加载方向对Al—Zn—Mg合金型材应力腐蚀开裂行为的影响

工程科学学报，第41卷，第3期：350-358,2019年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.41,No.3:350-358,March 2019 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2019.03.008:http://journals.ustb.edu.cn 加载方向对Al-Zn-Mg合金型材应力腐蚀开裂行为的 影响 吴建山3》，邓运来12)，张臻23》四，张议丹13》，孙琳) 1)中南大学材料科学与工程学院，长沙4100832)中南大学轻合金研究院，长沙410083 3)中南大学有色金属先进结构材料与制造协同创新中心，长沙410083 4)中车青岛四方机车车辆股份有限公司，青岛266000 ☒通信作者，E-mail:helenyan_cheung(@163.conm 摘要采用恒载荷拉伸应力腐蚀试验和电化学试验研究取向对A-Z一Mg合金型材的应力腐蚀(SCC)开裂的影响，腐蚀介 质采用质量分数3.5%的NaC1溶液，容器温度维持在50±2℃，并通过光学金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子 背散射衍射(EBSD)等研究不同取向试样应力腐蚀前、后的微观形貌.结果表明横向试样在315h时断裂，而纵向试样在整个 加载过程中未发生断裂，纵向试样有更好的抗应力腐蚀开裂性能：纵截面(L-S面)的腐蚀电流密度为0.980mA·cm2,约为横 截面(TS面)的5倍，腐蚀倾向于沿挤压方向发展：相比TS面，LS面晶粒间取向差较大，大角度晶界多，容易被腐蚀产生裂 纹：在应力腐蚀加载过程中，试样先发生阳极溶解，形成腐蚀坑，聚集的腐蚀产物所产生的楔入力和恒定载荷的共同作用促使 裂纹在腐蚀介质中加速扩展，两种取向试样均发生了明显的晶间腐蚀，存在应力腐蚀开裂的倾向. 关键词A-Z-Mg合金；取样方向：应力腐蚀开裂：阳极溶解；晶间腐蚀 分类号TG146.2:TG113 Effect of sampling direction on the stress corrosion cracking behavior of Al-Zn-Mg alloy WU Jian-shan',DENG Yun-ai2),ZHANG Zhen,ZHANG Yi-dan,SUN Lin 1)School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083,China 2)Light Alloy Research Institute,Central South University,Changsha 410083,China 3)Cooperative Innovation Center for Advanced Nonferrous Metal Structural Materials and Manufacturing,Central South University,Changsha 410083, China 4)CRRC Qingdao Sifang Co.,Lid.Qingdao 266000,China Corresponding author,E-mail:helenyan_cheung@163.com ABSTRACT Thick-section Al-Zn-Mg aluminum alloy extrusions are key materials for manufacturing rail transit vehicles,and stress corrosion cracking (SCC)is an important engineering application problem during the service life of these materials.The effect of sam- pling direction on the stress corrosion cracking behavior of Al-Zn-Mg alloys was investigated through constant load tensile stress corro- sion and electrochemical tests.The microstructures of specimens were analyzed in different sampling directions both before and after stress corrosion via optical microscopy,scanning electron microscopy,and electron backscatter diffraction.Specimens with their tensile axes parallel or perpendicular to the extrusion direction of the extruded profiles were labeled as longitudinal specimens and transverse 收稿日期：2018-08-19 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016Y℉B0300901):国家重点基础研究发展计划资助项目(2012CB619500):国家自然科学基金资助 项目(51375503)

工程科学学报，第 41 卷，第 3 期: 350--358，2019 年 3 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 41，No． 3: 350--358，March 2019 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2019． 03． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn 加载方向对 Al--Zn--Mg 合金型材应力腐蚀开裂行为的 影响 吴建山1，3) ，邓运来1，2，3) ，张 臻2，3) ，张议丹1，3) ，孙 琳4) 1) 中南大学材料科学与工程学院，长沙 410083 2) 中南大学轻合金研究院，长沙 410083 3) 中南大学有色金属先进结构材料与制造协同创新中心，长沙 410083 4) 中车青岛四方机车车辆股份有限公司，青岛 266000 通信作者，E-mail: helenyan_cheung@ 163． com 摘 要 采用恒载荷拉伸应力腐蚀试验和电化学试验研究取向对 Al--Zn--Mg 合金型材的应力腐蚀( SCC) 开裂的影响，腐蚀介 质采用质量分数 3. 5% 的 NaCl 溶液，容器温度维持在 50 ± 2 ℃，并通过光学金相显微镜( OM) 、扫描电子显微镜( SEM) 、电子 背散射衍射( EBSD) 等研究不同取向试样应力腐蚀前、后的微观形貌． 结果表明横向试样在 315 h 时断裂，而纵向试样在整个 加载过程中未发生断裂，纵向试样有更好的抗应力腐蚀开裂性能; 纵截面( L-S 面) 的腐蚀电流密度为 0. 980 mA·cm － 2，约为横 截面( T-S 面) 的 5 倍，腐蚀倾向于沿挤压方向发展; 相比 T-S 面，L-S 面晶粒间取向差较大，大角度晶界多，容易被腐蚀产生裂 纹; 在应力腐蚀加载过程中，试样先发生阳极溶解，形成腐蚀坑，聚集的腐蚀产物所产生的楔入力和恒定载荷的共同作用促使 裂纹在腐蚀介质中加速扩展，两种取向试样均发生了明显的晶间腐蚀，存在应力腐蚀开裂的倾向． 关键词 Al--Zn--Mg 合金; 取样方向; 应力腐蚀开裂; 阳极溶解; 晶间腐蚀 分类号 TG146. 2; TG113 收稿日期: 2018--08--19 基金项目: 国家重点研发计划资助项目( 2016YFB0300901) ; 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2012CB619500) ; 国家自然科学基金资助 项目( 51375503) Effect of sampling direction on the stress corrosion cracking behavior of Al--Zn--Mg alloy WU Jian-shan1，3) ，DENG Yun-lai1，2，3) ，ZHANG Zhen2，3)  ，ZHANG Yi-dan1，3) ，SUN Lin4) 1) School of Materials Science and Engineering，Central South University，Changsha 410083，China 2) Light Alloy Ｒesearch Institute，Central South University，Changsha 410083，China 3) Cooperative Innovation Center for Advanced Nonferrous Metal Structural Materials and Manufacturing，Central South University，Changsha 410083， China 4) CＲＲC Qingdao Sifang Co． ，Ltd． ，Qingdao 266000，China Corresponding author，E-mail: helenyan_cheung@ 163． com ABSTＲACT Thick-section Al--Zn--Mg aluminum alloy extrusions are key materials for manufacturing rail transit vehicles，and stress corrosion cracking ( SCC) is an important engineering application problem during the service life of these materials． The effect of sam￾pling direction on the stress corrosion cracking behavior of Al--Zn--Mg alloys was investigated through constant load tensile stress corro￾sion and electrochemical tests． The microstructures of specimens were analyzed in different sampling directions both before and after stress corrosion via optical microscopy，scanning electron microscopy，and electron backscatter diffraction． Specimens with their tensile axes parallel or perpendicular to the extrusion direction of the extruded profiles were labeled as longitudinal specimens and transverse

