宋豐軒， 張新明， 劉勝膽， 白 譚， 韓念梅， 譚季波

(1.中南大學材料科學與工程學院，長沙 410083;2.有色金屬材料科學與工程教育部重點實驗室，長沙 410083)

7050鋁合金是一種典型的超高強度變形鋁合金，廣泛用作航空航天領域的承力結構材料［1］。但由于合金化程度高且在鑄造過程中不可避免地引入一些雜質，7050鋁合金內存在大量第二相。7050鋁合金熱軋板中存在的第二相主要為η(MgZn2，含少量 Cu)、S(Al2CuMg)、β(Mg2Si)和 Al7Cu2Fe 相［2］。粗大(＞1μm)第二相容易引起變形過程中的應力集中和誘發(fā)微裂紋［3］，以及引起微電偶腐蝕［4］，從而導致合金的斷裂失效。高溫固溶可以溶解掉鋁合金中初生的非強化第二相，使合金的斷裂韌度和耐蝕性提高［5］。同時，粗大第二相的溶解增加了合金中的空位和溶質原子過飽和度，有利于后續(xù)時效析出強化。為改善7×××系鋁合金的綜合性能，各種固溶熱處理制度不斷被提出和改進。Xu等［6，7］研究發(fā)現(xiàn)，在避免過燒的情況下，單級固溶只能溶解掉合金中的η相，而S相仍然大量存在;采用先低溫后高溫的雙級固溶制度，使低熔點的非平衡共晶相先溶解，殘余多相共晶熔點提高，最終使S相完全溶入Al基體中;三級固溶處理，可以在保證可溶性的第二相完全溶入Al基體的同時將合金的再結晶分數(shù)控制在50%以下。熊創(chuàng)賢等［8］報道了逐級固溶(強化固溶)過程中7050鋁合金板材微結構與織構的演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)長時低溫保溫能促使合金發(fā)生充分回復，抑制了隨后高溫固溶中再結晶的發(fā)生，而且可溶性的η和S相完全溶入Al基體中，使合金綜合性能大大提高。Huang等［9］研究提出，固溶后降溫預析出可以使合金在保持較高強度的同時抗應力腐蝕性能得到改善。其基本思路為，通過較低溫度保溫控制溶質在晶界上預析出，在隨后的時效過程中，合金晶內析出細小彌散的強化相，晶界上則由于預析出，析出相繼續(xù)長大變得不連續(xù)分布，耐蝕性能提高。

對7×××系鋁合金中第二相電化學行為進行研究發(fā)現(xiàn)［10，11］，η 相、β 相和 S 相相對于 Al基體為陽極相，而Al7Cu2Fe相相對于Al基體為陰極相，鋁合金腐蝕的開始和早期階段主要與這些金屬間化合物的電化學行為有關。目前人們對于7×××系鋁合金中殘余第二相的研究，主要從微觀尺度通過制造單個粒子的模擬物［10，12］來研究其對腐蝕性環(huán)境的電化學響應，而對合金中的第二相及其相互間的作用對腐蝕性能影響的研究較少。本工作借助于已有理論，通過不同的固溶熱處理制度，改變合金中第二相的種類和數(shù)量，探究其對合金腐蝕性能的影響，尋求改善合金腐蝕性能的最佳固溶熱處理制度。

1 實驗

實驗合金為80mm厚7050鋁合金熱軋板，由西南鋁業(yè)(集團)有限責任公司提供。其化學成分(質量分數(shù)/%，下同)為:Zn 6.06，Mg 2.20，Cu 2.12，Zr 0.11，F(xiàn)e 0.08，Si 0.04，余量 Al。為盡量減少厚板軋制組織不均勻帶來的影響，所有試樣均在1/4厚度處切取，試樣尺寸為2.5mm(厚)×30mm(橫向)×50mm(軋向)。試樣在SX-4-10箱式電阻爐中分別進行 SHT 1(473℃/1h)和 SHT 2(473℃ /1h+483℃ /30 min)和 SHT 3(150℃ /12h+200℃ /12h+300℃ /12h+400℃ /12h+483℃ /4h)固溶處理，保溫后室溫水淬，然后立即進行T6時效(121℃ /24h)，時效后的樣品分別記作 A1，A2，A3。

采用KYKY-2800掃描電鏡(SEM)和其EDAX能譜儀(EDS)附件對固溶前后的試樣組織進行觀察，對比觀察合金中第二相的大小與分布，并對粗大第二相合金元素進行能譜分析。

