酸化ケイ素濃度を表す \(SiO_2^ -\) は、ベース合金の酸化物領域で急激な低下を示します。ただし、SMAT 合金では濃度は安定しています。 Cl- と OH- は腐食生成物と水酸化アルミニウムの寄与を表しており、それらの濃度は表面近くで最大値に達した後に大幅に減少します。ＳＭＡＴサンプルは、ベースサンプル（スパッタリング時間１０４秒）と比較して、比較的厚い厚さを示した（すなわち、ＬＮ２ＳＭＡＴおよびＲＴＳＭＡＴについてそれぞれスパッタリング時間４２３秒および４６３秒）。酸化物層に続いて、最内側の基板が始まるまで界面領域が始まります。界面領域の厚さはサンプルの表面粗さに依存します。これが、SMAT 合金がベース合金と比較してより高い界面領域の厚さを示す理由です。この領域では、Cu- は、濃度が安定する基板領域まで再び増加する前に、LN2 SMAT および RT SMAT の濃度が最小になります。 \(AlO_2^ -\) 濃度は、ベース合金のこの領域で減少することが判明した。しかし、SMAT合金の場合、\(AlO_2^ -\)濃度は基板領域の始まりから減少する前は比較的一定であることが判明した。基板領域では\(Al_2^ -\)の急激な増加、Cu-の安定化、\(AlO_2^ -\)と\(O_{16}^ -\)のドロップインが観察された。

Base 未処理合金の 0.6 M NaCl 溶液に 15 分間浸漬した後の ToF-SIMS 陰イオン深さプロファイル。 b LN2 SMAT 合金。 c RT SMAT 合金。 0.6 M NaCl 溶液に 15 分間浸漬した後の 3 つのサンプルすべての X 線光電子スペクトル。 d サーベイスペクトル、デコンボリューションされた高解像度スペクトル e C 1s、f O 1s、g Al 2p。高解像度の h Zn 2p および i Si 2p。

0.6 M NaCl 溶液に 15 分間浸漬した後、3 つの合金に対して X 線光電子分光法 (XPS) スキャンを実行しました (図 10d)。観察された主な成分はアルミニウム、酸素、炭素でした。これらの元素Al 2p、O 1s、およびC 1sの存在を捕捉するために、高分解能スペクトルが得られました（図10e-g）。さらに、亜鉛やシリコンなどの微量元素の存在は、Zn 2p および Si 2p の高分解能スペクトルを通じて得られました（図 10h および i）。校正基準スペクトルとして使用される C 1s 高分解能には、284.6 eV (C-C)、286.1 eV (C-O)、287.2 eV (CO=C)、および 289 eV (CO32- の存在) 結合の 4 つの成分があります。、それぞれ（図10e）。炭素の存在は周囲から汚染として生じます70。さらに、C 1s および O 1s ピークは、530.53 eV (O2-)、531.83 eV (OH- 成分の存在)、および 532.73 eV (水および C=O 結合の存在) の 3 つの成分にデコンボリューションされました (図 10f)。）71．アルミニウムの場合、図 10g に示すように、Al 2p は Al3+ 成分として指定されており、これは酸化アルミニウムと水酸化アルミニウムの存在を示唆しています (図 10g)72。表面皮膜の化学組成を表 1 に示します。表面層は主に O、C、Al で構成されていることがわかります。Al は主に水酸化アルミニウムとして、C は表面からの汚染物として存在することがわかります。環境。さらに、RT SMAT サンプルには、η 析出物の溶解を示す Zn ピークが存在しないことが示されています (図 10h)。驚くべきことに、表面層には成分としてCuの兆候はありませんでした（表1）。これは膜の内層に銅が存在するためである可能性があり、TOF-SIMS特性評価でスパッタリング中に観察されました（図10bおよびc)。最後に、SMAT サンプルでは、RT SMAT (図 10i) サンプルは比較的高い割合の Si 成分を示しており、これは LN2 SMAT と比較してより高い割合の Si 相に起因すると考えられます。

