李文斌 ，潘清林，肖艷蘋，何運(yùn)斌，劉曉艷

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083；2. 湖南城市學(xué)院 土木工程學(xué)院，湖南 益陽(yáng)，413000)

早在20世紀(jì)30年代，人們就開始研究Al-Zn-Cu-Mg系合金，但由于該系合金存在嚴(yán)重的腐蝕而未得到實(shí)際應(yīng)用。隨著航空航天等領(lǐng)域?qū)Σ牧媳葟?qiáng)度和腐蝕性能要求的不斷提高，Al-Zn-Cu-Mg系超高強(qiáng)度鋁合金得到進(jìn)一步發(fā)展，添加了一些既提高時(shí)效硬化強(qiáng)度，又降低腐蝕敏感性的微量元素如Zr和Sc等，獲得了更好的綜合力學(xué)性能[1]。而Sc是目前為止所發(fā)現(xiàn)的對(duì)鋁合金最為有效的合金化元素，且通常采用復(fù)合添加Sc和Zr的方式。Al-Zn-Cu-Mg系合金在含Cl-溶液中腐蝕敏感性很高。例如由于潮濕的空氣和工業(yè)廢氣的影響，合金常發(fā)生晶間腐蝕(IGC)、剝落腐蝕(EXCO)和應(yīng)力腐蝕開裂(SCC)。因此，提高合金強(qiáng)度的同時(shí)，改善其耐腐蝕性能就變得尤為重要[2-5]。晶間腐蝕和剝落腐蝕是鋁合金的2種主要局部腐蝕類型，引起材料強(qiáng)度、塑性和疲勞性能大幅度下降，往往會(huì)導(dǎo)致結(jié)構(gòu)突然斷裂[6]。晶間腐蝕主要是由于陽(yáng)極性的晶界構(gòu)成物與晶粒本體的腐蝕電位存在差異，形成電偶腐蝕造成的；而剝落腐蝕是晶間腐蝕的特殊形態(tài)。不同時(shí)效處理制度引起合金內(nèi)部組織發(fā)生變化，會(huì)導(dǎo)致合金晶間腐蝕和剝落腐蝕敏感性出現(xiàn)差異[7]。這種差異在其電化學(xué)阻抗譜(EIS)的測(cè)量中有明顯的體現(xiàn)。李勁風(fēng)等研究了時(shí)效制度對(duì)某些 Al合金晶間腐蝕和剝落腐蝕性能的影響，分析比較了合金的電化學(xué)阻抗譜的同步變化，得到了許多具有參考價(jià)值的成果[8-9]。Huang等[10]研究了Al-Zn-Mg系合金的高溫預(yù)析出處理，發(fā)現(xiàn)在保持合金強(qiáng)度和塑性的同時(shí)，提高了合金的抗腐蝕性能。在此，本文作者研究了時(shí)效制度對(duì)含鈧超高強(qiáng) Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金晶間腐蝕和剝落腐蝕敏感性的影響，結(jié)合其電化學(xué)阻抗譜(EIS)的測(cè)量，探討合金的內(nèi)部組織、腐蝕機(jī)理和電化學(xué)阻抗譜的關(guān)系，為探索研究鋁合金腐蝕的新方法提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)合金成分為 Al-8.1Zn-2.3Cu-2.05Mg-0.2Sc-0.12Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。合金在坩堝電阻爐中熔煉，采用水冷銅模急冷鑄造。合金鑄錠經(jīng)均勻化、熱軋冷軋、雙級(jí)固溶(465 ℃/40 min+490 ℃/30 min)淬火后，進(jìn)行時(shí)效處理。實(shí)驗(yàn)合金的時(shí)效處理制度如表1所示。實(shí)驗(yàn)樣品用砂紙打磨，金剛石研磨膏拋光，其他面采用環(huán)氧樹脂密封，工作面用無(wú)水乙醇除油，蒸餾水清洗，空氣中自然干燥后待用。

晶間腐蝕試驗(yàn)根據(jù) GB/T 7998—2005標(biāo)準(zhǔn)[11]進(jìn)行，腐蝕介質(zhì)為0.5 mol/L NaCl+0.1 mol/L HCl的溶液，腐蝕面面積與腐蝕介質(zhì)體積之比約為20 mm2/mL，樣品在恒溫(35 ℃)下浸泡時(shí)間為24 h。腐蝕樣品浸泡過程結(jié)束后，用30% KNO3溶液浸泡30 s，蒸餾水沖洗以除去表面腐蝕產(chǎn)物，截取試樣的橫截面，制成金相試樣，在金相顯微鏡下觀察晶間腐蝕情況。

