航空铝合金，特别是7000系铝合金，容易发生应力腐蚀，引发飞机灾难性事故。现有研究表明，合金的应力腐蚀抗力直接受未溶相和材料再结晶的影响。工业上通常通过优化合金成分和热处理制度改变材料的未溶相和再结晶组织，达到提高合金应力腐蚀抗力的目的。综述已发表文献，一般认为7000系合金组织通常包含不同类型的未溶相，例如Al₂CuMg和Al₇Cu₂Fe等^[1-3]。未溶相由于与铝基体存在电位差，容易引发点蚀^[4]。7000系合金应力腐蚀一般都是沿晶腐蚀，所以该系列合金应力腐蚀抗力直接与晶界析出相有关。晶界析出相一般可通过时效处理工艺加以调整。大量文献报道表明，粗大而不连续的晶界析出相有利于提高合金的应力腐蚀抗力^[5-12]。另外，晶界析出相也受晶界结构的影响，所以晶界结构反过来也会影响应力腐蚀抗力^[13]。一些研究者认为抑制再结晶能大幅提高合金的应力腐蚀抗力^[14-17]。例如：Ou^[14]等人通过多级均匀化处理工艺抑制合金的再结晶，从而使合金的应力腐蚀抗力达到最佳；Kannan^[15]和Fang ^[16]等人通过添加微量元素抑制合金再结晶方法也使材料获得较好的应力腐蚀抗力；Dorward^[17]等人也得出类似的结论。尽管上述研究者均认为抑制再结晶能较好地提高合金的应力腐蚀抗力，但对机理问题均未给出有说服力的解释。

着重研究未溶相和再结晶对应力腐蚀抗力的影响，聚焦关注以下几个问题：

1) 未溶相和再结晶如何影响合金的应力腐蚀抗力？2)未溶相和再结晶对合金应力腐蚀抗力的影响，哪一类因素占主导？3)再结晶组织如何降低合金的应力腐蚀抗力？

1 材料与实验

研究材料为商用7B50合金(东北轻合金有限公司)。其名义成分为：含Zn 6.5%, Mg 2.4%, Cu 2.2%, Zr 0.15%, Al余量(若未特殊说明，均为质量百分比)。

合金首先在455~470 ℃下均匀化处理12 h；然后在400 ℃下多道次热轧处理，总变形量为95%，轧制方向标定为L，横向方向标定为S。样品分二批次进行不同的固溶热处理。一批次在480 ℃下固溶处理120 min，记为样品A；另一批次在480 ℃下固溶处理30 min，记为样品B；固溶处理完毕，样品A和B快速水淬和T77时效处理，具体时效制度为：120 ℃/ 24 h~180 ℃ / 1 h~120 ℃ / 24 h。

样品分别通过Keller试剂和Graff Sargent试剂腐蚀未溶相和再结晶组织。Graff Sargent试剂能清楚地区分再结晶组织和未再结晶组织。在试剂腐蚀下未再结晶组织由于含有较多的位错而显示出黑色，与之对应的再结晶组织显示出亮色^[18-19]。腐蚀完毕，两组样品的未溶相和再结晶组织通过金相显微镜观察，其所占百分数通过Imagine Pro-plus软件进行统计。

慢应力拉伸试验(SSRT)分别沿着L-T和T-L方向开展(首字母代表加力方向，第二个字母代表裂纹扩展方向)。样品具体尺寸如图 1所示。SSRT腐蚀环境为0.5 wt% NaCl+0.3 vol% H₂O₂，拉伸速率为10^-6/s。为消除夹具与试样间的间隙，试验前期加载荷至100 N。依据相关文献^[20-22]，通过样品在腐蚀溶液中的断裂时间判定应力腐蚀抗力的大小。取出在慢应力拉伸不同阶段的平行样品进行抛光腐蚀，采用金相显微镜和扫描电镜观察对应的腐蚀形貌。为了原位观察不同晶界结构析出相的腐蚀行为，事先制备的透射样品薄片浸入0.5 wt% NaCl+0.01 M K₂CrO₄溶液大约1 min，然后取出吹干，并装入透射电镜中进行观察。溶液中加入0.01 M K₂CrO₄溶液可以减弱样品的整体腐蚀以透射电镜观察。

2 结果与讨论

图 2所示为不同固溶处理样品A(图a)和B(图b)的典型金相组织。分别对比(a)和(c)以及(b)和(d)可知：样品A组织包含较少的未溶相，但再结晶较严重；与之相反，样品B组织包含较多的未溶相，再结晶较少。样品A和B未溶相和再结晶在组织中所占百分数的统计结果如图 3所示。未溶相在样品A和B中所占百分数分别为0.5%和1.2%，而再结晶在样品A和B中所占百分数分别为18%和5%。其原因是随着固溶时间从30 min延长至120 min，未溶相溶解的同时，再结晶现象也较为严重。