吴建山等：加载方向对A1一Z一Mg合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 ·351· specimens,respectively.The specimens were completely immersed in a corrosive solution,a mixture of 35g NaCl and 1 L deionized water,with a constant unidirectional loading of 225 MPa for 360h at 50+2C.The experimental results show that the transverse speci- men is fractured at 315 h,whereas the longitudinal specimen does not break during the entire loading process.Thus,the transverse specimens have poor resistance to stress corrosion cracking.The corrosion current density of the longitudinal section (LS)is 0.980 mAcm,which is approximately 5 times that of the transverse section (T-S).Thus,corrosion tends to propagate along the longitudinal direction.The LS is more susceptible to corrosion than the T-S owing to the larger misorientation difference and higher energy of the grain boundary.During the stress corrosion loading process,anodic dissolution occurs and forms corrosion pits.Then,the cooperation of the wedge force produced by the accumulation of corrosion products and constant load causes the crack to propagate along the grain boundary.Intergranular corrosion of the two types of samples is obvious under all immersion corrosion conditions.Different specimens exhibit the tendency to undergo stress corrosion cracking. KEY WORDS Al-Zn-Mg alloy:sampling direction:stress corrosion cracking:anodic dissolution:intergranular corrosion Al一Zn-Mg合金作为可热处理强化的高强铝合 0.5%以上，随着氯化钠质量分数的增加，其强度显 金，广泛应用于船舶、轨道交通、航空等材料领 著降低；对影响其应力腐蚀行为的因素研究主要有 域-0：因其服役环境的复杂性，往往高强铝合金在 热处理、预应变、合金成分和腐蚀环境.阁，但对 服役过程中容易受到局部腐蚀（点蚀、晶间腐蚀、剥 Al一Zn一Mg合金不同取向的抗应力腐蚀敏感性的研 落腐蚀、应力腐蚀等)作用的影响，进而降低材料性 究鲜有报道 能，导致材料服役失效5.其中应力腐蚀开裂 为此，本文以Al-Zm-Mg合金结构材料为研究 (SCC)因突发性、危害性、破坏性极大，而广受人们 对象，分析不同取样位置的微观组织差异及腐蚀前 的关注.长期以来国内外研究学者在有关应力腐蚀 后的微观形貌，通过恒载荷应力腐蚀拉伸实验系统 的机理、控制手段、影响因素等方面做了大量的工作 地探究了不同取样方向的试样在模拟服役环境中的 并取得了较大的进展与成果-， 应力腐蚀开裂行为，为Al-Zn一Mg合金作为轨道交 国内外学者通过调控热处理制度来改善A一 通行业重要的耐应力腐蚀结构件中的加工制备提供 Zn一Mg合金的应力腐蚀性能，相比峰时效状态，过 一定的数据支持. 时效状态使合金具有较好的抗应力腐蚀开裂的性 1 能，但是强度的损失不可避免.而回归再时效可以 实验材料与方法 使晶界相呈断续分布，改善应力腐蚀性能的同时保 1.1实验材料 证强度基本没有下降sa.此外Wamg与Ma)发 实验材料采用厚度为3mm的Al-Zn-Mg合金 现，对于过时效7050铝合金，其应力腐蚀抗性随预 挤压型材，热处理状态为170℃/12h,主要化学成分 应变程度的增加而降低，这是因为预应变使晶界上 如表1所示.Al-Zn-Mg合金型材的纵向（平行挤压 的析出相细化且趋于连续分布.Lee等的发现 方向)抗拉强度为370MPa,延伸率为16%~ 7075T6铝合金在质量分数低于0.5%的氯化钠腐 16.5%,横向（垂直挤压方向）抗拉强度为360MPa, 蚀溶液中表现出较低的应力腐蚀开裂敏感性，但在 延伸率为11%~11.5%. 表1材料的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the materials In Mg Cu Mn Cr T Si Fe Al 4.3-5.0 1.0-1.30.05-0.20 0.10-0.400.20 0.08-0.30<0.035 <0.12 <0.12余量 1.2实验方法 试样.施加载荷为225MPa,将试样的标距段始终浸 Al-Zn-Mg合金型材应力腐蚀实验按照GBT 入腐蚀溶液中.腐蚀介质采用质量分数为3.5%的 15970.4一2007标准进行，采用恒载荷拉伸应力腐 NaCl溶液，容器温度维持在50±2℃.记录试样断 蚀试验方法，试样几何形状与尺寸如图1所示，图中 裂时间.若腐蚀360h后未断裂，则取下试样，用 L为挤压方向（纵向），S为式样厚度方向，T为横 DDL-00万能试验机测试其剩余力学性能指标（极 向.参照图1(b)进行取样，拉伸轴平行或垂直于挤 限抗拉强度和伸长率) 压型材挤压方向的试样分别标记为纵向试样和横向 别在型材LS面、TS面取样，样品工作面积为

