7B04鋁合金及其螺接件的微觀腐蝕機制及耐久性研究

汪鳳琴，蘇艷，鐘勇，左鵬程，莊寧，吳俊升，張博威*

腐蝕與防護

7B04鋁合金及其螺接件的微觀腐蝕機制及耐久性研究

汪鳳琴1，蘇艷2，鐘勇2，左鵬程1，莊寧1，吳俊升1，張博威1*

（1.北京科技大學 新材料技術研究院，北京 100083；2.西南技術工程研究所，重慶 400039）

以飛機結構用7B04高強鋁合金及其螺接件為實驗對象，通過室內加速腐蝕試驗模擬試樣在南海海洋大氣環境中的環境損傷，并深入分析其微觀腐蝕機制與疲勞性能的內在聯系。通過數碼相機、3D共聚焦顯微鏡、掃描電子顯微鏡等手段，研究模擬南海海洋大氣環境下7B04鋁合金及其螺接件的宏觀/微觀腐蝕特征，并借助疲勞測試分析經不同腐蝕周期后鋁合金試樣及螺接件的疲勞壽命。鋁合金及其螺接件經室內加速腐蝕試驗后發生的腐蝕行為出現了明顯差異，7B04鋁合金試樣表面發生的腐蝕行為以點蝕為主，而螺接件的腐蝕行為更加復雜。其中，遠離螺接區域的暴露區的腐蝕情況與鋁合金試樣一致，在螺接區域發生了明顯的縫隙腐蝕。此外，鋁合金試樣及螺接件隨腐蝕周期變化的劣化規律也有所不同，腐蝕使得試樣的疲勞性能均不同程度地下降。7B04鋁合金疲勞壽命的遞減趨勢相對平緩，而螺接件在腐蝕進行到第2周期時其疲勞壽命就已降至原始壽命的一半，在腐蝕進行到第4周期時，螺接件的力學性能基本喪失。經腐蝕后，鋁合金試樣出現了點蝕，且隨著時間的延長出現了均勻腐蝕的趨勢，疲勞壽命的遞減趨勢相對平緩。盡管螺接件的過渡區發生了嚴重腐蝕，但縫隙區誘發的局部腐蝕導致螺接件的受力面積減小，這是造成其疲勞壽命急劇衰減的首要因素。

7B04鋁合金；螺接件；點蝕；縫隙腐蝕；微觀機制；疲勞壽命

高強度鋁合金具有密度小、力學性能優異、耐腐蝕性良好等優點，廣泛應用于海洋工程、航空航天等領域。其中，7B04鋁合金具有優異的抗應力腐蝕性和斷裂韌性，使其成為常見的工程裝備結構件材料[1-6]。海洋大氣環境是非常嚴苛的腐蝕性環境，不僅含有大量Cl?等腐蝕介質，而且非常濕熱。在海洋大氣環境中，高強鋁合金極易發生局部腐蝕，如點蝕、晶間腐蝕等，進而導致結構件失效，這會降低工程裝備的服役壽命，并造成巨大的安全隱患[7-9]。鋁合金海洋大氣腐蝕在國內外的研究已經比較成熟，常采用的室內加速試驗具有較好的加速性、模擬性、重現性。通過室內加速試驗可以達到模擬戶外大氣腐蝕的目的，從而縮短試驗周期，更快地進行腐蝕行為研究及服役性能評估[10-12]。此外，為了保證結構材料的服役安全，高強鋁合金的腐蝕疲勞性能也值得重點關注。腐蝕疲勞是造成航空航天材料失效的重要原因之一，高強鋁合金在腐蝕–疲勞耦合作用下，很快就會發生腐蝕，導致斷裂[13-14]。吳護林等[15]通過分析發現，在海洋大氣環境中鋁合金裂紋起源于合金表面，在Cl?等腐蝕介質及拉伸疲勞載荷的協同作用下，裂紋不斷向合金基體內部擴展，最終發生腐蝕，出現疲勞斷裂，但作者未對鋁合金結構件的腐蝕疲勞進行深入研究。高強鋁合金在實際工程應用中大量采用螺鉚連接結構，由于連接件存在溝槽、縫隙等隱蔽結構，使得結構件發生腐蝕的風險大大增加，進而造成其力學性能的劣化，這會直接影響裝備的安全使用[16-19]。Sankaran等[20]分析了腐蝕坑形貌對結構件壽命的影響，并通過腐蝕坑的平均深度預測結構件的壽命，但未對材料的腐蝕機理進行深入研究。Calabrese等[21]評估了加速腐蝕條件下鋁/鋼鉚接連接件力學性能的變化，結果表明，鹽霧試驗使得鉚接處發生了強烈的電偶腐蝕，從而導致鋁薄片的力學性能劇烈下降，但是鋁質厚片的強度在短期內并未受到太大影響。張勇等[22]通過室內加速試驗，研究了鋁合金搭接頭在模擬沿海大氣環境中的電偶腐蝕行為，作為偶對陽極的2A12鋁合金出現了電位正移，極化程度與ML30CrMnSiA螺栓的接觸距離有關，距離越近則極化程度越高，腐蝕速率越大。針對7B04高強鋁合金螺接結構在海洋大氣環境中的腐蝕研究并不多見，針對材料及螺接件的環境損傷傳遞規律和機理仍不清楚，因此深入研究海洋大氣環境中高強鋁合金及其結構件的腐蝕機制，以及包括疲勞壽命在內的力學性能的變化規律，具有十分重要的現實意義。