表1 實(shí)驗(yàn)合金的時(shí)效制度Table 1 Aging conditions of studied alloy

剝落腐蝕試驗(yàn)根據(jù) ASTM G34—2001標(biāo)準(zhǔn)[12]進(jìn)行，腐蝕介質(zhì)為EXCO溶液(4 mol/L NaCl+0.1 mol/L HNO3+0.5 mol/L KNO3)(pH=0.4)；以合金軋制面為腐蝕面，腐蝕面面積與腐蝕介質(zhì)體積之比為7 mm2/mL，采用水浴槽使腐蝕介質(zhì)溫度保持為(25±2) ℃。在浸泡過程中，根據(jù)ASTM G34—2001標(biāo)準(zhǔn)判斷同一樣品不同浸泡時(shí)間的剝蝕程度，并采用數(shù)碼相機(jī)記錄剝蝕整體形貌。

極化曲線的測(cè)定采用Solartron1287電化學(xué)綜合測(cè)試儀，測(cè)試系統(tǒng)為三電極系統(tǒng)，飽和甘汞電極作參比電極，鉑片作輔助電極，樣品裸露面為工作電極，溶液為上述配置的剝落腐蝕液，掃描速率為0.2 mV/s。電化學(xué)阻抗譜測(cè)試用的樣品制作和電化學(xué)極化曲線測(cè)量樣品相同。

電化學(xué)阻抗譜測(cè)試系統(tǒng)為三電極系統(tǒng)，飽和甘汞電極作參比電極，鉑片作輔助電極，樣品裸露面為工作電極，溶液為上述配置的剝落腐蝕液。三電極系統(tǒng)和Solartron1287恒電位儀、Solartron1255B 頻率響應(yīng)分析儀連接，擾動(dòng)信號(hào)為幅度50 mV，頻率為0.01 Hz～100 kHz的正弦波。

合金透射電鏡樣品經(jīng)機(jī)械減薄后雙噴穿孔而成，電解液為硝酸/甲醇溶液(體積比為1:3)，溫度低于-20 ℃。顯微組織觀察在TECNAIG220電鏡上進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 晶間腐蝕

圖1所示為不同時(shí)效態(tài)合金浸泡24 h后，試樣截面的金相顯微組織。通過測(cè)量樣品晶間腐蝕深度，并按GB/T 7998—2005標(biāo)準(zhǔn)對(duì)其進(jìn)行等級(jí)評(píng)定的結(jié)果見表2。由圖1和表2可知：隨著時(shí)效程度增加，合金晶間腐蝕深度減小，即晶間腐蝕程度減小；自然時(shí)效、欠時(shí)效態(tài)合金在浸泡24 h后出現(xiàn)了嚴(yán)重的晶間腐蝕跡象，且腐蝕深度很深，其腐蝕形態(tài)表現(xiàn)為在合金表層下沿軋制縱向發(fā)展；隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，晶間腐蝕深度遞減，峰時(shí)效、過時(shí)效態(tài)合金晶間腐蝕深度較淺。合金晶間腐蝕敏感性由大到小排序?yàn)椋鹤匀粫r(shí)效、欠時(shí)效、峰值時(shí)效、過時(shí)效。

圖1 合金不同時(shí)效狀態(tài)的晶間腐蝕金相組織Fig.1 Optical microstructures of intergranular corrosion of alloys under various aging treatments

表2 合金不同時(shí)效狀態(tài)下的晶間腐蝕深度和腐蝕水平Table 2 Depth and ranks of intergranular corrosion under various aging treatments

含鈧超高強(qiáng) Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金的晶間腐蝕形貌與其析出相分布密切相關(guān)。圖2所示為合金不同時(shí)效態(tài)的 TEM 顯微組織。自然時(shí)效態(tài)合金的析出相很少，主要第二相為與基體共格的 Al3Sc或 Al3(Sc,Zr)相粒子。于120 ℃/4 h時(shí)效后，合金晶內(nèi)有少量細(xì)小η′相析出，晶界處析出物很少；經(jīng)120 ℃/24 h 時(shí)效后，合金晶內(nèi)有大量彌散分布的顆粒狀η′相，晶界處有少量不連續(xù)平衡相析出，并有無(wú)沉淀析出帶形成；經(jīng)120℃/72 h時(shí)效后，晶內(nèi)η′相逐漸粗化，并有部分η′相開始向η平衡相轉(zhuǎn)化，而且開始析出少量針狀S′(Al2CuMg)相，晶界處有大量η和S平衡相析出，無(wú)沉淀析出帶(PFZ)明顯變寬。