吴建山等: 加载方向对 Al--Zn--Mg 合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 specimens，respectively． The specimens were completely immersed in a corrosive solution，a mixture of 35 g NaCl and 1 L deionized water，with a constant unidirectional loading of 225 MPa for 360 h at 50 ± 2 ℃ ． The experimental results show that the transverse speci￾men is fractured at 315 h，whereas the longitudinal specimen does not break during the entire loading process． Thus，the transverse specimens have poor resistance to stress corrosion cracking． The corrosion current density of the longitudinal section ( L-S) is 0. 980 mA·cm － 2，which is approximately 5 times that of the transverse section ( T-S) ． Thus，corrosion tends to propagate along the longitudinal direction． The L-S is more susceptible to corrosion than the T-S owing to the larger misorientation difference and higher energy of the grain boundary． During the stress corrosion loading process，anodic dissolution occurs and forms corrosion pits． Then，the cooperation of the wedge force produced by the accumulation of corrosion products and constant load causes the crack to propagate along the grain boundary． Intergranular corrosion of the two types of samples is obvious under all immersion corrosion conditions． Different specimens exhibit the tendency to undergo stress corrosion cracking． KEY WOＲDS Al--Zn--Mg alloy; sampling direction; stress corrosion cracking; anodic dissolution; intergranular corrosion Al--Zn--Mg 合金作为可热处理强化的高强铝合 金，广 泛 应 用 于 船 舶、轨 道 交 通、航 空 等 材 料 领 域［1--4］; 因其服役环境的复杂性，往往高强铝合金在 服役过程中容易受到局部腐蚀( 点蚀、晶间腐蚀、剥 落腐蚀、应力腐蚀等) 作用的影响，进而降低材料性 能，导致材料服役失效［5--7］． 其中 应 力 腐 蚀 开 裂 ( SCC) 因突发性、危害性、破坏性极大，而广受人们 的关注． 长期以来国内外研究学者在有关应力腐蚀 的机理、控制手段、影响因素等方面做了大量的工作 并取得了较大的进展与成果［8--14］． 国内外学者通过调控热处理制度来改善Al-- Zn--Mg 合金的应力腐蚀性能，相比峰时效状态，过 时效状态使合金具有较好的抗应力腐蚀开裂的性 能，但是强度的损失不可避免． 而回归再时效可以 使晶界相呈断续分布，改善应力腐蚀性能的同时保 证强度基本没有下降［15--16］． 此外 Wang 与 Ma［17］发 现，对于过时效 7050 铝合金，其应力腐蚀抗性随预 应变程度的增加而降低，这是因为预应变使晶界上 的析 出 相 细 化 且 趋 于 连 续 分 布． Lee 等［15］ 发 现 7075-T6 铝合金在质量分数低于 0. 5% 的氯化钠腐 蚀溶液中表现出较低的应力腐蚀开裂敏感性，但在 0. 5% 以上，随着氯化钠质量分数的增加，其强度显 著降低; 对影响其应力腐蚀行为的因素研究主要有 热处理、预应变、合金成分和腐蚀环境［10，18］，但对 Al--Zn--Mg 合金不同取向的抗应力腐蚀敏感性的研 究鲜有报道． 为此，本文以 Al--Zn--Mg 合金结构材料为研究 对象，分析不同取样位置的微观组织差异及腐蚀前 后的微观形貌，通过恒载荷应力腐蚀拉伸实验系统 地探究了不同取样方向的试样在模拟服役环境中的 应力腐蚀开裂行为，为 Al--Zn--Mg 合金作为轨道交 通行业重要的耐应力腐蚀结构件中的加工制备提供 一定的数据支持． 1 实验材料与方法 1. 1 实验材料 实验材料采用厚度为 3 mm 的 Al--Zn--Mg 合金 挤压型材，热处理状态为 170 ℃ /12 h，主要化学成分 如表 1 所示． Al--Zn--Mg 合金型材的纵向( 平行挤压 方向) 抗 拉 强 度 为 370 MPa，延 伸 率 为 16% ～ 16. 5% ，横向( 垂直挤压方向) 抗拉强度为 360 MPa， 延伸率为 11% ～ 11. 5% ． 表 1 材料的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the materials % Zn Mg Cu Mn Cr Zr Ti Si Fe Al 4. 3 ～ 5. 0 1. 0 ～ 1. 3 0. 05 ～ 0. 20 0. 10 ～ 0. 40 0. 20 0. 08 ～ 0. 30 ＜ 0. 035 ＜ 0. 12 ＜ 0. 12 余量 1. 2 实验方法 Al--Zn--Mg 合金型材应力腐蚀实验按照 GB /T 15970. 4—2007 标准进行，采用恒载荷拉伸应力腐 蚀试验方法，试样几何形状与尺寸如图 1 所示，图中 L 为挤压方向( 纵向) ，S 为式样厚度方向，T 为横 向． 参照图 1( b) 进行取样，拉伸轴平行或垂直于挤 压型材挤压方向的试样分别标记为纵向试样和横向 试样． 施加载荷为 225 MPa，将试样的标距段始终浸 入腐蚀溶液中． 腐蚀介质采用质量分数为 3. 5% 的 NaCl 溶液，容器温度维持在 50 ± 2 ℃ ． 记录试样断 裂时间． 若腐蚀 360 h 后未断裂，则取下试样，用 DDL-100 万能试验机测试其剩余力学性能指标( 极 限抗拉强度和伸长率) ． 别在型材 L-S 面、T-S 面取样，样品工作面积为 · 153 ·

·352 工程科学学报，第41卷，第3期 (b) 164 R20 (单位：mm) 13.5 图1试验尺寸(a)和取样图(b) Fig.I Specimen dimensions (a)and schematic of the sample processing modes (b) 1cm2.采用Multi Autolab M204电化学工作站测量 形貌特征，试验加速电压为20kV.在TECNAI G220 循环极化曲线(cyclic polarization curve).试样的电 型透射电子显微镜下对材料的晶内、晶界析出相进 化学测试采取三电极体系，试样本身为工作电极，对 行观察拍摄 电极为Pt片电极，饱和甘汞电极(SCE)为参比电 2试验结果与分析 极.电化学测试面积为1cm2.电化学测试介质为质 量分数3.5%NaCl溶液.实验温度为50℃，实验前 2.1A-Zn-Mg合金组织及第二相 的浸泡时间为600s.循环极化曲线扫描电位范围为 2.1.1金相显微分析 -1.2≈-0.6V. 图2所示为材料LS面和TS面的金相显微 采用OLYMPUS GX71型金相显微镜对Al-Zn- 组织.可知材料显微组织为沿挤压方向发生形变 Mg合金型材LS面和TS面的初始金相组织和应 的纤维状晶粒形貌，呈层片状组织结构.其中TS 力腐蚀后形貌进行观察，采用ZEISS MA10扫描电 面的显微组织均匀细小，LS面的组织沿变形方 子显微镜(SEM)观察恒载荷拉伸断口形貌及LS面 向被拉长呈长条状.因微观组织的差异，使得材 和TS面的第二相分布，并电解抛光后进行电子背 料在不同晶粒取向上的部分性能存在较为明显 散射衍射(EBSD)测试，分析LS面和TS面的微区 的差异. a 20 pm 20u 图2金相显微组织照片.(a)LS面：(b)TS面 Fig.2 Optical micrographs:(a)longitudinal section (L):(b)transverse section (T) 2.1.2第二相分析 MgZn,相. 图3为LS面与TS面的扫描电镜观察照片， Al-Zn-Mg合金型材在制备过程中，除了组织 由图3可以看出Al-Zn-Mg合金内部第二相主要呈 沿挤压方向发生形变外，未溶的第二相也将沿型材 条状、块状和细小的球状，对材料内各种第二相进行 的挤出方向分布、破碎.根据图3分析可知，LS面 能谱分析，分析结果如表2为所示.可见材料内部 与TS面上第二相的尺寸、数量、分布情况均存在差 的第二相主要是AlFeMnSi相和AlFeMn相，同时有 异，从图3(a)可以清楚的看到，LS面的第二相较为 部分的Zn、Mg溶解其中.在Al-Zn-Mg合金中， 细小，弥散.同铝基体相比，第二相的费米能级相对 AlFeMnSi相和AlFeMn相为杂质相，在热处理过程 较高，电位较低，在Al-Zn一Mg合金内部存在电势 中会一直存在，不属于时效强化析出相.但是内部 差5-6.1.在腐蚀进程中，较低电位的第二相可作 极小尺寸的白色第二相成分为AlMgZn,且Zn/Mg 为阳极优先被溶解，因此，与TS面相比，在LS面 质量比接近3.0，接近Mg☑n2成分，初步推断为 上可形成数量较多的腐蚀原电池，进而加快腐蚀