文中模擬南海海洋大氣環境進行腐蝕試驗，通過研究7B04高強鋁合金及其典型螺接件的腐蝕行為及疲勞性能，建立環境損傷機理，闡釋連接處局部腐蝕對結構件損傷失效的影響規律，為航空航天、船舶裝備及結構件的性能退化預測評估奠定堅實的技術基礎。

1 實驗

1.1 材料與結構件

實驗材料為東北輕合金有限責任公司提供的7B04高強度鋁合金，材料的熱處理狀態為T74。7B04鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu 系高強度鋁合金，其化學成分如表1所示。

表1 7B04鋁合金化學成分

Tab.1 Chemical composition of 7B04 aluminum alloy

試驗件為7B04 鋁合金力學試樣和螺接件試樣，數量共48個。其中，24個試驗件為7B04 鋁合金力學試樣，24個試驗件為7B04 鋁合金螺接件。按照HB 5287—1996《金屬材料軸向加載疲勞試驗方法》制備力學試樣[23]，如圖1所示。7B04鋁合金–鋁合金螺接力學試樣通過表面涂有絕緣漆的高強鋼螺栓螺母及橡膠墊圈將2片相同的鋁合金螺接片螺接而成。

1.2 方法

1.2.1 室內模擬加速試驗

將樣品的6個面均用碳化硅砂紙進行逐級打磨，將觀察面打磨至2000#，其余面打磨至800#。采用去離子水、酒精依次清洗試樣，并用冷風吹，干燥24 h后備用。

采用鹽霧腐蝕試驗，設備為南京環科試驗設備有限公司提供的交變（復合）循環鹽霧試驗箱，噴霧介質為南海海洋大氣環境模擬溶液（質量分數為0.1%的NaCl+質量分數為0.05%的Na2SO4），溶液的pH為4～5。根據GB/T 14165—2008《金屬和合金大氣腐蝕試驗現場試驗的一般要求》[24]，將樣品安裝于交變（復合）循環鹽霧試驗箱的樣架上，將樣品與水平面呈45°角傾斜放置，且試驗面朝向鹽霧箱腐蝕介質的噴頭。加速腐蝕試驗過程：鹽霧（溶液為質量分數0.1%的NaCl+質量分數0.05%的Na2SO4，40 ℃，12 h）→干燥（60 ℃，相對濕度<50%，3 h）→濕熱（40 ℃，相對濕度90%，9 h），以上3個步驟為1個循環，1個循環為1 d。腐蝕分為4個周期，每個周期7 d，對應實際南海海洋大氣環境中腐蝕0.5、1、1.5、2 a。在腐蝕結束后取樣，每次取12塊，其中7B04 鋁合金力學試樣和螺接件試樣各6塊。

1.2.2 腐蝕形貌觀察

利用數碼相機（Nikon D200）對不同鹽霧腐蝕時間的試樣表面進行拍照記錄，對比腐蝕前后試樣表面的腐蝕產物、腐蝕分布的差異。按照標準進行試樣的除銹，參考GB/T 6545—2015《金屬和合金的腐蝕腐蝕試樣上腐蝕產物的清除》。采用含有緩蝕劑的除銹液對典型結構件及其構成材料試樣表面腐蝕產物進行清洗[25]。