2.2 晶間腐蝕機(jī)理

晶間腐蝕的機(jī)理較為復(fù)雜。在時(shí)效過程中，第二相沿晶界析出，并在晶界鄰近區(qū)形成溶質(zhì)元素的貧化帶(無(wú)沉淀析出帶 PFZ)，使晶界析出相、PFZ及晶粒本體產(chǎn)生電極電位差異。關(guān)于晶間腐蝕，目前主要有3種觀 點(diǎn)： 陽(yáng)極性的晶界構(gòu)成物與晶粒本體產(chǎn)生的腐蝕電位差異形成電偶腐蝕，進(jìn)而導(dǎo)致晶間腐蝕；晶界構(gòu)成物與晶格的擊穿電位差異導(dǎo)致晶間腐蝕；晶界沉淀相的溶解形成侵蝕性更強(qiáng)的閉塞區(qū)環(huán)境，導(dǎo)致連續(xù)的晶間腐蝕[13]。

含鈧超高強(qiáng) Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金主要存在η(MgZn2)，S(Al2CuMg)，Al3(Sc,Zr)和基體相，引起晶間腐蝕的原因是在腐蝕介質(zhì)中各組成物形成無(wú)數(shù)個(gè)腐蝕微電池，沿晶界形成陽(yáng)極溶解通道。在自然時(shí)效態(tài)的合金中，合金中的主要第二相為Al3(Sc,Zr)相，由于其電極電位比 Al基體的更負(fù)，基體相相對(duì)于晶界和Al3(Sc,Zr)粒子為陽(yáng)極，將優(yōu)先溶解。主要的陰/陽(yáng)極化合物(Al3(Sc,Zr)相/Al基體)在相界面區(qū)域發(fā)生腐蝕反應(yīng)，加劇了腐蝕液沿相界面的滲入，使腐蝕微電池?cái)?shù)量進(jìn)一步增加，基體的腐蝕進(jìn)一步加劇。Mg和Zn溶入基體后，使合金基體產(chǎn)生很大的晶格畸變，而Al3(Sc,Zr)粒子對(duì)位錯(cuò)有強(qiáng)烈的釘扎作用。自然時(shí)效態(tài)的合金晶內(nèi)存在大量位錯(cuò)，使合金處于亞穩(wěn)狀態(tài)，這種亞穩(wěn)狀態(tài)能加速合金的腐蝕，使自然時(shí)效態(tài)合金表現(xiàn)出很高的晶間腐蝕敏感性。在欠時(shí)效狀態(tài)下(120 ℃/4 h)，基體中析出少量的η′(MgZn2)相。η′(MgZn2)相的電極電位(-1.05 V)較Al基體(-0.85 V)的更負(fù)[14]。在合金腐蝕開始時(shí)，η′相將優(yōu)先發(fā)生溶解，η′相的溶解延緩了基體固溶體的溶解，減小了合金的腐蝕速率。η′溶解完以后，基體固溶體仍然作為陽(yáng)極溶解。但與自然時(shí)效態(tài)相比，由于經(jīng)過了一定時(shí)間的人工時(shí)效，Mg，Zn和Cu原子通過擴(kuò)散，在晶粒內(nèi)部形成球形的溶質(zhì)原子的偏聚區(qū)GP區(qū)。GP區(qū)的析出消耗了固溶體中的Mg和Zn原子，提高了基體的電極電位，使其腐蝕敏感性減小。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，在峰時(shí)效(120 ℃/24 h)和過時(shí)效(120 ℃/72 h)態(tài)下，合金晶內(nèi)析出的η′(MgZn2)相逐漸粗化、長(zhǎng)大，向平衡相η轉(zhuǎn)化，并有S相析出；晶界平衡相開始析出，晶界析出物由開始的連續(xù)網(wǎng)狀分布逐漸聚集長(zhǎng)大成不連續(xù)的鏈狀結(jié)構(gòu)，直到過時(shí)效態(tài)下形成較寬的晶界無(wú)沉淀析出帶(PFZ)。晶界上粗大不連續(xù)分布的S和η相粒子阻礙了晶間腐蝕的陽(yáng)極通道，因此，峰時(shí)效和過時(shí)效態(tài)合金的抗晶間腐蝕性能較好，腐蝕深度較淺。