工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 图 1 试验尺寸( a) 和取样图( b) Fig． 1 Specimen dimensions ( a) and schematic of the sample processing modes ( b) 1 cm2 ． 采用 Multi Autolab M204 电化学工作站测量 循环极化曲线( cyclic polarization curve) ． 试样的电 化学测试采取三电极体系，试样本身为工作电极，对 电极为 Pt 片电极，饱和甘汞电极( SCE) 为参比电 极． 电化学测试面积为 1 cm2 ． 电化学测试介质为质 量分数 3. 5% NaCl 溶液． 实验温度为 50 ℃，实验前 的浸泡时间为 600 s． 循环极化曲线扫描电位范围为 － 1. 2 ～ － 0. 6 V． 采用 OLYMPUS GX71 型金相显微镜对 Al--Zn-- Mg 合金型材 L-S 面和 T-S 面的初始金相组织和应 力腐蚀后形貌进行观察，采用 ZEISS MA10 扫描电 子显微镜( SEM) 观察恒载荷拉伸断口形貌及 L-S 面 和 T-S 面的第二相分布，并电解抛光后进行电子背 散射衍射( EBSD) 测试，分析 L-S 面和 T-S 面的微区 形貌特征，试验加速电压为 20 kV． 在 TECNAI G220 型透射电子显微镜下对材料的晶内、晶界析出相进 行观察拍摄． 2 试验结果与分析 2. 1 Al--Zn--Mg 合金组织及第二相 2. 1. 1 金相显微分析 图 2 所示为材料 L-S 面和 T-S 面的金相显微 组织． 可知材料显微组织为沿挤压方向发生形变 的纤维状晶粒形貌，呈层片状组织结构． 其中 T-S 面的显微组织均匀 细 小，L-S 面的组织沿变形方 向被拉长呈长条状． 因微观组织的差异，使得材 料在不同晶粒取向上的部分性能存在较为明显 的差异． 图 2 金相显微组织照片． ( a) L-S 面; ( b) T-S 面 Fig． 2 Optical micrographs: ( a) longitudinal section ( L-S) ; ( b) transverse section ( T-S) 2. 1. 2 第二相分析 图 3 为 L-S 面与 T-S 面的扫描电镜观察照片， 由图 3 可以看出 Al--Zn--Mg 合金内部第二相主要呈 条状、块状和细小的球状，对材料内各种第二相进行 能谱分析，分析结果如表 2 为所示． 可见材料内部 的第二相主要是 AlFeMnSi 相和 AlFeMn 相，同时有 部分的 Zn、Mg 溶解其中． 在 Al--Zn--Mg 合 金 中， AlFeMnSi 相和 AlFeMn 相为杂质相，在热处理过程 中会一直存在，不属于时效强化析出相． 但是内部 极小尺寸的白色第二相成分为 AlMgZn，且 Zn /Mg 质量 比 接 近 3. 0，接 近 MgZn2 成 分，初 步 推 断 为 MgZn2相． Al--Zn--Mg 合金型材在制备过程中，除了组织 沿挤压方向发生形变外，未溶的第二相也将沿型材 的挤出方向分布、破碎． 根据图 3 分析可知，L-S 面 与 T-S 面上第二相的尺寸、数量、分布情况均存在差 异，从图 3( a) 可以清楚的看到，L-S 面的第二相较为 细小，弥散． 同铝基体相比，第二相的费米能级相对 较高，电位较低，在 Al--Zn--Mg 合金内部存在电势 差［15--16，19］． 在腐蚀进程中，较低电位的第二相可作 为阳极优先被溶解，因此，与 T-S 面相比，在 L-S 面 上可形成数量较多的腐蚀原电池，进而加快腐蚀 · 253 ·

吴建山等：加载方向对A-Z-Mg合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 ·353· b a2 3 图3A-Z-Mg合金的扫描照片.(a)L6面：(b)T-S面 Fig.3 SEM images of the Al-Zn-Mg alloy:(a)L8:(b)T-$ 表2图3的第二相能谱分析结果（质量分数） Table 2 EDS analysis results of second-phase particles shown in Fig.3 % Fg3位置 Ms Si Cr Mn Fe Cu Zn 其他 0.24 67.65 3.96 1.43 5.20 20.43 1.11 0.00 2 0.44 72.47 3.46 1.02 3.60 16.33 0.50 1.85 0.33 a3 1.52 92.35 0.53 4.66 0.94 a4 1.40 93.71 0.71 0.28 4.16 0.00 bl 0.08 65.79 4.59 1.37 4.36 21.92 1.90 0.00 b2 0.56 73.20 2.91 0.77 3.30 16.41 0.04 2.15 0.66 b3 1.19 93.58 0.04 4.21 0.98 b4 1.51 92.29 0.34 0.32 0.67 4.54 0.33 进程. 和再结晶分布特征进行统计分析，定义取向差大于 对Al-Zn一Mg合金使用透射电镜观察拍摄，结 7.5°，且无明显小角度晶界的组织为再结晶组织. 果见图4.合金晶内析出相尺寸较大，晶界析出相形 如图6所示，TS面的平均晶粒尺寸相对细小，平均 状为棒状，呈断续分布且明显粗化，晶界析出相尺寸 晶粒尺寸只有3.40μm.由于在挤压过程当中，晶粒 约为220nm,晶界析出相的间距可达600nm以上， 主要沿纵向被拉长，变形程度亦较大，其再结晶程度 但晶界无沉淀析出带(PFZ)不明显.铝基体00] 达到71.74%，再结晶组织对应力腐蚀有较高的敏 晶带轴的电子衍射结果如图4（©）所示，表明有 感性0.此外TS面上的晶粒颜色相近，说明晶 m相. 粒间的取向差较小，但LS面上的晶粒取向差异较 2.2电化学分析 大，统计其大角度晶界占比，L-S面为63.81%，TS 图5为Al-Zn一Mg合金型材不同横截面、纵截 面为57.42%，L-S的大角度晶界较多.而应力腐蚀 面试样在50℃，质量分数3.5%NaCl溶液中进行动 裂纹常起源于晶粒取向差较大和晶界能较高的大角 电位极化曲线测试，结果如图5所示，对应的电化学 度晶界，说明在相同的实验条件下，LS面更容易产 参数见表3.从图5和表3可以看出，TS面自腐蚀 生应力腐蚀裂纹 电位(E)为-0.912V,腐蚀电流密度(1m)为 2.4恒载荷应力腐蚀试验结果 0.219mA·cm-2,而L-S面的自腐蚀电位(Em)为 -0.906V,腐蚀电流密度(1)为0.980mA·cm2; 恒载荷拉伸应力腐蚀结果，如表4所示，可以得 从上述结果可知，Al-Zn-Mg合金型材的自腐蚀电 知Al-Zn-Mg合金型材在50℃/3.5%NaCl溶液中 位相近，而LS面的腐蚀电流密度是TS面的近5 加载225MPa,纵向试样加载360h均未发生断裂， 倍，这与上文分析结果相符，根据电化学理论可知， 而横向试样315h左右便发生完全破断，说明在相 沿纵向发生腐蚀的速度更快. 同的实验条件下横向试样的应力腐蚀敏感性较高. 2.3微区取向分析 对实验周期内未破裂的纵向试样，用万能试验机 采用CHANNEL5软件对不同取向的晶粒尺寸 测其剩余强度，纵向试样测得的剩余强度分别为