1）將50 mL H3PO4+ 20 g CrO3+ H2O配制成 1 000 mL的溶液，超聲清洗試樣表面的腐蝕產物。

2）將試樣置于密度為1.42 g/mL的濃硝酸中繼續超聲5 min。

3）用去離子水沖洗超聲結束后的試樣表面，隨后將試樣用無水乙醇進行浸泡，取出后立即用冷風吹干。

圖1 疲勞試樣

使用KEYENCE200 series型共聚焦顯微鏡觀察除銹后試樣的表面，觀察材料表面腐蝕坑的變化情況，并參照ASTM G46—1994（2005）[26]進行腐蝕坑深度測量。利用FEI Quanta250 型環境掃描電子顯微鏡（SEM）對未除銹及除銹后樣品的表面和截面形貌進行觀察，并用能譜儀（EDS）進行銹層成分元素分析。

1.2.3 力學性能測試

采用Material Test System 810電液伺服疲勞試驗機進行材料及其螺接件的力學性能試驗，拉伸應變速率為0.025 mm/s。采用Regulus 8100型冷場發射掃描電鏡觀察疲勞試樣的斷口形貌。參照HB 5287—1996《金屬材料軸向加載疲勞試驗方法》[23]，對經過不同模塊周期的7B04鋁合金及其螺接件試樣進行疲勞試驗，振幅恒定為軸向等幅譜，采用單軸應力且應力水平相同，正弦波頻率=10 Hz，且應力比=0.1，7B04鋁合金力學試樣應力水平為123.2 MPa（材料抗拉強度的22%），螺接件試樣最大載荷為0.697 4 kN（螺接件最大力的22%）。試驗件被破壞后，記錄其循環壽命。

2 結果與討論

2.1 鋁合金耐蝕性能分析

在室內加速腐蝕試驗中，將分別經過7、14、21、28 d鹽霧處理后的7B04鋁合金試樣取出觀察。從圖2可以看到，試驗區具有明顯的局部腐蝕表面宏觀形貌。從圖2a可以看到，7B04鋁合金在室內加速腐蝕7 d后，試樣表面小范圍覆蓋著大小不等、分布不均的白色斑點，即點蝕坑。鋁合金腐蝕以點蝕為主，這可能是由于部分區域晶界處分布著大量的第二相，大量學者證實第二相為腐蝕萌生的優先位置[27-30]。由于試樣邊緣處存在加工缺陷，且容易殘存腐蝕液滴，該部分發生了較嚴重的腐蝕。隨著室內加速腐蝕周期的延長，試樣表面覆蓋的白色斑點越來越多，并最終形成形狀不規則、龜裂的小片狀腐蝕區域。室內加速腐蝕28 d后7B04鋁合金表面的宏觀形貌如圖2d所示，試樣表面出現了大量點蝕，局部出現了鼓泡、剝蝕，表面全部覆蓋了白霜和鹽漬，基體的光亮區消失。

圖2 不同腐蝕周期后7B04鋁合金表面宏觀形貌

按周期取樣，選取腐蝕較嚴重的部位，并沿試樣橫邊垂直切開后拋光，觀察腐蝕截面的微觀形貌。不同周期7B04鋁合金的截面腐蝕形貌如圖 3所示。合金表面銹層厚度從第1周期的3.38 μm增至第4周期的24.25 μm，且腐蝕產物膜不連續，分布著較多微裂紋。氧和其他腐蝕介質通過微裂紋抵達基體，并發生反應，使得基體腐蝕加劇，即微裂紋的存在極大地影響了合金在海洋大氣環境中的耐蝕性。隨著腐蝕周期的延長，島狀腐蝕區域存在向縱深擴展并相互連通的趨勢，如圖3c所示。在腐蝕產物膜上密布著微裂紋，且在部分區域出現了明顯裂化現象，腐蝕產物膜更加疏松，且易溶于水，與基體的結合力較差。在產物與基體之間出現了明顯的空隙，表層的灰白色腐蝕產物明顯增多、增厚。在腐蝕4個周期后，基于腐蝕產物引起的楔形力，金屬基體也開始發生剝落腐蝕。7B04 鋁合金在海洋大氣環境中的腐蝕過程符合點蝕—晶間腐蝕—剝層腐蝕的規律[8]。EDS面掃描結果表明，圖2中出現的白霜即7B04 鋁合金的腐蝕產物，主要組成為Al、O。

