.838· 工程科学学报，第40卷，第7期 对3试样局部截面图进行A1、C1、0和S四种元 形成硫酸根离子随着腐蚀介质深入到晶界区域，为 素的面扫描，结果如图7所示.一般A-Mg-Si-Cu 晶界区的微电偶腐蚀提供了有利的腐蚀介质，加速 系铝合金在晶界区存在无沉淀区(P℉Z),品界析出 沿晶腐蚀扩展 物(GBP)(如Q相和铜富集层)和相邻基体[23-24]. 2.5力学性能分析 当有合适的腐蚀介质时，由于三者电位不同，彼此均 对青岛工业海洋大气环境暴露腐蚀试验1a后 可两两形成微电偶腐蚀[5)，继而引发沿晶腐蚀.图 的阳极氧化铝合金试样进行拉伸试验，各试样屈服 7(a)中显示了表面腐蚀产物和沿晶腐蚀产物.由图 强度(0a2)、抗拉强度（σ.）和延伸率(8)的数据（三 7(b)和(d)发现，两种腐蚀产物中均含有大量A1和 个平行试样的平均值，其中强度的离散度小于 0两种元素，并且7(d)中0元素在表面的腐蚀产物 3%),及其与未进行暴露试验的初始试样力学性能 中含量相对比沿晶腐蚀产物中稍高.图7(c)为Cl 相比的下降率如表4所示.表中4试样即为用于对 元素的分布，不论是在表面腐蚀产物还是沿晶腐蚀 比分析的未进行暴露腐蚀试验的初始阳极氧化 产物中Cl元素均没有出现明显的聚集.图7(e)为 6061铝合金试样.相比于未腐蚀的初始试样，暴露 S元素分布，结合A1和0的元素分布发现，S在表 试样屈服强度最大下降7.25%，且降幅的差别不 面腐蚀产物中分布明显，在沿晶腐蚀区域也能观察 大，在3MPa范围内.暴露试样抗拉强度下降较多， 到$元素聚集，说明大气环境中硫化污染物不仅对 最大下降了10%，降幅的差别也较大，降幅最大相 试样表面的大气腐蚀产生了很大的影响，对铝合金 差11MPa.与镀镉钛结构钢偶接的2试样，抗拉强 的沿晶腐蚀也有一定的影响，当硫化物溶于薄液膜 度下降最少(6.45%)，腐蚀最轻，与结构钢裸材偶 (a 基体 -50m b CI OK 图7截面试样元素面扫描图.(a)截面扫描电镜图：(b)A:(c)C1:(d)O:(e)S Fig.7 Distribution of elements:(a)SEM image;(b)Al;(c)Cl;(d)0;(e)S工程科学学报,第 40 卷,第 7 期 对3 #试样局部截面图进行 Al、Cl、O 和 S 四种元 素的面扫描,结果如图 7 所示. 一般 Al鄄鄄 Mg鄄鄄 Si鄄鄄 Cu 系铝合金在晶界区存在无沉淀区(PFZ),晶界析出 物(GBP) (如 Q 相和铜富集层) 和相邻基体[23鄄鄄24] . 当有合适的腐蚀介质时,由于三者电位不同,彼此均 可两两形成微电偶腐蚀[25] ,继而引发沿晶腐蚀. 图 7(a)中显示了表面腐蚀产物和沿晶腐蚀产物. 由图 图 7 截面试样元素面扫描图 郾 (a)截面扫描电镜图;(b)Al;(c)Cl;(d)O;(e)S Fig. 7 Distribution of elements: (a) SEM image; (b) Al; (c) Cl; (d) O; (e) S 7(b)和(d)发现,两种腐蚀产物中均含有大量 Al 和 O 两种元素,并且 7(d)中 O 元素在表面的腐蚀产物 中含量相对比沿晶腐蚀产物中稍高. 图 7( c)为 Cl 元素的分布,不论是在表面腐蚀产物还是沿晶腐蚀 产物中 Cl 元素均没有出现明显的聚集. 图 7( e)为 S 元素分布,结合 Al 和 O 的元素分布发现,S 在表 面腐蚀产物中分布明显,在沿晶腐蚀区域也能观察 到 S 元素聚集,说明大气环境中硫化污染物不仅对 试样表面的大气腐蚀产生了很大的影响,对铝合金 的沿晶腐蚀也有一定的影响,当硫化物溶于薄液膜 形成硫酸根离子随着腐蚀介质深入到晶界区域,为 晶界区的微电偶腐蚀提供了有利的腐蚀介质,加速 沿晶腐蚀扩展. 2郾 5 力学性能分析 对青岛工业海洋大气环境暴露腐蚀试验 1 a 后 的阳极氧化铝合金试样进行拉伸试验,各试样屈服 强度(滓0郾 2 )、抗拉强度(滓b )和延伸率(啄)的数据(三 个平行试样的平均值, 其中强度的离散度小于 3% ),及其与未进行暴露试验的初始试样力学性能 相比的下降率如表 4 所示. 表中 4 #试样即为用于对 比分析的未进行暴露腐蚀试验的初始阳极氧化 6061 铝合金试样. 相比于未腐蚀的初始试样,暴露 试样屈服强度最大下降 7郾 25% ,且降幅的差别不 大,在 3 MPa 范围内. 暴露试样抗拉强度下降较多, 最大下降了 10% ,降幅的差别也较大,降幅最大相 差 11 MPa. 与镀镉钛结构钢偶接的 2 #试样,抗拉强 度下降最少(6郾 45% ),腐蚀最轻,与结构钢裸材偶 ·838·