圖2 不同時(shí)效狀態(tài)下合金的TEM 組織Fig.2 TEM microstructures of alloys under various aging treatments

2.3 剝落腐蝕

圖 3所示為不同時(shí)效態(tài)合金在 EXCO溶液中浸泡不同時(shí)間后的表面形貌，表 3所示為依據(jù) ASTM G34—2001標(biāo)準(zhǔn)比較分析后所獲得的合金在EXCO溶液中浸泡不同時(shí)間的剝蝕等級(jí)。由圖3和表3可知：不同時(shí)效態(tài)合金在 EXCO溶液中的剝落腐蝕程度不同。自然時(shí)效態(tài)合金浸泡4 h后即出現(xiàn)許多的腐蝕坑，

8 h后，表面已經(jīng)有明顯的剝落跡象，浸泡36 h后，剝落腐蝕已經(jīng)非常嚴(yán)重。于120 ℃經(jīng)不同時(shí)間時(shí)效處理的試樣，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，合金剝蝕發(fā)展速度逐漸減慢。欠時(shí)效態(tài)試樣浸泡8 h后，表面才開始出現(xiàn)小薄片狀的剝蝕特征；延長(zhǎng)浸泡時(shí)間至12 h，表面開始出現(xiàn)剝落跡象；浸泡48 h后，表層脫落嚴(yán)重，表現(xiàn)為嚴(yán)重的剝落腐蝕(ED)。峰時(shí)效態(tài)合金在浸泡12 h后僅為嚴(yán)重的點(diǎn)蝕，延長(zhǎng)浸泡時(shí)間至15 h才出現(xiàn)剝蝕特征，至48 h合金表面大部分都已脫落，剝落腐蝕較為嚴(yán)重(EC)。過時(shí)效態(tài)合金浸泡15 h后僅出現(xiàn)輕微的點(diǎn)蝕，直到浸泡24 h后才出現(xiàn)剝蝕特征。綜合以上分析可確定合金剝落腐蝕敏感性由大到小的順序?yàn)椋鹤匀粫r(shí)效、欠時(shí)效、峰時(shí)效、過時(shí)效；隨著浸泡時(shí)間的延長(zhǎng)，剝落腐蝕程度加重。

圖3 不同時(shí)效狀態(tài)下合金在EXCO溶液中浸泡不同時(shí)間后的剝落腐蝕形貌Fig.3 Exfoliation morphologies of alloy under various aging treatments after different immersion time in EXCO solution

表3 不同時(shí)效狀態(tài)下合金在EXCO溶液中浸泡不同時(shí)間后的剝落腐蝕水平Table 3 Exfoliation corrosion ranks of alloy under various aging treatments after different immersion time in EXCO solution

實(shí)際使用過程中，剝落腐蝕是對(duì)鋁合金危害性很大的一種腐蝕，具有不同的表現(xiàn)形式，如粉化、剝皮或產(chǎn)生直徑為幾毫米的鼓泡。剝落腐蝕既具有晶間腐蝕的特征，也具有應(yīng)力腐蝕的特點(diǎn)。自然條件下剝落腐蝕的發(fā)生通常需要很長(zhǎng)的時(shí)間，標(biāo)準(zhǔn)ASTM G34—2001提供了采用 EXCO溶液加速剝落腐蝕的實(shí)驗(yàn)方法。