不同腐蝕周期下，7B04 鋁合金表面腐蝕后的微觀形貌如圖4所示。在含Cl?的鹽霧環境中，7B04鋁合金的受試面很快出現點蝕。鋁合金表面腐蝕情況隨著腐蝕時間的延長越來越嚴重，點蝕坑聚集長大，并連成一片，腐蝕產物不斷增多，在點蝕坑上覆蓋著腐蝕產物。在室內加速腐蝕7 d時，試樣表面出現了少量凸出的腐蝕產物，但仍然可以看到未腐蝕的鋁合金基體部分，表現為明顯的局部腐蝕形貌。隨著腐蝕時間的延長（圖4b），泥點狀腐蝕產物聚集，腐蝕坑的數量增多、面積擴大，部分腐蝕坑連在一起。在腐蝕21 d時（如圖4c），試樣表面出現了不同尺寸的團塊狀腐蝕產物。腐蝕產物不僅隨著腐蝕的進行聚結得更明顯，而且其表面也出現了裂紋，并伴有冒泡。如圖4d所示，在室內加速腐蝕28 d時，部分表面腐蝕產物已經連成一片，并伴有脫落趨勢，即發生了剝層腐蝕。

圖3 不同腐蝕周期的7B04鋁合金截面形貌及成分分布

圖4 不同腐蝕周期7B04鋁合金的腐蝕產物形貌及成分分析

按周期取樣，選取腐蝕得較嚴重的部位，可以看到7B04鋁合金表面的腐蝕產物呈現絮狀聚集，如圖4所示。采用環境掃描電鏡自帶的能譜儀對室內模擬加速腐蝕7、14、21、28 d的7B04鋁合金表面進行元素含量分析，如圖4所示。經4個周期室內模擬加速腐蝕試驗后，7B04鋁合金的腐蝕產物中O的質量分數為40%～60%，余量絕大部分為Al。由于7B04鋁合金為Al-Zn-Mg-Cu 系鋁合金，且Cl?參與了鋁合金的腐蝕過程[31]，在電鏡拍攝前為了增加導電性對試樣進行了噴金處理，所以也檢測到少量Mg、Zn、Cl、Au元素。

2.2 鋁合金力學試樣腐蝕分析

由于文中研究的螺接件由2個試片搭接構成，因此搭接部位極易發生縫隙腐蝕等局部腐蝕。不同腐蝕周期7B04鋁合金及其螺接力學試樣除銹后的宏觀形貌如圖5所示。圖5i是7B04鋁合金螺接件示意圖，藍色部分為縫隙區位置，綠色部分為大氣暴露區位置，紅色部分表示從縫隙區到大氣暴露區過渡的縫隙–大氣暴露界面區。

首先對各個腐蝕周期的7B04鋁合金及其螺接件進行除銹，可以看到，在室內加速腐蝕7 d時，距離螺接處較遠的暴露區表面出現了少量小點蝕凹坑，點蝕坑隨著腐蝕時間的延長而增大，部分點蝕坑連成了一片，其腐蝕趨勢與7B04鋁合金單體一致。由圖5e可以看到，在室內加速腐蝕7 d時，7B04鋁合金螺接件表面靠近螺接區域附近的腐蝕相較于遠離螺接區域處的腐蝕更嚴重，目前無明確的分界線來區分間隙區域和暴露區域。在室內加速腐蝕14 d后，縫隙區和暴露區出現了明顯的過渡區，即從縫隙區到大氣暴露區過渡的縫隙–大氣暴露界面區，且有明顯的分界線將過渡區與暴露區隔開。