吴建山等: 加载方向对 Al--Zn--Mg 合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 图 3 Al--Zn--Mg 合金的扫描照片． ( a) L-S 面; ( b) T-S 面 Fig． 3 SEM images of the Al--Zn--Mg alloy: ( a) L-S; ( b) T-S 表 2 图 3 的第二相能谱分析结果( 质量分数) Table 2 EDS analysis results of second － phase particles shown in Fig． 3 % Fig. 3 位置 Mg Al Si Cr Mn Fe Cu Zn 其他 a1 0. 24 67. 65 3. 96 1. 43 5. 20 20. 43 — 1. 11 0. 00 a2 0. 44 72. 47 3. 46 1. 02 3. 60 16. 33 0. 50 1. 85 0. 33 a3 1. 52 92. 35 — — — — 0. 53 4. 66 0. 94 a4 1. 40 93. 71 0. 71 — — 0. 28 — 4. 16 0. 00 b1 0. 08 65. 79 4. 59 1. 37 4. 36 21. 92 — 1. 90 0. 00 b2 0. 56 73. 20 2. 91 0. 77 3. 30 16. 41 0. 04 2. 15 0. 66 b3 1. 19 93. 58 — — — — 0. 04 4. 21 0. 98 b4 1. 51 92. 29 — 0. 34 0. 32 — 0. 67 4. 54 0. 33 进程． 对 Al--Zn--Mg 合金使用透射电镜观察拍摄，结 果见图 4． 合金晶内析出相尺寸较大，晶界析出相形 状为棒状，呈断续分布且明显粗化，晶界析出相尺寸 约为 220 nm，晶界析出相的间距可达 600 nm 以上， 但晶界无沉淀析出带( PFZ) 不明显． 铝基体［100］ 晶带轴的电子衍射结果如图 4 ( c) 所 示，表 明 有 η 相． 2. 2 电化学分析 图 5 为 Al--Zn--Mg 合金型材不同横截面、纵截 面试样在 50 ℃，质量分数 3. 5% NaCl 溶液中进行动 电位极化曲线测试，结果如图 5 所示，对应的电化学 参数见表 3． 从图 5 和表 3 可以看出，T-S 面自腐蚀 电位( Ecorr ) 为 － 0. 912 V，腐蚀电流密度( Icorr ) 为 0. 219 mA·cm － 2，而 L-S 面的自腐蚀电位( Ecorr ) 为 － 0. 906 V，腐蚀电流密度( Icorr ) 为 0. 980 mA·cm － 2 ; 从上述结果可知，Al--Zn--Mg 合金型材的自腐蚀电 位相近，而 L-S 面的腐蚀电流密度是 T-S 面的近 5 倍，这与上文分析结果相符，根据电化学理论可知， 沿纵向发生腐蚀的速度更快． 2. 3 微区取向分析 采用 CHANNEL 5 软件对不同取向的晶粒尺寸 和再结晶分布特征进行统计分析，定义取向差大于 7. 5°，且无明显小角度晶界的组织为再结晶组织． 如图 6 所示，T-S 面的平均晶粒尺寸相对细小，平均 晶粒尺寸只有 3. 40 μm． 由于在挤压过程当中，晶粒 主要沿纵向被拉长，变形程度亦较大，其再结晶程度 达到 71. 74% ，再结晶组织对应力腐蚀有较高的敏 感性［20--22］． 此外 T-S 面上的晶粒颜色相近，说明晶 粒间的取向差较小，但 L-S 面上的晶粒取向差异较 大，统计其大角度晶界占比，L-S 面为 63. 81% ，T-S 面为 57. 42% ，L-S 的大角度晶界较多． 而应力腐蚀 裂纹常起源于晶粒取向差较大和晶界能较高的大角 度晶界，说明在相同的实验条件下，L-S 面更容易产 生应力腐蚀裂纹． 2. 4 恒载荷应力腐蚀试验结果 恒载荷拉伸应力腐蚀结果，如表 4 所示，可以得 知 Al--Zn--Mg 合金型材在 50 ℃ /3. 5% NaCl 溶液中 加载 225 MPa，纵向试样加载 360 h 均未发生断裂， 而横向试样 315 h 左右便发生完全破断，说明在相 同的实验条件下横向试样的应力腐蚀敏感性较高． 对实验周期内未破裂的纵向试样，用万能试验机 测其剩余强度，纵向试样测得的剩余强度分别为 · 353 ·

·354 工程科学学报，第41卷，第3期 5nm- 图4A-Zn-Mg合金型材的透射电镜明场像.(a)晶内：(b)品界：(c)衍射斑点 Fig.4 Bright-field TEM images of the Al-Zn-Mg alloy:(a)intragranular:(b)grain boundary:(c)diffraction spots 长率2.74%相比，纵向试样展现了较好的塑性，这 10 是因为在应力腐蚀过程试样塑性变形不明显，而纵 向试样在360h内未破裂，最后由万能试验机拉断， 10-2 L-S面 未被腐蚀的心部区域为室温力学断裂，故伸长率 较高。 由电化学分析结果可知，腐蚀易沿着L向发 T-S面 104 展.在本实验中的横向试样的承载截面为LS面， 即外加载荷垂直于材料的纵向，由微区取向分析 10-L -1.2 -1.1-1.0-0.9-0.8-0.7-0.6 结果知，应力腐蚀裂纹易在LS面形成，故一旦腐 Escg/mV 蚀裂纹形成，在裂纹尖端产生应力集中，同时由于 图5极化曲线 裂纹缝隙的毛细作用)，使得腐蚀介质不断聚集， Fig.5 Polarization curve 腐蚀裂纹随着应力腐蚀时间的延长而迅速扩展， 表3极化曲线拟合值 导致横向试样的承载截面的有效应力面积减小， Table 3 Fitting results of the polarization curves 然在应力腐蚀过程中外加载荷恒定，经过约315h 试样 Eon/V Ic/(mA.cm-2) 后有效应力面积不足以承受外加载荷时，横向试 TS -0.912 0.219 样失稳断裂.反观纵向试样，外加载荷同横向试样 LS -0.906 0.980 一致，其承载截面(T-S面)上抗腐蚀性能较好，腐 蚀速率慢，使得最小截面的有效应力面积缓慢减 267.91,270.03和268.57MPa,其抗拉强度损失了 小，又因纵向抗拉强度较高，所以经过360h后仍 约27.3%，其伸长率约为4.78%，与横向试样的伸 不至于完全破断

工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 图 4 Al--Zn--Mg 合金型材的透射电镜明场像． ( a) 晶内; ( b) 晶界; ( c) 衍射斑点 Fig． 4 Bright-field TEM images of the Al--Zn--Mg alloy: ( a) intragranular; ( b) grain boundary; ( c) diffraction spots 图 5 极化曲线 Fig． 5 Polarization curve 表 3 极化曲线拟合值 Table 3 Fitting results of the polarization curves 试样 Ecorr /V Icorr /( mA·cm － 2 ) T-S － 0. 912 0. 219 L-S － 0. 906 0. 980 267. 91，270. 03 和 268. 57 MPa，其抗拉强度损失了 约 27. 3% ，其伸长率约为 4. 78% ，与横向试样的伸 长率 2. 74% 相比，纵向试样展现了较好的塑性，这 是因为在应力腐蚀过程试样塑性变形不明显，而纵 向试样在 360 h 内未破裂，最后由万能试验机拉断， 未被腐蚀的心部区域为室温力学断裂，故伸长率 较高． 由电化学分析结果可知，腐蚀易沿着 L 向发 展． 在本实验中的横向试样的承载截面为 L-S 面， 即外加载荷垂直于材料的纵向，由微区取向分析 结果知，应力腐蚀裂纹易在 L-S 面形成，故一旦腐 蚀裂纹形成，在裂纹尖端产生应力集中，同时由于 裂纹缝隙的毛细作用［23］，使得腐蚀介质不断聚集， 腐蚀裂纹随着应力腐蚀时间的延长而迅速扩展， 导致横向试样的承载截面的有效应力面积减小， 然在应力腐蚀过程中外加载荷恒定，经过约 315 h 后有效应力面积不足以承受外加载荷时，横向试 样失稳断裂． 反观纵向试样，外加载荷同横向试样 一致，其承载截面( T-S 面) 上抗腐蚀性能较好，腐 蚀速率慢，使得最小截面的有效应力面积缓慢减 小，又因纵向抗拉强度较高，所以经过 360 h 后仍 不至于完全破断． · 453 ·