對(duì)于剝落腐蝕機(jī)理，Robinson等[15]進(jìn)行過深入的研究。他們認(rèn)為剝蝕的發(fā)生需要2個(gè)條件：拉長(zhǎng)的晶粒和晶界電偶腐蝕(沉淀相/溶質(zhì)貧化區(qū))造成的腐蝕通道。Pasada等[16]認(rèn)為鋁合金剝蝕的產(chǎn)生最重要的因素是腐蝕產(chǎn)物所產(chǎn)生的局部楔形效應(yīng)。時(shí)效后的合金中Mg和Zn的偏析形成晶間陽(yáng)極區(qū)，產(chǎn)生與晶界平行的陽(yáng)極通道，當(dāng)晶間腐蝕沿著有強(qiáng)烈方向性的扁平晶粒發(fā)展時(shí)，由于難溶性腐蝕產(chǎn)物的比容均比基體金屬的大，出現(xiàn)所謂的“楔入效應(yīng)”，撐起表層沒有腐蝕的金屬，引起剝落。剝落腐蝕中晶界起著非常重要的作用。過時(shí)效態(tài)合金的晶內(nèi)析出物處于沉淀序列中η′和S′相逐漸向平衡的η和S相轉(zhuǎn)變的階段，同時(shí)，晶界開始析出粗大的不連續(xù)分布的平衡相，PFZ變寬(圖2(d))，合金的抗應(yīng)力腐蝕性能較高，剝落腐蝕敏感性低。峰時(shí)效態(tài)合金的晶界處有少量不連續(xù)平衡相析出，也有無(wú)沉淀析出帶形成，但PFZ的寬度較過時(shí)效態(tài)合金窄，相應(yīng)的剝落腐蝕敏感性較過時(shí)效態(tài)合金稍高。在欠時(shí)效態(tài)和自然時(shí)效態(tài)合金中，晶界析出相逐漸減少(圖2(a)和2(b))，合金的剝落腐蝕敏感性也逐漸增加。

2.4 恒電位極化曲線分析

圖4所示為不同時(shí)效態(tài)合金在EXCO溶液中的恒電位極化曲線。用CorrView軟件對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)擬合，結(jié)果見表4。由表4可知：不同時(shí)效狀態(tài)下，腐蝕電流密度中，JNA＞JUA＞JPA＞JOA。腐蝕電流密度和電化學(xué)腐蝕速率K成正比[17]：式中：A為相對(duì)原子質(zhì)量；Jcorr為腐蝕電流密度；n為金屬化合價(jià)數(shù)；F為法拉第常數(shù)。

圖4 不同時(shí)效態(tài)合金的恒電位極化曲線Fig.4 Polarization curves of alloys under various aging treatments

表4 Tafel擬合數(shù)據(jù)Table 4 Tafel fitting data

由此可得出合金腐蝕敏感性由大到小順序?yàn)椋鹤匀粫r(shí)效、欠時(shí)效、峰時(shí)效、過時(shí)效，與合金剝落腐蝕敏感性結(jié)果一致。

2.5 電化學(xué)阻抗譜分析

合金試樣分別經(jīng)自然時(shí)效、欠時(shí)效、峰時(shí)效和過時(shí)效處理后在EXCO溶液中浸泡不同時(shí)間測(cè)得的電化學(xué)阻抗譜(EIS)如圖5～8所示。可以看出：合金各時(shí)效態(tài)的試樣在浸泡初期(＜1 h)，其電化學(xué)阻抗譜都由一個(gè)高中頻容抗弧和低頻感抗弧組成；在一定的時(shí)間范圍內(nèi)，隨著浸泡時(shí)間的延長(zhǎng)，低頻感抗部分逐漸減弱消失，電化學(xué)阻抗譜逐漸趨向1個(gè)半徑很小的高中頻容抗弧。關(guān)于鋁合金電化學(xué)阻抗譜上出現(xiàn)低頻感抗弧的原因主要有2種觀點(diǎn)：曹楚南等[18]認(rèn)為有鈍化膜覆蓋的金屬表面可能在鈍化膜孔蝕誘導(dǎo)期產(chǎn)生感抗，一旦鈍化膜穿孔，孔蝕進(jìn)入發(fā)展期，感抗成分即消失；Keddam 等[19]認(rèn)為感抗弧與由于陽(yáng)極溶解導(dǎo)致鋁合金表面氧化層保護(hù)作用的弱化有關(guān)。這2種觀點(diǎn)實(shí)際上都說明：鋁合金在浸泡初期，由于合金表面氧化膜的腐蝕，將導(dǎo)致合金電化學(xué)阻抗譜出現(xiàn)低頻感抗弧，隨著浸泡時(shí)間的延長(zhǎng)，表面氧化膜保護(hù)作用減弱，反應(yīng)電阻降低導(dǎo)致高中頻容抗弧半徑減?。讳X合金表面氧化膜的不斷變薄引起感抗成分不斷減弱，當(dāng)氧化膜溶解而露出合金基體時(shí)，合金基體開始腐蝕，感抗成分消失；浸泡初期鋁合金試樣電化學(xué)阻抗譜的感抗成分消失得越快，說明其基體開始腐蝕的敏感性越大。比較自然時(shí)效、欠時(shí)效、峰時(shí)效和過時(shí)效處理后試樣浸泡初期鋁合金試樣電化學(xué)阻抗譜感抗成分消失的先后，可以得出其剝落腐蝕敏感性從大到小的順序?yàn)椋鹤匀粫r(shí)效、欠時(shí)效、峰時(shí)效、過時(shí)效，與前面的分析結(jié)果一致。