7B04鋁合金螺接件縫隙區在不同腐蝕時間后的除銹表面SEM圖像如圖6所示。試樣在室內模擬加速腐蝕7 d后，表面出現了點蝕坑相連的大片腐蝕，但仍有部分基體未被腐蝕（圖6a）。在室內模擬加速腐蝕21 d時（圖6c），縫隙區表面的點蝕坑連成了一大片，整個表面絕大部分覆蓋著廣而淺的點蝕坑群，表現出縫隙腐蝕特征。在室內模擬加速腐蝕28 d后可以看到，基本看不見基體，具有向均勻腐蝕發展的趨勢，表面腐蝕坑的深度有所增加，表面完整度大幅下降。選取較嚴重的腐蝕部位，在放大倍數下觀察試樣表面的微觀形貌（如圖6紅框所示）。當腐蝕28 d時，凹坑以階梯形式延伸到金屬內部，腐蝕情況更加嚴重。

圖5 不同腐蝕周期7B04 鋁合金及其螺接力學試樣除銹后的宏觀形貌

圖6 不同腐蝕周期7B04鋁合金螺接力學試樣縫隙腐蝕區微觀形貌

當腐蝕性介質被滯留在0.02～0.1 mm范圍內的間隙時，發生了縫隙腐蝕[32]。當縫隙寬度大于0.1 mm時，腐蝕介質可流通，不會產生縫隙腐蝕；當縫隙寬度過小時，腐蝕介質難以滲進縫隙，也不會發生縫隙腐蝕?？p隙腐蝕會顯著降低結構件的配合精度及力學性能，這里研究的鋁合金螺接件在腐蝕期間縫隙區的腐蝕機制不同。在腐蝕前期，縫隙內有充足的氧氣，可以發生陰極反應，滯留的腐蝕產物較少，此時為小陽極大陰極的微觀氧濃差電池腐蝕機制，鋁合金尚未經歷嚴重的縫隙腐蝕，主要為點蝕，看不到縫隙區與暴露區的分界。在腐蝕14 d后，縫隙內氧氣的濃度下降，滯留的腐蝕產物增多，表現為縫外宏觀氧濃差電池，縫內電位低是陽極，縫外電位高是陰極，縫內的鋁合金發生強烈溶解反應。酸化反應加速了金屬去鈍化過程，鋁合金進入縫隙腐蝕發展期。由于7B04鋁合金螺接件的接頭存在一定加工缺陷，且螺接件被傾斜45°置于試樣架上，在螺接區域可能存在一定的腐蝕介質積累，因此螺接區域的腐蝕比暴露區更嚴重，即出現了縫隙區到大氣暴露區過渡的縫隙–大氣暴露界面區。

不同室內加速腐蝕周期下，7B04鋁合金螺接件在除銹后其縫隙區附近的3D共聚焦圖像如圖7所示。從圖7可以看到，7B04鋁合金螺接件在經過7 d的室內加速腐蝕后，縫隙–大氣暴露界面區表面出現了明顯的腐蝕現象，如圖7a所示?？p隙區的腐蝕則從試樣邊緣和孔邊緣向里滲入，大氣暴露區的腐蝕與鋁合金單體一致。隨著腐蝕周期的延長，縫隙–大氣暴露界面區表面的腐蝕更加嚴重，在腐蝕28 d時，表面已經被全面腐蝕，看不到原來的基體平面，縫隙區的腐蝕面積也開始增大。從圖7還可以看出，與螺栓接觸的孔呈明顯的坡狀，即出現體積損失，腐蝕導致孔的直徑增大。沿圖7中箭頭方向的線掃描結果顯示，試樣縫隙區附近點蝕坑深度隨著腐蝕時間的延長逐漸增大。在腐蝕28 d時，點蝕坑深度已經達到0.29 mm。

規定每個區域的測量面積均為2 mm×1.2 mm，分別對螺接件3個區域在不同腐蝕周期下的腐蝕坑體積進行統計，如表2所示。由表2可知，在相同腐蝕時間下腐蝕坑體積的最終排序為縫隙–大氣暴露界面區>縫隙區>大氣暴露區，3個區域的腐蝕坑體積均隨著腐蝕時間的延長而增大。在第4周期，縫隙區腐蝕坑的體積達到0.085 4 mm3，縫隙–大氣暴露界面區腐蝕坑的體積達到0.294 3 mm3，大氣暴露區腐蝕坑的體積達到0.009 3 mm3。

