鋁合金作為一種強韌性高、耐蝕性好、加工性及焊接性能好的輕質(zhì)合金，廣泛用于航空航天領(lǐng)域，由于其優(yōu)良的綜合性能，成為飛機蒙皮和框架以及航天器主結(jié)構(gòu)的***材料[1-3]，主要作用是承受和傳遞載荷[4]。目前我國大多數(shù)飛機都存在“飛少停多”的現(xiàn)象，其中軍用飛機日歷壽命95%以上時間均為地面停放狀態(tài)，地面腐蝕作用遠(yuǎn)高于空中疲勞，是影響軍用飛機日歷壽命的主要因素[5-7]。與軍機相比，民機地面停放時間***高可占到60%[8]，以x7和x8型飛機為例，其地面停放時間占服役期間的95%以上，腐蝕問題對飛機壽命產(chǎn)生嚴(yán)重影響?？紤]不同地域的影響，長期處于沿海停放狀態(tài)的飛機，腐蝕損傷占主導(dǎo)地位，服役狀態(tài)接近預(yù)腐蝕疲勞過程。而對于經(jīng)常高空作業(yè)的軍機和經(jīng)常起停的民機，需要考慮高空腐蝕疲勞和地面腐蝕之間交替作用的影響，服役過程可認(rèn)為是“腐蝕+腐蝕疲勞”交替的結(jié)果。當(dāng)忽略高空飛行時產(chǎn)生的微小腐蝕損傷時，認(rèn)為飛機在機場停放時腐蝕損傷占主導(dǎo)，在高空飛行時疲勞損傷占主導(dǎo)，其服役過程接近“腐蝕+疲勞+腐蝕+疲勞+…”交替過程。在航天器一次服役過程中，地面試驗和組裝過程接觸腐蝕環(huán)境時間短，太空環(huán)境下鋁合金幾乎不發(fā)生腐蝕[9]，隨著航天器可重用技術(shù)的發(fā)展[10]，在航天器多次重用過程中，除了交變載荷造成的疲勞問題外，還面臨多次地面維修、試驗、組裝過程中受到的腐蝕問題。與飛機的腐蝕疲勞不同，可重用航天器服役過程不存在高空腐蝕影響，更符合“腐蝕-疲勞”交替過程。

隨著航空航天事業(yè)的不斷發(fā)展，高強度的2xxx系（2A12、2024、2219、2090等）和超高強度的7xxx系（7050、7075、7A04、7055等）鋁合金是航空航天工業(yè)中應(yīng)用范圍***廣、使用量***大的合金，主要應(yīng)用在機翼、機身蒙皮、翼梁上下緣條、壓力艙和整流罩等部位[11]。同時還有部分5xxx系（5A06、5456、5086、5B70等）防銹鋁合金，由于具有良好的焊接性、疲勞性和耐海洋大氣腐蝕性，常被用作飛機發(fā)動機、齒輪箱、支架結(jié)構(gòu)和航天器整體壁板等[12]，以及少量的6xxx系（6A02、6013等）和8xxx系（8091等）鋁合金，用于制造飛機發(fā)動機零件。而腐蝕主要集中在機身蒙皮、機翼前梁腹、翼梁上下緣條、機身長桁外部蒙皮鉚釘處、尾部框條等部位，這些也是腐蝕疲勞失效的危險部位[5]。

腐蝕疲勞失效是構(gòu)件在腐蝕環(huán)境和交變載荷協(xié)同/交互作用下所產(chǎn)生的一種常見失效形式。它不僅僅是單純的腐蝕作用和疲勞影響的疊加，在腐蝕因素和疲勞應(yīng)力交互下產(chǎn)生的協(xié)同作用，比兩者任何一種單獨作用影響更大[13-15]。數(shù)十年來，國內(nèi)外學(xué)者開展大量腐蝕疲勞試驗研究，對探究航空航天鋁合金腐蝕疲勞機理、腐蝕疲勞影響因素及疲勞壽命變化等方面做出了突出貢獻。近年來，又發(fā)現(xiàn)了鋁合金在腐蝕疲勞交替作用下疲勞壽命的獨有特征。本文將從鋁合金的腐蝕疲勞機理出發(fā)，介紹目前主要的腐蝕疲勞試驗技術(shù)，歸納分析影響腐蝕疲勞的主要因素和腐蝕疲勞交替下疲勞壽命的特點，并對鋁合金腐蝕疲勞未來發(fā)展趨勢進行展望。