吴建山等：加载方向对A1-Z-Mg合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 ·355· b 20叶c) d L-S面 T-S面 平均品粒粒径：4.90um 平均品粒粒径：3.40um 16 123456789101112131415161718 34678g024 品粒粒径m 品粒粒径um 0.05 0.06) L-S面 T-S面 0.04 0.05 0.04 0.03 0.03 0.02 0.02 0.0 0.0 10 20 取向差 60 20 50 取向差) 0 (⑧71.74% 0 h 70 L-S面 70 T-S而 0 50.28% 47.18% 40 30 26.71% 0 o 10 1.55% 2.54% 0 再结品组织 亚结构组织 变形组织 再结晶组织 亚结构组织 变形组织 组织类型 组织类型 图6LS面和TS面电子背散射衍射测试结果.(a,b)取向成像图：(c,d)品粒尺寸分布图：(c,fD取向差分布图：(g:h)再结品组织统 计柱状图 Fig.6 EBSD results of L-$and T-$surfaces:(a,b)orientation image map:(c,d)grain size distribution:(e,f)misorientation distribution:(g,h) recrystallization fraction char 表4恒载荷实验结果 2.5腐蚀形貌分析 Table 4 Constant load test results 2.5.1断口附近的金相显微结果 试样载荷/MPa 伸长率/%试验时间/h 是否断裂 利用OLYMPUS GX71型光学金相显微镜观察 225 2.69 319.45 是 横向 225 试样断口的侧面，并对腐蚀坑的深度及大小进行测 2.82 311.28 是 225 2.73 315.12 是 量，结果如图7所示.从图7可以看出，应力腐蚀开 225 4.56 360.00 否 裂裂纹以沿晶扩展为主，这同刘建华等圆研究报道 纵向 225 4.92 360.00 否 的一致.虽然纵向试样在实验周期内未发生应力腐 225 4.88 360.00 否 蚀开裂，但在试样厚度方向上存在深度为194~

吴建山等: 加载方向对 Al--Zn--Mg 合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 图 6 L-S 面和 T-S 面电子背散射衍射测试结果． ( a，b) 取向成像图; ( c，d) 晶粒尺寸分布图; ( e，f) 取向差分布图; ( g; h) 再结晶组织统 计柱状图 Fig． 6 EBSD results of L-S and T-S surfaces: ( a，b) orientation image map; ( c，d) grain size distribution; ( e，f) misorientation distribution; ( g，h) recrystallization fraction chart 表 4 恒载荷实验结果 Table 4 Constant load test results 试样 载荷/MPa 伸长率/% 试验时间/ h 是否断裂 225 2. 69 319. 45 是 横向 225 2. 82 311. 28 是 225 2. 73 315. 12 是 225 4. 56 360. 00 否 纵向 225 4. 92 360. 00 否 225 4. 88 360. 00 否 2. 5 腐蚀形貌分析 2. 5. 1 断口附近的金相显微结果 利用 OLYMPUS GX71 型光学金相显微镜观察 试样断口的侧面，并对腐蚀坑的深度及大小进行测 量，结果如图 7 所示． 从图 7 可以看出，应力腐蚀开 裂裂纹以沿晶扩展为主，这同刘建华等［23］研究报道 的一致． 虽然纵向试样在实验周期内未发生应力腐 蚀开裂，但在试样厚度方向上存在深度为194 ～ · 553 ·

·356 工程科学学报，第41卷，第3期 756μm的腐蚀坑，且腐蚀从表面点蚀开始，进一步 右应力腐蚀破裂，观察其断口附近金相，发现仅在距 腐蚀材料，并沿着L向不断扩展，腐蚀较深，长条晶 表面200~600m处存在30~120μm大小不等的 经腐蚀脱落形成网状，依稀可见挤压板材组织沿主 腐蚀坑，甚至无明显腐蚀坑，说明腐蚀倾向于沿L向 变形方向分层的特征.而横向试样虽然在315h左 发展，这与极化曲线的结果一致. a b 200μm 100Lm 100um 图7试样断口侧面金相.(a)纵向试样LS面；(b)横向试样TS面：(c)gaff试剂腐蚀后纵向试样的L6面：(d)rf试剂腐蚀后横向 试样的TS面 Fig.7 Optical microscopy images of the specimen fracture:(a)L$surface:(b)T-surface:(c)L-surface corroded by graff reagent:(d)T- S surface corroded by graff reagent 由第二相和电化学分析结果知，A-Zn一Mg合 样在加载过程中，便发生断裂，其断口宏观照片如 金中存在杂质相(AlFeMnSi、AlFeMn)及MgZn,相， 图8(b)所示，可以看出横向试样中亦存在应力腐蚀 由于这些相的电极电位较低，成为阳极，在腐蚀介质 坑，然而腐蚀坑大小、数量相对较少，同时在中心位 和拉应力的作用下，发生强烈腐蚀，而腐蚀产物在晶 置附近出现较多甚至是贯穿的直线沟槽，其扩展方 界处堆积膨胀产生的楔入力四及外加载荷的联合 向与L向一致，与外加载荷方向垂直.图8(d)中， 作用下使得裂纹继续向纵深发展.在图7()中，观 可以观察到较多的蚀坑和蚀沟，因此推测直线沟槽 察横向试样的应力腐蚀裂纹尖端，发现在TS面上 为点坑发展合并形成的裂纹，裂纹多为平直而不贯 的晶粒组织细小，裂纹沿晶界扩展，裂纹尖端遇到小 穿的台阶裂纹，观察A位置的高倍照片，如图8() 的晶粒时，倾向于产生分叉进而产生次裂纹，从而消 所示，可见明显的冰糖状的沿晶开裂形貌，可能存在 除部分应力，阻碍裂纹的进一步扩展，纵向试样抗应 氢致开裂.在沟槽附近进行能谱观测，其结果如 力腐蚀性能较好，这与上文分析显示LS面更容易 图9所示. 产生应力腐蚀裂纹的结果一致. 由图9(b)可知，在沟槽位置，Mg的质量分数为 2.5.2断口扫描显微结果 1.85%,比化学成分分析结果高约0.7%，说明在区 利用ZEISS MA10型扫描电镜对应力腐蚀试样 域Mg含量较高.根据“MgH”复合体理论2的，高的 断口进行观察，纵向试样，横向试样的断口宏观形貌 Mg含量容易导致晶界氢原子浓度的升高，从而降低 如图8所示.纵向试样加载360h未断裂，取下室温 晶界的结合能，促进裂纹的扩展.显然合金的耐腐 拉断得到的断口宏观照片如图8(a)所示，纵向试样 蚀性能与Mg含量多少为负相关关系，即Mg含量越 在试样表层出现较多且较深的应力腐蚀坑，其高倍 高，则合金的耐腐蚀性能越差 形貌如图8(c)所示，为加载过程中遭受应力腐蚀区 3结论 域，在蚀坑中，组织形貌有明显的分层现象，这与金 相结果一致.心部为典型的韧窝形貌，其高倍形貌 (1)相比TS面，LS面的再结晶程度、大角度 如图8(e)所示，为试样最后室温断裂区域.横向试 晶界数量及晶粒取向差都较大，在加载过程中易