局所的な腐食の開始と時間の経過に伴うその進行を理解するために、0.6 M NaCl 溶液に 6 時間および 24 時間浸漬した後のサンプル表面の特性を調べました。これに向けて、異なる浸漬時間後の各サンプルで同じ領域が追跡され、その結果が図11に示されています。各サンプルの図11の顕微鏡写真は補足図3の拡大画像であることに注意してください。準備されたベースサンプルとして（図11a)は、明るいAl7Cu2Feと暗いMg2Si金属間化合物相の存在を示しています。 6 時間の浸漬後、Al7Fe2Cu 相に隣接するアルミニウムマトリックスの局所的な溶解が明らかであり、これは図 11b に示すように赤い矢印を使用して強調表示されています。さらに、粒界に沿って装飾されたナノスケールの析出物の周囲のマトリックスの溶解も観察されました（緑色の矢印で示す）。さらに、Mg2Si 相は Mg73 の選択的溶解を受け、Si が残り、SIMS イオン深さプロファイルで検出されるように、さらに不動態化を受けて SiO2 が形成されます (図 10a)74。対照的に、SMAT試験片では、図11dおよびgの赤い矢印で示すように、サブミクロンから数ミクロン範囲のAl-Cuベースの相の分布で、処理に起因する表面粗さが観察できます。 6 時間の浸漬後、SMAT 条件でこれらの陰極相の周囲の局所的な溶解が観察されました (図 11e および h)。 24 時間の浸漬後、マトリックスの周囲および第 2 相粒子上に白い腐食生成物の堆積が見られました。時間の経過とともに腐食生成物が堆積すると、腐食部位に向かうイオン種の輸送、および腐食部位から遠ざかるイオン種の輸送に対して妨害効果が生じます（図 11c、f、および i）。さらに、ベースサンプルでは、Al7Cu2Feの粒間および粒内マトリックスの溶解および脱合金が観察されました（図11c）。

静止状態の 0.6 M NaCl 溶液にさまざまな時間浸漬した後の、塩基 a ～ c、LN2 SMAT d ～ f、および RT SMAT g ～ i 合金の走査型電子顕微鏡写真（対応する図を参照）。赤、緑、黄色の矢印は、それぞれ陰極相、粒界の析出物、腐食生成物を表します。 a ～ i のスケールバーは 5 μm を示します。

実験結果は、さまざまな環境での SMAT 処理により、ベースのアルミニウム 7075 合金表面に大量の塑性変形が導入され、これにより表面の微細構造が大幅に変化し、アルミニウム合金の耐食性が向上することが明確に示されました。どちらの SMAT サンプルでも、粒子の超微細層が衝突面の近くに存在し、その後にせん断流動した細長い粒子の領域が続きました。粒径の微細化に加えて、固有の第 2 相 (Al7Cu2Fe/Al23Fe4Cu および Mg2Si) の溶解、および衝突面付近で Al-Cu、Si、および Zn 相の析出が観察されました。 SMAT 処理されたサンプルは、粒径微細化、吸収、第 2 相析出の有益な効果が組み合わさって耐食性が向上しました。以下のサブセクションでは、微細構造の進化と観察された耐食性の向上について個別に説明します。

η (MgZn2) 相は、Al-Zn-Cu-Mg ベースの合金に見られる一次硬化析出物であることはよく知られています。この強化相はマトリックス内および粒界に沿って分布しています75。現在の研究では、ベース合金はピーク時効（T6）状態にあったため、アルミニウムマトリックスにはη'非干渉性の析出物があり、XRDを使用してMgZn2の存在が確認されました（図5c）。しかし、SMAT 処理サンプルでは、関連する XRD ピークの欠如と TEM 分析による観察の欠如により、SMAT 処理により η' 析出物が効果的に溶解/溶解してマトリックスに戻されたことが確認されました。同様に、SPD 処理による析出物の断片化と溶解が、Al-1.7 at% Cu 合金 76、7055-T7753、および 703477 合金でも観察されています。 η'析出物の溶解に加えて、衝突面に近い表面では、Al7Cu2FeおよびMg2Si金属間化合物相が失われたことも判明した（図3）。これは、アルミニウムでコーティングされた鋼球の高ひずみ速度衝撃により、衝撃面近くのこれらの相も断片化して溶解したことを示しています。したがって、複数の相の溶解により、アルミニウムマトリックス中に Zn、Mg、Cu、Si、および Fe の過飽和固溶体が生成されたに違いありません。