開路電位和極化曲線測試，采用Pt作為輔助電極，飽和甘汞電極為參比電極的三電極體系，利用上海辰華公司生產的Chi660c電化學工作站在25℃下測量。試樣曝露面積1cm2。極化曲線測試的動電位掃描速率為1mV·s－1，掃描范圍為開路電位 ±0.2V。

浸泡腐蝕樣品表面依次經SiC砂紙磨至1200#、1μm金剛石研磨膏拋光、丙酮除油、乙醇脫水和熱風干燥處理。然后放入3.5%(質量分數(shù))的NaCl溶液中，用恒溫水浴鍋將溶液溫度維持在25℃/1h后將試樣取出通過掃描電鏡和EDAX能譜儀對固溶態(tài)樣品中第二相周圍的腐蝕情況進行觀測。

應力腐蝕(SCC)性能測定按照GB/T 15970.7—2000進行。試樣為狗骨頭形，標距部分的尺寸為20mm×2mm×2.5mm。拉伸軸方向平行于熱軋板的軋制方向。通過Letry微應變拉伸機分別測定樣品在空氣中和3.5%NaCl溶液中的拉伸性能。測試環(huán)境為室溫(25℃)，應變速率為1 ×10－6s－1。應力腐蝕敏感性通過應力腐蝕敏感因子ISSRT［13］確定:

其中，σfw和δfw分別為樣品在3.5%NaCl溶液中的抗拉強度和伸長率;σfA和δfA為樣品在空氣中的抗拉強度和伸長率。

采用XJP-26A型金相顯微鏡進行金相(OM)組織觀察。通過TecnaiG220型透射電鏡(TEM)觀察時效后樣品的亞晶組織變化和基體內第二相的分布，加速電壓為200 kV。透射電鏡觀察樣品先磨成0.1mm厚，沖成d=3mm圓片后進行雙噴減薄。電解液為30%HNO3+70%CH3OH(體積分數(shù))，溫度控制在－30℃以下。

2 實驗結果

2.1 第二相的演變

圖1是7050鋁合金熱軋板和不同固溶熱處理后合金內第二相的掃描照片。由圖1a可以看出，熱軋態(tài)樣品中存在大量第二相，其中尺寸較小、顏色發(fā)亮的針狀物為η相(箭頭A所示)，灰色的圓形相為S相(箭頭B所示)，灰色不規(guī)則相為含F(xiàn)e相(箭頭C所示)。從圖1a的放大圖像(圖1b)中可以看到，粗大S相邊緣有η相粒子存在。單級固溶后，η相已完全消除，樣品中主要含有圓形的S相和含F(xiàn)e的Al7Cu2Fe相(圖1c)。經雙級固溶處理后，粗大S相數(shù)量明顯減少，合金中殘余的第二相為Al7Cu2Fe相和少量S相(圖1d)。合金經逐級固溶處理后，S相已檢測不到，殘余的第二相為Al7Cu2Fe相(圖1e)。由EDS能譜分析(圖1f)可知，粗大的Al7Cu2Fe相上含有Si，而熱軋態(tài)樣品中檢測不到含Si的β相，可能是由于β相被粗大的第二相包裹，粗大的第二相溶解后，含Si的β相才逐漸暴露出來。

采用ImageJ軟件對多個視場進行統(tǒng)計分析，發(fā)現(xiàn)殘留第二相分數(shù)與固溶制度的關系為:熱軋板中殘余大量第二相，其面積分數(shù)為(15.8±0.4)%;經SHT 1固溶處理后，合金中第二相分數(shù)明顯減少，為(3.6±0.2)%;進一步經SHT 2和 SHT 3固溶后，其面積分數(shù)減少為(3.0 ±0.2)%和(2.4 ±0.2)%。

通過以上的觀察可以發(fā)現(xiàn)，7050鋁合金熱軋板中存在大量第二相，主要為均勻彌散分布的針狀η相，粗大的S和Al7Cu2Fe相以及包裹在這些粗大第二相內的含Si的β相，固溶處理可使η和S相逐漸溶入Al基體中，但含F(xiàn)e，Si的相由于熔點很高，仍殘留在Al基體中。