圖5 自然時(shí)效態(tài)合金浸泡在EXCO溶液中的電化學(xué)阻抗復(fù)平面圖Fig.5 Nyquist plots of impedance of alloy under natural aging treatments after different immersing time in EXCO solution

圖6 欠時(shí)效態(tài)合金浸泡在EXCO溶液中的電化學(xué)阻抗復(fù)平面圖Fig.6 Nyquist plots of impedance of alloy under aging treatments after different immersing time in EXCO solution

圖7 峰時(shí)效態(tài)合金浸泡在EXCO溶液中的電化學(xué)阻抗復(fù)平面圖Fig.7 Nyquist plots of impedance of alloy under peak aging treatments after different immersing time in EXCO solution

圖8 過時(shí)效態(tài)合金浸泡在EXCO溶液中的電化學(xué)阻抗復(fù)平面圖Fig.8 Nyquist plots of impedance of alloy under over aging treatment after different immersing time in EXCO solution

隨著合金基體開始腐蝕，仔細(xì)觀察經(jīng)自然時(shí)效、欠時(shí)效和峰時(shí)效處理的樣品表面，可以觀察到合金開始產(chǎn)生鼓泡剝蝕，此時(shí)，在圖5～7所示的電化學(xué)阻抗譜圖上可看到2個(gè)重疊的容抗?。?個(gè)在高頻段，半徑較??；1個(gè)在中低頻段，半徑較大。隨浸泡時(shí)間的延長(zhǎng)(＞5 h)，合金的剝蝕程度加劇，鼓泡剝蝕特征明顯，這2個(gè)容抗弧更易分辨。Conde等[20]認(rèn)為，高頻容抗弧是合金原有表面的響應(yīng)，中低頻容抗弧是合金因剝蝕而露出并與EXCO溶液接觸的新界面的響應(yīng)。對(duì)于不同時(shí)效態(tài)的鋁合金，一旦其電化學(xué)阻抗譜上出現(xiàn)2個(gè)容抗弧，則表明合金已發(fā)生剝蝕。圖8所示的電化學(xué)阻抗譜圖顯示：過時(shí)效處理的樣品表面經(jīng) 5 h的浸泡后仍沒有呈現(xiàn)出中低頻段的容抗弧，這表明合金基體還沒開始腐蝕，其剝落腐蝕敏感性最小。因此，測(cè)量不同時(shí)效態(tài)鋁合金在EXCO溶液中浸泡后的電化學(xué)阻抗譜可以快速而無(wú)損地反映出其剝落腐蝕傾向程度，為研究鋁合金的腐蝕提供一種新的有效研究手段。

3 結(jié)論

(1) 含鈧超高強(qiáng)Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金不同時(shí)效態(tài)晶間腐蝕和剝落腐蝕敏感性由大到小順序?yàn)椋鹤匀粫r(shí)效、欠時(shí)效、峰時(shí)效、過時(shí)效。

(2)η和S相在晶界的析出和PFZ的形成是影響合金腐蝕敏感性的主要因素。在自然時(shí)效狀態(tài)，析出相很少，未溶的Al3(Sc,Zr)粒子、晶界與亞穩(wěn)的過飽和固溶體構(gòu)成為腐蝕電池，腐蝕敏感性較大；在欠時(shí)效狀態(tài)，晶界析出相較少，腐蝕敏感性仍較大，延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間至過時(shí)效狀態(tài)，晶界析出粗大的不連續(xù)分布的η和S相，PFZ變寬，阻礙了腐蝕通道，腐蝕敏感性降低。

(3) 浸泡初期鋁合金試樣電化學(xué)阻抗譜的感抗成分消失，標(biāo)志著基體開始腐蝕；感抗成分消失得越快，說明其基體剝落腐蝕的敏感性越大。

(4) 對(duì)于不同時(shí)效態(tài)的鋁合金，其電化學(xué)阻抗譜上是否出現(xiàn)高頻段和中低頻段2個(gè)容抗弧，可以判斷合金是否已發(fā)生剝落剝蝕。

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