過飽和固溶体からの AlCu、Al2Cu(θ)、Si、Zn の析出は興味深いものです。同様の現象が、表面摩耗後の AA7055 合金の変質表面層 (ASL) でも観察されています 53。同じ研究で、Wang et al. は、AlCu 相と θ 相の析出について次のメカニズムを示唆しました。 ηおよびη'析出物の溶解後のASL中の過飽和固溶体は、溶質原子の拡散を促進する空孔、転位、および粒界を通じてAlCu、θ、およびZn相の核生成を促進することが示された。これらの沈殿物は、42 か月の自然熟成後に長さ 200 nm で粗大化しました。対照的に、この研究では、SMAT処理の30分後に直径2〜4μmのθ析出物が観察されました（図3）。さらに、純粋なSiの析出（図4aおよびc）がRT SMATサンプルとLN2 SMATサンプルの両方で観察されましたが、著者の知る限り、これは以前に報告されたアルミニウム7075合金では観察されませんでした。これは、高速のアルミニウム被覆ステンレス鋼球の継続的な衝撃による大きな塑性変形が、非平衡欠陥の量を増加させるだけでなく、局所的な表面温度を上昇させ、これにより析出速度が大幅に強化されたことを示唆している。純粋な Si、Al-Cu ベース、および Zn 相の優先的な形成は、空孔に対する溶質原子の相互作用傾向によって説明できます。各溶質原子の空孔結合傾向は、Si (0.08 eV) > Zn (0.03 eV) > Cu (0.02 eV) > Fe (～0.00) > Mg (-0.02) の順に整理できます78。最も好ましいのは、ＳｉおよびＺｎが純粋な元素相を形成することが判明した。空孔を介した拡散は主に、溶質原子を粒子内部から近くの転位や粒子境界に輸送するのに役立ちます。

分極とEISの測定を総合すると、SMAT処理、特にRT SMATでは、アノードとカソードの電流密度が減少し、膜抵抗が増加することがわかります。一般に、アルミニウム合金では、腐食の基礎となる界面メカニズムは一連のステップに要約できます。すなわち、酸化物層への Cl- イオンの吸着 79、酸化物層と Cl- の相互作用 80,81、基材の露出と形成です。準安定ピット、そして最終的にピット環境に応じて安定ピットに変換される準安定ピット。そこで、SMAT による耐食性向上の考えられる原因を理解するために、各試験片の表面微細構造と上記の界面メカニズムを相関させる試みが行われました。

ベース試料では、表面微細構造は、Al7Cu2Fe、Mg2Si、MgZn2 などの第 2 相とマトリックス内の溶質元素で構成されています。この微細構造は、合金の孔食および粒界腐食の感受性を決定します54、83、84。ベースサンプルの分極曲線は、Wang et al.83 による以前の研究と同様の 2 つの破壊電位を示しました。 2 つの破壊電位は、ASL とその下にあるマトリックスの溶質含有量、具体的には (Cu と Zn) の違いによるものです。 EIS測定では、0.5時間の浸漬後、誘導ループが存在し、2番目の容量ループが存在しないことは、酸化膜の局所的な破壊と陽極溶解の開始を示しています（図7a）。腐食がさらに進行すると、ナイキストプロットの容量性ループの全体の直径が減少することがわかり、この試験片の孔食は6時間の浸漬後の微細構造から観察できます（図11b）。さらに、溶解した Al3+ イオンは OH- イオンと相互作用して Al(OH)3 生成物層を沈殿させる可能性があり、これは SIMS 深さプロファイル (図 10a)、XPS 表面スペクトル (図 10f)、および腐食後の表面特性評価によって確認されました。 (図11c)。浸漬時間が長くなると、これらの腐食生成物の体積が増加し（図 11c）、イオンの質量輸送に対する抵抗が生じる可能性があり、その応答はナイキストプロットのヴァールブルグインピーダンスによって視覚化できます（図 7a）。