2.2 電化學響應特性

圖2是不同固溶態(tài)樣品在3.5%NaCl溶液中的開路電位(OCP)與浸泡時間的關系圖。從圖中可以看到，不同固態(tài)樣品的開路電位隨浸泡時間的延長先較快的減小到一最小值，再逐漸增大，最終穩(wěn)定在一較正的電位值(在測試的1h內OCP均保持穩(wěn)定，為了突出開始階段的變化，圖中僅給出了前450s內的數(shù)據)。當OCP穩(wěn)定后，各樣品的OCP(vsSCE)從大到小依次為:SHT 3(－0.65V) ＞SHT 2(－0.71V) ＞SHT 1(－0.73V)＞Hot-rolled( －0.86V)。待合金的 OCP 相對穩(wěn)定(大約浸泡10min)后，測試樣品的極化曲線，其結果如圖3所示。通過Chi660c電化學工作站自帶的軟件，對圖3所示的極化曲線進行分析(設定分析范圍為自腐蝕電位±100 mV)可知，不同固溶態(tài)樣品的自腐蝕電位為:ESHT3(－0.623V)＞ESHT2(－0.731V)＞ESHT1(－0.756V) ＞ EHot-rolled( －0.865V)，腐蝕電流密度為:JSHT3(0.0127mA·cm－2) ＜JSHT2(7.09mA·cm－2)＜JSHT1(8.12mA·cm－2) ＜JHot-rolled(135.4mA·cm－2)。自腐蝕電位越低，腐蝕傾向越大，腐蝕電流密度越大，腐蝕速率越快［14］。因此各狀態(tài)樣品的耐腐蝕性能依次為SHT 3＞SHT 2 ＞SHT 1 ＞Hot-rolled。

圖1 不同固溶態(tài)樣品中殘余第二相的二次電子像和典型能譜圖Fig.1 Second electron images showing the main residual constituent particles after different solution heat treatments

2.3 浸蝕實驗

圖2 開路電位隨浸泡時間的變化曲線Fig.2 Curves of open-circuit potential vs immersion time for the 7050 alloy samples after different solution heat treatments(there was～2s delay between immersion and date acquisition)

為了探究第二相對7050鋁合金腐蝕性能的影響，將不同固溶態(tài)樣品置于3.5%的NaCl溶液中浸蝕1h，其典型腐蝕形貌和能譜圖如圖4所示?？梢钥吹降诙嘀車l(fā)生了明顯的腐蝕，但各樣品表面均未觀察到點蝕坑。熱軋態(tài)樣品表面有兩種不同類型的腐蝕型式:一是圓形的突起(圖4a中箭頭A所示)，進一步放大觀察發(fā)現(xiàn)，圓形突起發(fā)生了龜裂，頂部出現(xiàn)微裂紋(圖4b);另一種形狀不規(guī)則且周圍散落著大量白色腐蝕產物(圖4a中箭頭B所示)。逐級固溶熱處理后，樣品表面只觀測到形狀不規(guī)則的點狀腐蝕(圖4c)。能譜(EDS)分析可知，圓形突起是由Al基體和其上面少量含Mg的白色氧化物組成(圖4d);不規(guī)則粒子周圍的白色腐蝕產物則含有較多的Al和極少量的Mg，Si(圖4e)，推測為Al基體發(fā)生腐蝕和β相發(fā)生去合金化的產物。

圖3 不同固溶態(tài)樣品的Tafel極化曲線Fig.3 Tafel curves of the 7050 alloy samples after different solution heat treatments

圖4 不同固溶態(tài)樣品浸蝕1h后的表面形貌和能譜圖Fig.4 Surface morphologies for samples treated with different heat treatments in 3.5%NaCl solution after 1h immersion

2.4 應力腐蝕

圖5是7050鋁合金不同固溶+T6時效態(tài)樣品在3.5%NaCl溶液中的慢應變拉伸曲線?？梢钥吹?，經固溶熱處理后合金在3.5%NaCl溶液中的拉伸性能明顯改善;固溶程度越高，合金的拉伸性能越好。應力腐蝕是引起7×××系鋁合金斷裂失效的一種非常重要的腐蝕形式，為了考察不同樣品應力腐蝕性能的變化情況，測試了不同固溶+T6時效態(tài)樣品在空氣中的拉伸性能，并計算得到了應力腐蝕敏感因子ISSRT，其結果列于表1中。應力腐蝕敏感因子越小，合金的抗應力腐蝕性能越好［15］。因此，各時效態(tài)樣品的抗應力腐蝕性能為A3＞A2＞A1＞Hot-rolled。