图 4为不同固溶制度处理样品对应不同方向的慢应力腐蚀拉伸结果。由图可知，不论是L-T方向还是T-L方向，样品B在腐蚀溶液中的断裂时间均比样品A长，表明样品B的耐应力腐蚀抗力优于样品B。两组样品的应力腐蚀断口形貌进一步佐证了这一结论。

图 5为两组样品沿L-T方向的应力腐蚀断口形貌。由低倍扫描电镜断口形貌可知，两组样品应力腐蚀断口均由两部分构成(见图 5左侧虚线所标)：一部分断口区域较为平坦，主要为前期慢应力腐蚀主导发生区域；另一部分断口区域较为粗糙，主要为后期断裂主导发生的区域。根据相关文献报道^[23]，材料的应力腐蚀抗力可通过断口平坦区的面积衡量。断口平坦区的面积越大，表明材料的应力腐蚀抗力越好。对比图 5中左侧的样品形貌可知，样品B(图b)断口的平坦区明显大于样品A，表明样品B应力腐蚀抗力优于样品A(图b)。另外，由断口平坦区的扫描电镜高倍放大结果(图 5右侧图)可知，样品B断口沿晶腐蚀所占分数明显小于样品A(断口亮色部分代表沿晶腐蚀断裂)。样品A具有较少的未溶相，但出现更多再结晶组织，对应应力腐蚀抗力较差；相反，样品B具有较多的未溶相，但发生较少的再结晶现象，对应应力腐蚀抗力较好。所以不难得出以下结论：相对于未溶相，再结晶组织主导了合金的应力腐蚀抗力。

为了进一步探讨未溶相和再结晶组织在应力腐蚀发生不同阶段所起的作用，三组平行样品A分别在应力腐蚀发展不同阶段取出并进行组织观察。图 6为应力腐蚀初期样品侧面金相观察。由图可知，在未溶相附近区域出现一些腐蚀坑，表明在应力腐蚀初期产生的腐蚀坑直接与未溶相有关。图 7为应力腐蚀发展阶段样品侧面扫描电镜观察。可见，在前期腐蚀坑周围明显出现一些微裂纹。原因是在慢应力拉伸的作用下，前期出现的腐蚀坑容易产生应力集中，应力堆积到一定程度产生微裂纹。进一步细致观察可见，应力腐蚀产生的微裂纹主要沿着再结晶晶界扩展，如图 8所示。当裂纹扩展到一定程度，引起试样的快速断裂。该现象能较好地解释再结晶程度严重的样品A应力腐蚀抗力较差的原因。

7000系铝合金应力腐蚀主要是沿晶腐蚀，所以应力腐蚀抗力取决于晶界析出相，而晶界析出相的析出行为依赖于晶界结构^[24-25]。已有研究表明，再结晶晶粒的晶界主要由大角度晶界构成。由于大角度晶界具有较高的界面能，晶界析出相容易在大角度晶界析出，导致粗化且产生较宽的无沉淀析出带(PFZ)；与之对比，未再结晶晶粒的晶界主要由小角度晶界构成，小角度晶界的界面能较低，析出行为不容易发生，最终结果为在未再结晶晶界上析出相细小且PFZ较窄。图 9所示的透射电镜观察证实了上述推测。A处所示为再结晶晶界，其析出相粗大且PFZ较宽，未再结晶晶界B处的析出相较细小，附近的PFZ较窄，甚至消失。

为了对比研究再结晶晶界析出相和未再结晶晶界析出相在腐蚀溶液中的耐蚀性，将包含再结晶晶界和未再结晶晶界的透射样品浸入腐蚀溶液，然后取出、吹干，进行透射电镜原位观察，其结果如图 10所示。可知，再结晶晶界A处的析出相明显发生了腐蚀现象，而未再结晶晶界B处的析出相基本未发生腐蚀。该实验结果证实了未再结晶晶界析出相比再结晶晶界析出相更耐蚀。可以推断，相对于再结晶晶界析出相，未再结晶晶界析出相在应力作用下不容易引起应力集中，进而有效抑制腐蚀裂纹扩展，所以未再结晶组织具有更好的应力腐蚀抗力。

3 结论

通过上述研究，可以得出以下结论：

1) 相对于未溶相，再结晶组织主导了7000系合金的应力腐蚀抗力。

2) 7000系合金的应力腐蚀全过程为：应力腐蚀初期在未溶相处(或附近)产生点蚀，而后在点蚀处产生微裂纹，进而微裂纹沿着再结晶晶界扩展，最终导致合金断裂。

3) 相对于未再结晶晶界析出相，再结晶晶界析出相较差的耐蚀性导致微裂纹容易沿着再结晶晶界扩展。