RT SMAT 表面粒径微細化の場合、純粋な Si および Al-Cu ベースの相の析出と固有相の溶解が観察されました。衝突面に近い SMAT サンプルの平均粒径は約 30 nm で、元素種とイオン種の核生成スポットと拡散経路を提供することで、表面元素と酸素の反応性を高める可能性があります。これは、ToF-SIMS イオン深さプロファイルを通じて観察されたベースサンプルと比較して、SMAT サンプルの酸化物層の厚さが厚いことと相関している可能性があります（図 10a ～ c）。同様に、Ralstonら12は、等チャネル角度プレスにより、純アルミニウムの平均粒径（微細化）125μmを達成しており、これにより、より高い粒界密度により表面反応性とイオン拡散が改善されることが示されている。さらに、SMATサンプル内の純粋なSi相の酸化により、酸化物層にSiO2が形成されることが示されており、ToF-SIMSスパッタリングを通じてRT SMATサンプルの濃度がより安定していることがわかりました（図10c）。ゼロ電荷の低い pH (pHpzc ～ 2.0)85 を持つ SiO2 は、Al2O3 の全体的な pHpzc (～9.5)85 を下げることができ、酸化物表面への Cl- イオンの吸着を遅くすることができます。 RT SMAT サンプルのより厚い複合酸化物層は、観察された陽極反応速度の低下と、0.5 時間のナイキストプロットでの CPE1 および CPE2 値の上昇に寄与する可能性があります。次に、固有の第 2 相の溶解と異なる相の形成の影響を考慮すると、それらのサイズ、分布、およびガルバニック結合傾向が、これらの相の陰極活性に影響します 86、87、88。ベース合金では、標準カロメル電極 (SCE) に対する腐食電位を考慮すると、Al7Cu2Fe (-654 mVSCE) がカソードとして機能し、Mg2Si (-1536 mVSCE) および MgZn2 (-1095 mVSCE) が 7075 のアノードとして機能します。アルミニウムマトリックス（〜−８００ｍＶＳＣＥ）８７．同様に、SMAT 合金の場合、Al-Cu 相 (-695 mVSCE) と Si (-452 mVSCE) はアルミニウムマトリックスのカソードとして機能し、Zn (-1098 mVSCE) はアノードとして機能します 87。 SMAT 後、Fe と Mg は、他の元素と比較して空孔結合傾向が低いため、大部分が固溶体としてマトリックス内に保持されていることがわかります。 Al7Cu2Fe 相と Al-Cu 相のうち、後者はマトリックスに対して弱い陰極として機能します。しかし、Al7Cu2Fe や Al-Cu と比較してより強力な陰極である Si は、中性付近の溶液中では不活性を保ち、Kairy et al.74 が示唆しているように、アモルファス SiO2 を形成する可能性があります。 SMATサンプル中のSiO2の存在は、ToF-SIMSイオン深さプロファイルを通じて確認されました（図10bおよびc）。さらに、SMAT 表面上の第 2 相のサイズはナノメートルの範囲にあり、「小さなカソードと大きなアノード」メカニズムによってカソード活性が低下することが判明しました 86,89。たとえば、オソリオら。は、微細な樹枝状間隔を有する微細かつ均質な Al2Cu (θ) 相がアルミニウムマトリックスに電気的保護を提供できることを発見しました 90。したがって、小さな Al-Cu ベースの相の析出を伴う Al7Cu2Fe 相の溶解は、SMAT サンプルにおける陰極反応速度の低下に起因すると考えられます。

結論として、アルミニウムでコーティングされた鋼球を使用した Al 7075-T6 の SMAT を室温および LN2 温度で実行して、傾斜ナノ構造表面層を得ました。以下に挙げる点は、この研究から得られた重要な発見です。

SMAT 表面の微細構造特性評価と XRD 分析により、AlCu、Al2Cu (θ)、Si、および Zn 相の析出を伴うナノ粒子の表面層が明らかになりました。さらに、SMAT 表面近くの固有相、つまり Al7Cu2Fe、Mg2Si、および MgZn2 の溶解が観察されました。

動電位分極は、ベースサンプルと比較して、SMAT 処理サンプルのアノードおよびカソード反応速度の低下を示しました。 3 つの条件の中で、RT SMAT が最も低い陽極溶解速度を示しました。

2 日間の浸漬の EIS 測定により、RT SMAT がすべての浸漬時間でテストしたすべてのサンプルの中で最も高い分極抵抗を有することが明らかになりました。さらに、SMAT 処理されたサンプルは、ベース合金に比べて短い浸漬時間で比較的安定した表面膜を示しました。