圖5 7050鋁合金不同固溶+T6時效態(tài)樣品在3.5%NaCl溶液中的慢應變速率拉伸曲線Fig.5 SSRT curves of 7050 aluminum alloy samples after different solution+T6 aging treatments in 3.5%NaCl solution at a strain rate of 1 ×10 －6s－1

表1 慢應變速率拉伸數(shù)據Table 1 SSRT results in terms of stress-strain curves

2.5 組織觀察

圖6是不同固溶處理后7050鋁合金的金相組織照片?？梢钥吹?，經過固溶后合金均發(fā)生了不同程度的再結晶，金相組織由大量細小的亞晶和一些粗大的再結晶晶粒組成，腐蝕后再結晶區(qū)域呈白色并沿軋向伸長，亞晶區(qū)域呈黑色。通過ImageJ軟件統(tǒng)計再結晶分數(shù)可知:單級固溶態(tài)樣品的再結晶分數(shù)為25%左右;雙級固溶后，再結晶晶粒明顯長大，再結晶分數(shù)接近30%;逐級固溶樣品再結晶晶粒進一步長大，再結晶分數(shù)為38%左右。

7050鋁合金熱軋板經不同固溶+T6時效后的透射組織照片如圖7所示。由圖可知:經過單級固溶后的樣品，含有多變化的回復組織，亞晶粒尺寸為1～3μm;雙級固溶后，亞晶組織長大，部分晶界變得平直，尺寸為3～7μm;逐級固溶態(tài)樣品的亞晶界平直，三角晶界組織明顯，尺寸為5～10μm。時效態(tài)合金晶內析出大量彌散分布的第二相，＜112＞晶帶軸的電子衍射花樣表明主要是強化相η'相［16］(圖7f)。晶內析出相的分布，逐級固溶后的樣品最致密，尺寸最小;單級固溶態(tài)樣品的密度最小，尺寸最大;雙級固溶樣品析出相密度和尺寸介于兩者之間。

3 分析與討論

3.1 固溶對微觀組織的影響

7×××系鋁合金中η和S相的溶解溫度分別為475 ～478℃［17］和 490 ～ 501℃［18］，過燒溫度在480℃以上［19］，傳統(tǒng)的固溶溫度控制在 475 ～478℃［20］。單級固溶溫度比較低(473℃)，僅 η 相完全溶解，而S相和含F(xiàn)e，Si相由于熔點高仍殘留在Al基體中(圖1c);通過單級固溶使低熔點的非平衡共晶相優(yōu)先溶解，合金過燒溫度升高，可以進一步提高固溶溫度以促進合金中殘余第二相的溶解，因此雙級固溶樣品中S相發(fā)生了部分溶解，殘余第二相分數(shù)進一步降低(圖1d);逐級固溶與雙級固溶類似，高溫長時固溶有利于S相完全溶到Al基體中(圖1e)。

在一定范圍內，提高固溶溫度，可以增加溶質原子在基體的固溶度，提高固溶強化效果［21］。但是，固溶溫度升高，晶粒長大，再結晶分數(shù)增加。雙級固溶后的樣品由于固溶度高，時效時析出動力大，合金晶內析出相比單級固溶樣品細小致密(圖7b和7d)，但晶粒較大，再結晶分數(shù)高(圖6b和6c)。逐級固溶樣品，在逐級升溫過程中晶粒發(fā)生充分回復(圖7e)，抑制了再結晶的發(fā)生，合金再結晶分數(shù)控制在50%以下，而且由于固溶更充分，時效后的樣品晶內析出相更加細小致密(圖7f)。