計算對應螺接件3個區域在不同腐蝕周期下的腐蝕損失量，結果如圖8所示。鋁的密度為2 700 kg/m3，可以看到，在相同腐蝕時間下腐蝕損失量的最終排序為縫隙–大氣暴露界面區>縫隙區>大氣暴露區，且各區域的腐蝕損失量隨著腐蝕周期的延長而增大。對腐蝕損失量進行擬合（如圖8所示），擬合度均大于0.9。可以看到，縫隙區的損失量隨著腐蝕時間的延長增長得較快，如圖8a所示?？p隙–大氣暴露界面區的損失量隨著腐蝕時間的延長增長得較穩定，如圖8b所示。大氣暴露區的損失量隨著腐蝕時間的延長增長得較平緩，如圖8c所示。

圖7 不同腐蝕周期7B04鋁合金螺接力學試樣激光共聚焦分析

表2 7B04鋁合金螺接件不同區域的腐蝕坑體積統計

Tab.2 Statistics for corrosion pit volume of 7B04 aluminum alloy screw joint in different areas

圖8 7B04鋁合金螺接件不同區域的腐蝕損失量統計

2.3 力學性能分析

2.3.1 疲勞壽命分析

在室溫下對經過不同模塊周期的7B04鋁合金及其螺接件試樣進行疲勞試驗，結果表明不同腐蝕周期下7B04鋁合金及其結構件的疲勞壽命呈下降趨勢，如圖9所示?？梢钥吹?，7B04鋁合金及其結構件隨著腐蝕周期的延長，疲勞壽命呈現遞減的趨勢。利用最小二乘法對7B04鋁合金及其螺接件的腐蝕時間和疲勞壽命的關系進行擬合，擬合曲線如圖9所示，擬合優度均大于0.99，擬合效果較好。不同腐蝕周期下，7B04鋁合金及其結構件的疲勞壽命下降百分比見表3，可以看到，7B04鋁合金疲勞壽命遞減的趨勢相對平緩，在經歷28 d腐蝕試驗后，其疲勞壽命僅下降了16.77%。相比之下，7B04鋁合金螺接件在腐蝕進行到第2周期時，其疲勞壽命就已降至原始壽命的50%左右，在腐蝕進行到第4周期時，螺接件的力學性能基本喪失。推測上述現象主要是由于在經過腐蝕后，鋁合金試樣僅出現了點蝕等現象，且隨著周期的延長，表現出均勻腐蝕的趨勢，所以疲勞壽命遞減相對平緩。在縫隙腐蝕的作用下，鋁合金螺接件縫隙區的腐蝕極為嚴重，成為發生疲勞斷裂的脆弱部位，其疲勞壽命在腐蝕到第2周期時就已出現驟降。鋁合金后期的剝落腐蝕導致有效受力截面積減小，最后在很大的應力集中作用下提前斷裂。

圖9 不同腐蝕周期的疲勞壽命

表3 不同腐蝕周期的疲勞壽命下降百分比

Tab.3 Percentage reduction in fatigue life after different corrosion cycles

2.3.2 斷口形貌分析

裂紋源是疲勞破壞的起點，源于試樣次表面的缺陷，如孔洞、夾雜等。這些缺陷都起著尖缺口的作用，促使應力集中，促進疲勞裂紋的萌生[33]。通過力學試驗分析材料及結構件時發現，鋁合金試樣的斷裂絕大部集中于最小受力截面積處（如圖10a～b所示），螺接件的斷裂處位于螺接孔橫向的兩側（如圖10c～d所示）。為了獲得不同腐蝕周期下疲勞試樣的斷裂機理，通過場發射掃描電鏡對不同腐蝕周期的鋁合金及其螺接件疲勞試樣的斷口形貌進行了觀察，如圖10e～h所示。可以看到，在不同腐蝕周期下鋁合金及其螺接件的疲勞斷口都包括疲勞源區、疲勞裂紋穩定擴展區和瞬斷區，斷口特征一致。大量的試驗和相關理論研究表明，鋁合金結構腐蝕疲勞裂紋可由點蝕坑轉化而來，即整個腐蝕疲勞過程可以歸納為點蝕萌生、蝕坑擴展、蝕坑轉變為裂紋及裂紋擴展等過程[34-35]。從局部放大圖可知，疲勞裂紋萌生于經腐蝕試樣表面的點蝕坑處，可能存在1個或多個疲勞裂紋源。7B04鋁合金具有應力腐蝕敏感性[36]，此次實驗的螺接件（圖10g～h）的螺接孔邊本身就存在應力集中現象，且腐蝕介質容易殘留在孔周圍，更易誘發應力腐蝕開裂[37]，可見疲勞源主要由應力集中結合腐蝕損傷所致。開始形成的點蝕坑在腐蝕介質的持續作用下會被腐蝕產物覆蓋。在斷口，疲勞裂紋從萌生點開始，以準解理的方式進行較平坦的擴展，裂紋遇到阻力又會發生偏離，使得裂紋在不斷擴展中產生方向上的偏差。不同的裂紋擴展面相交，形成臺階，使得裂紋以輻射狀花樣向試樣內部擴展，并逐漸長大[38-39]。