TOF-SIMS による表面膜の特性評価により、SMAT 処理サンプルでは、Al-Cu 相の存在と Si の酸化により、Cu と SiO2 が豊富な厚い酸化膜が明らかになりました。

全体として、この研究を通じて得られた理解は、アルミニウム合金の耐食性のさらなる向上と、自動車および航空宇宙分野の構造用途向けの耐食性軽合金の設計への明確な道筋を示唆しています。

この作業では、中西部の鉄鋼およびアルミニウム会社のアルミニウム圧延プレートを T651 焼き戻し条件で使用しました。サンプルを圧延プレートから厚さ 6 mm、直径 50 mm の円板に切り出しました。ディスクの厚さは圧延方向と平行でした。受け取ったままのサンプルの組成を表 2 に示します。サンプルは 1200 グリットの SiC 紙で研磨した後、超音波浴で 5 分間洗浄し、SMAT の前に風乾しました。

ＳＭＡＴは、ＳＰＥＸ８０００Ｍ高エネルギーボールミル粉砕機を使用して実施された。調製したサンプルを、直径 6.35 mm の 440C ステンレス鋼ボール 50 g とともに、SPEX ステンレス鋼バイアルの外蓋として使用しました。高純度アルゴングローブボックスを使用して、各処理ごとにバイアルを開閉しました。 SMAT は室温 (RT SMAT) および液体窒素流動チャンバー内 (LN2 SMAT) で 30 分間実行されました。以前に報告された研究に従って、30 分の SMAT 期間が選択されました 39。粉砕媒体の表面およびバイアルの内壁からの鉄の汚染を避けるために、これらの表面は純粋なアルミニウム粉末の層でコーティングされました。このコーティングは、325 メッシュサイズの純粋なアルミニウム粉末 (Alfa Aesar) 0.5 g を、15 分間の粉砕ごとに 5 分間の間隔をあけて 1 時間低温粉砕することによって達成されました。アルミニウム粒子の凝集を引き起こす可能性のある温度の上昇を避けるために、実験の合間に休憩をとりました。 RT SMAT はバイアルを SPEX 8000M ミルに装填することによって実行されましたが、LN2 SMAT の場合、バイアルはデュワーから液体窒素が流入および流出するテフロンスリーブに挿入されました。

光学顕微鏡を使用して、断面表面粒子構造に対する SMAT の効果を視覚化しました。ディスクを SMAT 表面に対して垂直に切断し、0.05 μm のダイヤモンド仕上げに研磨しました。ケラー試薬（９５ｍｌのＨ２Ｏ、２．５ｍｌのＨＮＯ３、１．５ｍｌのＨＣｌ、１ｍｌのＨＦ）を使用して、研磨表面をエッチングした。 EDS を備えた FEI-XL30 SEM を使用して、SMAT 表面とそれに垂直な平面の特性評価を通じて SMAT による微細構造の変化を特性評価しました。 TEM 特性評価用のサンプルは、集束イオンビーム Helios 5 UX を使用して SMAT 表面から持ち上げられ、最終的には電子が透過するまで薄くされました。 RT および LN2 SMAT 試験片の SMAT 表面近くの粒子サイズや第 2 相などの微細構造を評価するために、収差補正済み ARM 200F (JEOL) を使用してさまざまな倍率で STEM 画像を取得しました。 ImageJ ソフトウェアを使用して、200 を超える粒子がサンプリングされ、各条件の平均粒子サイズが生成されました。 XRD測定は、Aeris Panalytical X線回折装置を使用して実行されました。