工程科学学报，第 41 卷，第 3 期 756 μm 的腐蚀坑，且腐蚀从表面点蚀开始，进一步 腐蚀材料，并沿着 L 向不断扩展，腐蚀较深，长条晶 经腐蚀脱落形成网状，依稀可见挤压板材组织沿主 变形方向分层的特征． 而横向试样虽然在 315 h 左 右应力腐蚀破裂，观察其断口附近金相，发现仅在距 表面 200 ～ 600 μm 处存在 30 ～ 120 μm 大小不等的 腐蚀坑，甚至无明显腐蚀坑，说明腐蚀倾向于沿 L 向 发展，这与极化曲线的结果一致． 图 7 试样断口侧面金相． ( a) 纵向试样 L-S 面; ( b) 横向试样 T-S 面; ( c) graff 试剂腐蚀后纵向试样的 L-S 面; ( d) graff 试剂腐蚀后横向 试样的 T-S 面 Fig． 7 Optical microscopy images of the specimen fracture: ( a) L-S surface; ( b) T-S surface; ( c) L-S surface corroded by graff reagent; ( d) T￾S surface corroded by graff reagent 由第二相和电化学分析结果知，Al--Zn--Mg 合 金中存在杂质相( AlFeMnSi、AlFeMn) 及 MgZn2 相， 由于这些相的电极电位较低，成为阳极，在腐蚀介质 和拉应力的作用下，发生强烈腐蚀，而腐蚀产物在晶 界处堆积膨胀产生的楔入力［23］及外加载荷的联合 作用下使得裂纹继续向纵深发展． 在图 7( d) 中，观 察横向试样的应力腐蚀裂纹尖端，发现在 T-S 面上 的晶粒组织细小，裂纹沿晶界扩展，裂纹尖端遇到小 的晶粒时，倾向于产生分叉进而产生次裂纹，从而消 除部分应力，阻碍裂纹的进一步扩展，纵向试样抗应 力腐蚀性能较好，这与上文分析显示 L-S 面更容易 产生应力腐蚀裂纹的结果一致． 2. 5. 2 断口扫描显微结果 利用 ZEISS MA10 型扫描电镜对应力腐蚀试样 断口进行观察，纵向试样，横向试样的断口宏观形貌 如图 8 所示． 纵向试样加载 360 h 未断裂，取下室温 拉断得到的断口宏观照片如图 8( a) 所示，纵向试样 在试样表层出现较多且较深的应力腐蚀坑，其高倍 形貌如图 8( c) 所示，为加载过程中遭受应力腐蚀区 域，在蚀坑中，组织形貌有明显的分层现象，这与金 相结果一致． 心部为典型的韧窝形貌，其高倍形貌 如图 8( e) 所示，为试样最后室温断裂区域． 横向试 样在加载过程中，便发生断裂，其断口宏观照片如 图 8( b) 所示，可以看出横向试样中亦存在应力腐蚀 坑，然而腐蚀坑大小、数量相对较少，同时在中心位 置附近出现较多甚至是贯穿的直线沟槽，其扩展方 向与 L 向一致，与外加载荷方向垂直． 图 8( d) 中， 可以观察到较多的蚀坑和蚀沟，因此推测直线沟槽 为点坑发展合并形成的裂纹，裂纹多为平直而不贯 穿的台阶裂纹，观察 A 位置的高倍照片，如图 8( f) 所示，可见明显的冰糖状的沿晶开裂形貌，可能存在 氢致开裂［24］． 在沟槽附近进行能谱观测，其结果如 图 9 所示． 由图 9( b) 可知，在沟槽位置，Mg 的质量分数为 1. 85% ，比化学成分分析结果高约 0. 7% ，说明在区 域 Mg 含量较高． 根据“Mg-H”复合体理论［25］，高的 Mg 含量容易导致晶界氢原子浓度的升高，从而降低 晶界的结合能，促进裂纹的扩展． 显然合金的耐腐 蚀性能与 Mg 含量多少为负相关关系，即 Mg 含量越 高，则合金的耐腐蚀性能越差． 3 结论 ( 1) 相比 T-S 面，L-S 面的再结晶程度、大角度 晶界数量及晶粒取向差都较大，在加载过程中易 · 653 ·

吴建山等：加载方向对A-Z-Mg合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 ·357· 20m 0四 图8试样断口形貌照片.(a)纵向试样断口宏观形貌：(b)横向试样断口宏观形貌：（©）纵向试样断口腐蚀坑形貌：()横向试样腐蚀区 域低倍形貌：（©）纵向试样未腐蚀区域形貌：(0横向试样腐蚀区域A位置的高倍照片 Fig.8 SEM images of the fractography:(a)macro morphology of longitudinal specimen:(b)macro morphology of transverse specimen:(c)mor- phology of corroded area of longitudinal specimen:(d)morphology of corrded area of transverse specimen:(e)morphology of the uncorroded area of longitudinal specimen:(f)high magnification images of area A (a (b) 元素质量分数/%原子分数/% 元素质量分数/%原子分数/% Mg 0.96 1.29 Mg 1.85 2.11 69.58 84.03 91.32 9372 Zn 29,46 14.69 Si 2.27 2.24 Zn 4.56 1.93 Mg Zn Zp Si 8 10 0 6 10 E/keV E/keV 图9能谱分析.(a)第二相能谱：(b)线沟槽附近能谱 Fig.9 Energy spectrum analysis:(a)second-phase energy spectrum:(b)EDS near-ine grooves 被腐蚀产生裂纹并促使其扩展.此外TS面的晶 的承载截面为LS面，较快的腐蚀速率加速其应力 粒组织较为细小，当裂纹遇到细小晶粒时易形成 腐蚀的扩展，造成其断裂 分叉，消除应力集中现象，减缓裂纹的进一步 (3)通过恒载荷拉伸应力腐蚀实验，纵向试样 扩展 加载360h未发生断裂，横向试样在315h左右便 (2)极化曲线结果表明TS面和LS面的耐蚀 完全破断，纵向试样具有更好的抗应力腐蚀性能 性存在显著差异，LS面的腐蚀电流密度Im为 在加载过程中，两组的试样均发生了阳极溶解，断 0.980mA·cm2,而T-S面的腐蚀电流密度为 口可见腐蚀坑，其中横向试样存在明显的沿品开 0.219mA·cm-2.L-S面的腐蚀速率更快，纵向试样 裂特征

吴建山等: 加载方向对 Al--Zn--Mg 合金型材应力腐蚀开裂行为的影响 图 8 试样断口形貌照片． ( a) 纵向试样断口宏观形貌; ( b) 横向试样断口宏观形貌; ( c) 纵向试样断口腐蚀坑形貌; ( d) 横向试样腐蚀区 域低倍形貌; ( e) 纵向试样未腐蚀区域形貌; ( f) 横向试样腐蚀区域 A 位置的高倍照片 Fig． 8 SEM images of the fractography: ( a) macro morphology of longitudinal specimen; ( b) macro morphology of transverse specimen; ( c) mor￾phology of corroded area of longitudinal specimen; ( d) morphology of corroded area of transverse specimen; ( e) morphology of the uncorroded area of longitudinal specimen; ( f) high magnification images of area A 图 9 能谱分析． ( a) 第二相能谱; ( b) 线沟槽附近能谱 Fig． 9 Energy spectrum analysis: ( a) second-phase energy spectrum; ( b) EDS near-line grooves 被腐蚀产生裂纹并促使其扩展． 此外 T-S 面的晶 粒组织较为细小，当裂纹遇到细小晶粒时易形成 分叉，消除应力集中现象，减缓裂纹的进一步 扩展． ( 2) 极化曲线结果表明 T-S 面和 L-S 面的耐蚀 性存 在 显 著 差 异，L-S 面 的 腐 蚀 电 流 密 度 Icorr 为 0. 980 mA·cm － 2，而 T-S 面的腐蚀电流密度为 0. 219 mA·cm － 2 ． L-S 面的腐蚀速率更快，纵向试样 的承载截面为 L-S 面，较快的腐蚀速率加速其应力 腐蚀的扩展，造成其断裂． ( 3) 通过恒载荷拉伸应力腐蚀实验，纵向试样 加载 360 h 未发生断裂，横向试样在 315 h 左右便 完全破断，纵向试样具有更好的抗应力腐蚀性能． 在加载过程中，两组的试样均发生了阳极溶解，断 口可见腐蚀坑，其中横向试样存在明显的沿晶开 裂特征． · 753 ·