對比分別腐蝕了7 d和21 d后的鋁合金疲勞試樣斷口可知，隨著腐蝕周期的增加，表面點蝕坑數量增加，腐蝕坑自身進一步擴大，相鄰的坑互相連接，形成了越來越深的坑，試樣表面凹凸更明顯，在多個疲勞源的作用下試樣的疲勞壽命縮短。在腐蝕21 d后，以縫隙腐蝕為主的螺接件孔內外兩側出現了明顯的體積損失，造成孔內外的尺寸減薄，進行疲勞試驗時受力面積減小，使得疲勞試樣在較大應力集中下提前斷裂。

基于上述針對7B04鋁合金螺接件的腐蝕失效及疲勞斷口的分析，確定其縫隙區的局部腐蝕是造成疲勞斷裂發生的首要原因。此外，螺接件大多在螺孔兩側發生疲勞斷裂，表明針對該區域的局部腐蝕進行定量分析具有重要意義。7B04鋁合金螺接件腐蝕后螺接孔橫向兩側沿和方向減薄示意圖如圖11所示，圖11中紅框位置為螺接試樣的橫向側。在對螺接件橫向孔兩側進行共聚焦分析統計及疲勞試樣斷口觀察時發現，隨著腐蝕周期的延長，孔的橫向兩側出現了一定的體積損失，造成試樣在和方向減薄，包括試樣邊緣垂直于受力方向（圖11中沿1、1方向）的減薄和螺接孔內側（圖11中沿2、2方向）的減薄。

經不同腐蝕周期后，7B04鋁合金螺接孔兩側的減薄量如圖12所示?？梢钥吹?，7B04鋁合金螺接件在經過7 d的室內加速腐蝕后，螺接孔內側出現沿和方向的減薄。減薄量隨著腐蝕周期的延長而增大，腐蝕到28 d時，鋁合金螺接件沿方向的減薄量達到0.155 mm。7B04鋁合金螺接件在經過7 d的室內加速腐蝕后，螺接孔外側出現沿和方向的減薄。減薄量隨著腐蝕周期的延長而增加，在腐蝕到28 d時，鋁合金螺接件沿方向的減薄量達到了0.393 mm。

圖10 不同腐蝕周期力學試樣的斷口形貌

圖11 不同腐蝕周期7B04鋁合金螺接孔兩側激光共聚焦分析

圖12 不同腐蝕周期后7B04鋁合金螺接孔兩側的減薄量

3 結論

選用7B04高強鋁合金及其螺接件為試驗對象，通過室內加速腐蝕試驗模擬它們在南海海洋大氣環境中的腐蝕行為規律，并深入探討微觀腐蝕機制與疲勞性能的內在聯系。主要結論如下。

1）7B04鋁合金試樣的腐蝕形式以均勻腐蝕和點蝕為主，其螺接件在遠離螺接區域的暴露區的腐蝕行為與7B04鋁合金試樣一致，但在螺接孔區域發生了明顯的縫隙腐蝕。

2）由于腐蝕性溶液的長期堆積，螺接件的過渡區出現了嚴重的局部減薄現象。

3）疲勞源主要由應力集中結合腐蝕損傷造成，縫隙區誘發的縫隙腐蝕和點蝕導致螺接件的局部受力面積減小，從而造成其疲勞壽命急劇衰減。

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Microscopic Corrosion Mechanism and Durability of 7B04 Aluminum Alloy and Its Screw Joint

1,2,2,1,1,1,1*

(1. Institute for Advanced Materials and Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China; 2. Southwest Institute of Technology and Engineering, Chongqing 400039, China)