3.2 固溶對腐蝕性能的影響

鋁合金腐蝕的早期階段主要與合金中的第二相有關［22］。開路電位的數(shù)值大小反映了合金在一定的介質環(huán)境中腐蝕發(fā)生的難易程度。開路電位越負則合金更容易發(fā)生氧化反應，使合金發(fā)生腐蝕，開路電位正移，氧化反應動力減小，合金腐蝕傾向降低。開始OCP快速下降，可能是由于腐蝕介質最初攻擊的部位是第二相偏聚最嚴重的地方(如粗大的相周圍，不同相間相互包裹的地方)，而隨著浸泡時間的延長，其余部位較分散的第二相也開始遭受攻擊，因此OCP先迅速減小，這一過程通常很短(小于30s)。OCP減小到最小值后又逐漸上升，其原因:一方面是由于第二相在遭受腐蝕介質的攻擊后逐漸發(fā)生了去合金化［23］(如S相和β相遭受攻擊時由于Mg的電極電位更負，發(fā)生Mg的去合金化)，第二相的殘余物(發(fā)生了Cu的富集)腐蝕電位更正，第二相逐漸從陽極相向陰極相轉變，腐蝕傾向變小;另一方面是因為生成的腐蝕氧化產物阻礙了腐蝕介質對合金的進一步浸蝕。浸泡大約200s左右后，腐蝕介質對合金的浸蝕與合金的去合金化和氧化產物對腐蝕的阻礙作用間逐漸達到平衡，OCP幾乎恒定。

熱軋態(tài)樣品中存在大量粗大第二相(圖1a)，相之間相互包裹、相互作用，使合金易于發(fā)生腐蝕，腐蝕傾向大，腐蝕速率快。固溶促使熱軋態(tài)樣品中的粗大第二相逐漸溶入鋁基體中(圖1c～e)，使得合金中元素的分布更加均勻，腐蝕傾向減小，腐蝕速率變慢。隨著固溶程度的增加，基體內殘余第二相分數(shù)減少，抗腐蝕性能提高。

7×××系鋁合金的強度主要由晶內析出相GP區(qū)和η'相的體積分數(shù)、形貌尺寸和分布決定。沉淀相的體積分數(shù)越大，分布越均勻致密，合金的強度越高［24］。慢應變速率拉伸是一種無缺陷應力腐蝕測試方法，裂紋的產生源于合金在腐蝕介質中形成的點缺陷［25］。因此，固溶越充分，合金時效強化效果更好，拉伸性能越高，同時抗點蝕性能越好，應力腐蝕敏感性越小。綜合考慮，7050鋁合金不同固溶+T6時效態(tài)樣品抗應力腐蝕性能依次為A3＞A2＞A1 ＞Hot-rolled。

4 結論

(1)7050鋁合金熱軋板中的 η，S，β 和Al7Cu2Fe相在3.5%NaCl溶液中浸泡時易發(fā)生圓形突起狀和不規(guī)則狀腐蝕，為了提高合金的耐蝕性能，應盡量將其溶到Al基體中。

(2)單級固溶時η相完全溶入Al基體中，固溶度低，時效析出密度低，但再結晶分數(shù)較小;雙級固溶固溶度增加，時效析出密度變大，晶粒長大，再結晶分數(shù)增加;逐級固溶由于低溫充分回復，再結晶分數(shù)低，同時由于固溶度最高，時效析出密度最高。

(3)不同固溶+T6時效態(tài)樣品抗應力腐蝕性能從大到小依次為:逐級固溶＞雙級固溶＞單級固溶。

［1］HEINZ A，HASZLER A，KEIDEL C，et al.Recent development in aluminium alloys for aerospace applications［J］.Materials Science and Engineering(A)，2000，280(1):102－107.

［2］LI X M，STARINK M J.Effect of compositional variations on characteristics of coarse intermetallic particles in overaged 7000 aluminium alloys［J］.Materials Science and Technology，2001，17(11):1324 －1328.

［3］TODA H，KOBAYASHI T，TAKAHASHI A.Mechanical a-nalysis of toughness degradation due to premature fracture of course inclusions in wrought aluminium alloys［J］.Materials Science and Engineering(A)，2000，280(1):69 －75.

［4］BIRBILIS N，BUCHHEIT R G.Electrochemical characteristics of intermetallic phases in aluminum alloys［J］.Journal of the Electrochemical Society，2005，152(4):140 －151.

［5］韓念梅.航空用7050鋁合金板材斷裂韌性的研究［D］.長沙:中南大學，2011.

［6］XU D K，ROMETSCH P A，BIRBILIS N.Improved solution treatment for an as-rolled Al-Zn-Mg-Cu alloy:Part I:Characterisation of constituent particles and overheating［J］.Materials Science and Engineering(A)，2012，534:234 －243.

［7］XU D K，ROMETSCH P A，BIRBILIS N.Improved solution treatment for an as-rolled Al-Zn-Mg-Cu alloy:Part II:Microstructure and mechanical properties［J］.Materials Science and Engineering(A)，2012，534:244 －252.