·358· 工程科学学报，第41卷，第3期 参考文献 [12]Heinz A,Haszler A,Keidel C,et al.Recent development in [Xiao T,Lin H Q,Ye LY,et al.Effect of corrosion conditions on aluminium alloys for aerospace applications.Mater Sci Eng A, 2000,280(1):102 strength and toughness of Al-Zn-Mg aluminum alloys.Chin Nonferrous Met,2016,26(7)1391 [13]Chen K H,Huang L P.Strengthening toughening of 7xxx series high strength aluminum alloys by heat treatment.Trans Nonfer- (肖涛，林化强，叶凌英，等.腐蚀条件对A一Zn一Mg铝合金 rous Met Soc China,2003,13(3):484 强韧性能的影响.中国有色金属学报，2016,26(7)：1391) [14]Yu B S,Xing S M,Ao X H,et al.Effect of pressures on mac- Deng YL,Wang Y F,Lin H Q,et al.Effect of extrusion temper- omicrostructures and mechanical properties of A380 aluminum ature on strength and fracture toughness of an Al-Zn-Mg alloy. alloy.Chin J Eng,2017,39(7):1020 Chin J Mater Res,2016,30(2)87 (于佰水，邢书明，教晓辉，等.压力对A380铝合金的铸造 (邓运来，王亚风，林化强，等.挤压温度对A-Z一Mg合金 组织和力学性能的影响.工程科学学报，2017,39(7)： 力学性能的影响.材料研究学报，2016,30(2)：87) 1020) B3]Li Y,Yu X.Research on application of aluminum-extruded-pro- [15]Lee E U,Taylor R,Lei C,et al.Stress corrosion cracking of files in military electronic equipment.Machine Build Autom, aluminum alloys.Metall Trans A,1975,6(4):631 2015,44(3):68 [16]Xiao Y P,Pan Q L,Li W B,et al.Influence of retrogression (李云，于新.铝型材在军用电子设备结构中的应用研究.机 and re-aging treatment on corrosion behaviour of an Al-Zn-Mg- 械制造与自动化，2015,44(3)：68) Cu alloy.Mater Des,2011.32(4):2149 4]Zhuang J J,Zhang X Y,Sun B,et al.Microarc oxidation coatings [17]Wang D.Ma Z Y.Effect of pre-strain on microstructure and and corrosion behavior of 7050 aluminum alloy.Chin J Eng, stress corrosion cracking of over-ged 7050 aluminum alloy.JAl- 2017,39(10):1532 loys Compd,2009,469(12):445 (庄俊杰，张晓燕，孙斌，等.微弧氧化对7050铝合金腐蚀行 ū8] Rometsch P A,Zhang Y,Knight S.Heat treatment of 7xxx series 为的影响.工程科学学报，2017,39(10)：1532) aluminium alloys-Some recent developments.Trans Nonferrous [5]Chen YQ,Deng YL,Wan L,et al.Microstructures and proper- Met Soc China,2014.24 (7)2003 ties of 7050 aluminum alloy sheet during creep aging.J Mater [19]Speidel M 0.Stress corrosion cracking of aluminum alloys.Met- Eng,2012(1):71 all Trans A,1975,6(4):631 (陈愿情，邓运来，万里，等.蠕变时效对7050铝合金板材组 20]Fang HC.Chao H,Chen K H.Effect of recrystallization on in- 织与性能的影响.材料工程，2012(1)：71) tergranular fracture and corrosion of Al-Zn-Mg-Cu-Zr alloy.J 6]Braun R.Environmentally assisted cracking of aluminum alloys. Alloys Compd,2015,622:166 Materialwiss Werkstofftech,2007,38 (9):674 [21]Huang J,Peng G S,Song G S,et al.The effect of undissolved 7]Hou L G,Zhao F,Zhuang L Z,et al.Retrogression and re-aging particles and the recrystallization on the resistance of SCC of Al- 7B50 Al alloy plates based on examining the through-thickness mi- Zn-Mg-Cu alloys.J Qilu Univ Technol,2018,32(2):45 crostructures and mechanical properties.Chin Eng,2017,39 (3):432 (黄俊，彭国胜，宋广生，等.未溶相和再结品对A-ZMg一 (侯陇刚，赵风，庄林忠，等.基于厚向组织性能考量的7B50 Cu合金应力腐蚀抗力的影响.齐鲁工业大学学报，2018,32 铝合金中厚板回归再时效热处理.工程科学学报，2017,39 (2):45) (3):432) 2]Shi Y J,Pan QL,Li M J,et al.Effect of Se and Zr additions on [8]Liu J H,Li D,Guo B L.Investigation of stress corrosion cracking corrosion behaviour of Al-Zn-Mg-Cu alloys.I Alloys Compd, of 7xxx series aluminum alloys.Corros Sci Prot Technol,2001,13 2014,612:42 (4):218 23]Liu J H,Hao X L,Li S M,et al.Resistance to stress corrosion (刘继华，李获，郭宝兰.7x系列A1合金应力腐蚀开裂的 cracking of new Ali-Mg-Cu alloy containing Se.Chin Nonfer- 研究.腐蚀科学与防护技术，2001,13(4)：218) rous Met,2010,20(3):415 9]Jha A K,Murty S V S N,Diwakar V,et al.Metallurgical analysis (刘建华，郝雪龙，李松梅，等.新型含钪A一Mg一C山合金的抗 of cracking in weldment of propellant tank.Eng Fail Anal,2003, 应力腐蚀开裂特性.中国有色金属学报，2010,20(3)：415) 10(3):265 224]Song R G,Zeng M G.Hydrogen embrittlement of high strength [10]Rao A C U,Vasu V,Govindaraju M,et al.Stress corrosion aluminum alloys.J Mater Sci Eng,1995,13(1):63 cracking behaviour of 7xxx aluminum alloys:a literature review (宋仁国，曾梅光.高强度铝合金的氢脆.材料科学与工程， Trans Nonferrous Met Soc China,2016,26(6):1447 1995,13(1):63) [1]Oforo J.The stress corrosion cracking behaviour of heat-treated 25]Viswanadham R K,Sun T S,Green J A S.Grain boundary seg- Al-Zn-Mg-Cu alloy in modified salt spray fog testing.Mater regation in Al-Zn-Mg alloys-Implications to stress corrosion Corros,2010,61(2):125 cracking.Metall Mater Trans A,1980,11(1):85

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