In this work, the 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints for aircraft structure were selected as the test objects to study the corrosion behavior law in the marine atmospheric environment of the South China Sea under the simulation through indoor accelerated corrosion test. Moreover, the intrinsic correlation between its microscopic corrosion mechanism and fatigue performance was analyzed in depth. The macroscopic and microscopic corrosion characteristics of 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints in the simulated marine atmosphere environment of the South China Sea were studied by means of digital camera, 3D confocal microscope and scanning electron microscope, and the fatigue life of 7B04 high-strength aluminum alloy specimens and screw joints after different cycles of indoor accelerated corrosion was analyzed by fatigue test. The results indicated that the corrosion behavior of 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints was significantly different after the indoor accelerated corrosion test, and the corrosion behavior of 7B04 high-strength aluminum alloy specimens could be concluded that uniform corrosion and pitting corrosion mainly occurred on the surface, while the corrosion behavior of screw joints was more complex. Therein, the corrosion of 7B04 aluminum alloy screw parts in the exposed area and away from the screw area was consistent with that of aluminum alloy specimens, but obvious crevice corrosion took place near the screw hole area. Owing to the long-term accumulation of corrosive solutions in the transition zone of the screw joint, the severe local thinning was caused on the spot. In addition, the regular of degradation of aluminum alloy specimens and screw joints was also different with the extension of corrosion cycle, and the corrosion made the performance on fatigue of 7B04 high-strength aluminum alloy and its screw joints degrade in varying degrees. The fatigue life of 7B04 aluminum alloy specimen was only reduced by 16.77% after 28 days of indoor accelerated corrosion test, demonstrating a relatively mild reduction trend of fatigue life. In contrast, the fatigue life of 7B04 aluminum alloy screw joints dropped to about 50% of the original life when the corrosion developed to the second cycle, and eventually, the screw joints exhibited an almost complete loss of the mechanical properties when the corrosion process underwent the fourth cycle. Therefore, it can be concluded that, after accelerated corrosion in the indoor environment, the corrosion of 7B04 high-strength aluminum alloy specimen only occurs as pitting corrosion, and subsequently, there is a uniform corrosion trend with the extension of the corrosion cycle, leading to the relatively flat decrease of fatigue life. Nevertheless, due to the effect of crevice corrosion on 7B04 high-strength aluminum alloy screw joint, the extremely serious corrosion comes up in the gap area, and gradually develops into a vulnerable part of fatigue fracture, resulting in a plummet of fatigue life when the corrosion process reaches the second cycle. The late peeling corrosion of the aluminum alloy leads to a decrease in the effective force cross-sectional area, and finally breaks off in advance under a large stress concentration. Although serious corrosion occurs in the transition zone of 7B04 high-strength aluminum alloy screw joint, the local force area of the screw joint induced by crevice corrosion and pitting corrosion induced by the gap area is reduced, which is the primary factor causing the sharp attenuation of fatigue life.

7B04 aluminum alloy; screw joint; pitting corrosion; crevice corrosion; micromechanism; fatigue life

2022-07-06；

2023-03-23

TG178

A

1001-3660(2023)10-0181-13

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2023.10.014

2022-07-06；

2023-03-23

西南技術工程研究所合作基金項目（HDHDW5902020107）；國家自然科學基金（51901018）；中國科協青年托舉人才項目（2019QNRC001）；中央高?；究蒲袠I務費（06500119）；科技部科技基礎資源調查專項資助項目（2019FY101400）

Southwest Institute of Technology and Engineering Cooperation Fund (HDHDW5902020107); National Natural Science Foundation of China (51901018); Young Elite Scientists Sponsorship Program by China Association for Science and Technology (2019QNRC001); Fundamental Research Funds for the Central Universities (06500119); National Science and Technology Resources Investigation Program of China (2019FY101400)

汪鳳琴, 蘇艷, 鐘勇, 等. 7B04鋁合金及其螺接件的微觀腐蝕機制及耐久性研究[J]. 表面技術, 2023, 52(10): 181-193.

WANG Feng-qin, SU Yan, ZHONG Yong, et al. Microscopic Corrosion Mechanism and Durability of 7B04 Aluminum Alloy and Its Screw Joint [J]. Surface Technology, 2023, 52(10): 181-193.

通信作者（Corresponding author）

責任編輯：彭颋