·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 ·