［8］熊創(chuàng)賢，鄧運來，萬里，等.7050鋁合金板在固溶過程中微結構與織構的演變［J］.中國有色金屬學報，2010，20(3):427－434.(XIONG C X，DENG Y L，WAN L，et al.Evolutions of microstructures and textures of 7050 Al alloy plate during solution heat treatment［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2010，20(3):427 －434.)

［9］HUANG L P，CHEN K H，LI S，et al.Influence of high-temperature pre-precipitation on local corrosion behaviors of Al-Zn-Mg alloy［J］.Scripta Materialia，2007，56(4):305 －308.

［10］BIRBILIS N，CAVANAUGH M K，BUCHHEIT R G.Electrochemical behavior and localized corrosion associated with Al7Cu2Fe particles in aluminum alloy 7075-T651［J］.Corrosion Science，2006，48(12):4202 －4215.

［11］BIRBILIS N，BUCHHEIT R G.Electrochemical characteristics of intermetallic phases in aluminum alloys——An experimental survey and discussion［J］.Journal of the Electrochemical Society，2005，152(4):140 －151.

［12］RAMGOPAL T，GOUMA P I，F(xiàn)RANKEL G S.Role of grain-boundary precipitates and solute depleted zone on the intergranular corrosion of aluminum alloy 7150［J］.Corrosion，2011，58(8):687 －697.

［13］HU J，XU L X，YAO C K.Location corrosion of alumina borate whisker reinforced AA2024 T6 composite in aqueous 3.5%NaCl solution［J］.Materials Chemistry and Physicals，2002，76(3):290 －294.

［14］曹楚南.腐蝕電化學［M］.北京:化學工業(yè)出版社，1994:10.

［15］ZHANG X M，LIU L，YE L Y，et al.Effect of pre-deformation of rolling combined with stretching on stress corrosion of aluminum alloy 2519A plate［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2012，22(1):8 －15.

［16］樊喜剛，蔣大鳴，孟慶昌，等.時效制度對7150鋁合金組織和性能的影響［J］.材料熱處理，2006，35(16):22－25.(FAN X G，JIANG D M，MENG Q C，et al.Effect of aging on microstructure and properties of 7150 aluminum alloy［J］.Material ＆ Heat Treatment，2006，35(16):22 －25.)

［17］WANG T，YIN Z M，SUN Q.Effect of homogenization treatment on microstructure and hot workability of high strength 7B04 aluminium alloy［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2007，17(2):335 －339.

［18］LI N K，CUI J Z.Microstructural evolution of high strength 7B04 ingot during homogenization treatment［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2008，18(4):769－773.

［19］田榮璋，王祝堂.鋁合金及其加工手冊［M］.長沙:中南大學出版社，2004.

［20］STARINK M J，WANG S C.A model for the yield strength of overaged Al-Zn-Mg-Cu alloy［J］.Acta Materialia，2003，51(17):5131－5150.

［21］陸智倫，潘清林，陳琴，等.固溶處理對含Ag的Al-Cu-Mg力學性能和組織的影響［J］.航空材料學報，2011，31(6):24－29.(LU Z L，PAN Q L，CHEN Q，et al.Effects of solution treatment on mechanical properties and microstructure of Al-Cu-Mg alloy with Ag addition［J］.Journal of Aeronautical Materials，2011，31(6):24 －29.)

［22］XU D K，BIRBILIS N，LASHANSKY D，et al.Effect of solution treatment on the corrosion behaviour of aluminium alloy AA7150:Optimisation for corrosion resistance［J］.Corrosion Science，2011，53(1):217 －225.

［23］BOAG A，HUGHES A E，GLENN A M，et al.Corrosion of AA2024-T3:Part I:Localised corrosion of isolated IM particles［J］.Corrosion Science，2011，53(1):17 －26.

［24］張新明，宋豐軒，劉勝膽，等.雙級時效對7050鋁合金板材剝蝕性能的影響［J］.中南大學學報(自然科學版)，2011，42(8):2252 －2259.(ZHANG X M，SONG F X，LIU S D，et al.Influence of two-step aging on exfoliation corrosion properties of 7050 aluminum alloy plate［J］.Journal of Central South University(Science and Technology)，2011，42(8):2252 －2259.)

［25］PENG G S，CHEN K H，CHEN S Y，et al.Effect of the deformation on the stress-corrosion cracking of Al-Zn-Mg-Cu alloys［J］.Materials and Corrosion，2012，63(3):254 －258.