標準的な 3 電極セルに接続された Gamry 600 ポテンショスタットを使用して、各電気化学実験を実行しました。ＳＭＡＴおよび１ｃｍ２の浸漬面積を有するベースサンプル表面を作用電極として使用した。白金ワイヤとSCEをそれぞれ対電極と参照電極として使用しました。電気化学測定は、周囲温度 (つまり、約 23 ± 2 °C) で、初期 pH 6.5 ± 0.2 の自然に通気した 0.6 M NaCl 溶液中で実行されました。希ＨＣｌおよびＮａＯＨ溶液を添加することにより、所望のｐＨが得られた。動電位分極 (PP) 測定は、開回路電位 (OCP) に 10 分間浸漬した後に測定されました。 PP測定は、0.167 mV s-1のスキャン速度で-100 mV (対OCP)から-700 mVSCE電位まで実行されました。周期分極測定は OCP の 10 分後に実行され、すべてのスキャンは -50 mV (対 OCP) で開始され、5 mA cm-2 電流密度に達した後に反転されました。逆サイクルで陰極分岐に到達すると、スキャンは停止されました。同様に、EIS 測定は、OCP 条件にさまざまな時間 (0.5、2、6、12、24、および 48 時間) 浸漬した後に実行されました。測定は、100 kHz ～ 10 MHz の周波数範囲にわたって 10 mV の正弦波電圧で実行されました。ターフェルプロットとEISプロットはEC-Labソフトウェアによって分析されました。 IGC テストは ASTM G11091 に従って実施されましたが、健康と安全上の注意のために若干の変更が加えられました。サンプルは、50 ml 硝酸 (HNO3) + 950 ml 脱イオン水中で 93 °C で 1 分間、続いて室温で濃 HNO3 中で 1 分間前処理されました。次に、サンプルを脱イオン水で洗浄し、圧縮空気で乾燥させました。次いで、すべてのサンプルを、５７ｇのＮａＣｌ＋１０ｍｌのＨ２Ｏ２＋９９０ｍｌの脱イオン水の溶液に２４時間浸漬した。浸漬後、サンプルを徹底的に洗浄して切断し、断面を研磨してエッチングして微細構造を明らかにしました。各サンプルの IGC の傾向は、ImageJ ソフトウェアを使用して 30 ～ 50 の亀裂からの IGC 深さについて計算されました。初期 pH 6.5 ± 0.2 の非緩衝 0.6 M NaCl 溶液に 6 時間および 24 時間浸漬した後、3 つのサンプルの同じ領域を分析することで、擬似 in-situ 表面特性評価を実行しました。

ToF-SIMS 分光計 (Ion-ToF IV GmbH、ミュンスター、ドイツ) を使用し、すべての測定は超高真空条件 (10-9 mbar) で実行されました。 25 keV Ga+ イオンを主ソースとして使用し、1 keV Cs+ をスパッタリングに使用しました。 350 * 350 µm2 のスパッタリング領域から 100 * 100 µm2 を分析しました。表面分析にはマイナス極性イオンが選択されました。 X 線光電子分光測定は、Kratos Axis 165 超 X 線光電子分光計を使用して実行されました。単色 AlKα (1486.6 eV) を使用し、すべての実験を 10-9 torr の真空条件で実行しました。分析器通過エネルギーは、調査スペクトルでは 100 eV、高分解能スペクトルでは 20 eV でした。広いスペクトルのステップサイズは 1 eV、高分解能スペクトルの場合は 0.1 eV でした。光電子取り出し角度（光電子が分析される方向に対する表面の角度）は９０°であり、各スキャンには４００μｍのスポットサイズが使用された。データ処理 (ピークフィッティングと分解) は、反復シャーリー型バックグラウンド減算とガウス/ローレンツピーク形状を使用する Casaxps ソフトウェアで実行されました。

この研究の結果を裏付けるデータは、合理的な要求に応じて対応著者から入手できます。

この文書ではカスタムコードやアルゴリズムは使用されていません。

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K.ダーリン

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KS と KD がアイデアを開発します。 VB は、SMAT 処理、SEM 特性評価、腐食測定 (EIS、OCP、PP)、分光測定 (XPS および ToF-SIMS) などの処理および実験研究を実施しました。 YKはTEM実験を行いました。著者全員がこの論文の草稿と改訂に貢献しました。 KS氏が監修を務めます。

K. ソランキへの通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

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転載と許可

Beura、VK、Karanth、Y.、Darling、K. 他。アルミニウム 7075 合金の腐食挙動における傾斜ナノグレイン表面層の役割。 npj メーターデグラッド 6、62 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41529-022-00271-z

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受信日: 2022 年 3 月 7 日

受理日: 2022 年 7 月 5 日

公開日: 2022 年 7 月 26 日

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

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