1 鋁合金腐蝕疲勞機理

1.1 腐蝕疲勞裂紋萌生機理

在腐蝕環(huán)境下，疲勞裂紋的萌生是一個復(fù)雜的過程，與腐蝕環(huán)境、力學(xué)因素、材料因素等密切相關(guān)，其中腐蝕環(huán)境具有重要影響，目前研究發(fā)現(xiàn)的腐蝕疲勞機理多以腐蝕因素為主，主要有以下幾種：

1）局部腐蝕理論。裂紋通常是在腐蝕環(huán)境和循環(huán)載荷協(xié)同作用下萌生，由材料表面形成的腐蝕坑及局部缺陷引起的應(yīng)力集中造成的[16-17]。目前認(rèn)為局部腐蝕中點蝕形成的腐蝕坑對鋁合金疲勞裂紋萌生過程起著重要作用[18-19]，而腐蝕作用對高應(yīng)力循環(huán)區(qū)域疲勞壽命影響不明顯，但在低應(yīng)力區(qū)域明顯[20]。該理論適用于對點蝕比較敏感，發(fā)生局部腐蝕的鋁合金材料，具有一定的局限性，而對于點蝕不敏感的鋁合金材料未發(fā)生局部腐蝕也能產(chǎn)生腐蝕疲勞過程[21]。

2）陽極溶解-膜破裂理論。鋁合金表面鈍化膜在外力作用下破裂。有氧化膜保護部分和局部裸露部分在腐蝕環(huán)境下構(gòu)成了原電池，裸露區(qū)作為陽極不斷被溶解，直至氧化膜被修復(fù)，然后不斷重復(fù)膜破裂-陽極溶解-膜修復(fù)的過程，從而引起疲勞裂紋萌生。

3）表面吸附理論。腐蝕環(huán)境中的鋁合金表面會吸附活性物質(zhì)，使其表面能降低，表面強度下降，機械性能降低。此時受到循環(huán)應(yīng)力作用，容易造成疲勞破壞。氫原子在吸附鋁合金表面后，會向內(nèi)部擴散造成氫脆破壞。

1.2 腐蝕疲勞裂紋擴展機理

在腐蝕疲勞過程中，以光滑試樣為例，裂紋萌生壽命僅占腐蝕疲勞總壽命10%，而裂紋擴展壽命則要占到90%。所以腐蝕疲勞試樣的使用壽命以腐蝕疲勞擴展壽命為主。腐蝕疲勞擴展機理與萌生機理存在部分相似，主要有三種腐蝕疲勞裂紋擴展理論：1）形變活化促進陽極溶解機理；2）氫脆機理；3）表面能下降模型。

早期人們認(rèn)為鋁合金腐蝕疲勞裂紋擴展以陽極溶解理論為主，陽極溶解機制解釋了周期性暴露的裂紋尖端的局部陽極溶解，會加速腐蝕疲勞的裂紋擴展，如圖1所示。陽極溶解機理取決于裂紋尖端處保護膜的破裂，以及隨后新暴露的新鮮金屬表面的再鈍化。腐蝕疲勞裂紋的擴展速率將由裸露表面的陽極溶解速率、再鈍化速率、氧化膜破裂速率、反應(yīng)物向溶解表面的傳質(zhì)速率來控制。

進一步研究發(fā)現(xiàn)，基體中鋁發(fā)生陽極溶解會生成氫。圖2給出了應(yīng)力作用下發(fā)生氫致開裂裂紋擴展的過程：a）裂紋尖端應(yīng)力集中，并引起位錯運動；b）在應(yīng)力作用下，氫與位錯的相互作用，以及氫原子的擴散，使裂紋尖端氫濃度增高；c）當(dāng)裂紋尖端的氫濃度達(dá)到臨界值時，發(fā)生氫脆，使尖端裂紋向前擴展，然后重復(fù)此過程。目前對于腐蝕疲勞裂紋擴展，人們越來越傾向于氫脆機理，但關(guān)于氫是如何擴散進入材料內(nèi)部，引發(fā)氫脆破壞的，還需從合金氫致開裂的微觀機理上進行探究。

表面能下降模型與裂紋萌生機理中的吸附理論相似，該模型與氫脆機理都屬于環(huán)境導(dǎo)致材料本身的疲勞性能發(fā)生變化，但表面能下降模型應(yīng)用范圍較小，吸附的活性粒子對材料的作用機理也尚不清楚[24]。

材料的腐蝕疲勞裂紋萌生和擴展機制均與腐蝕環(huán)境有著密切關(guān)系，而裂紋的萌生受局部腐蝕中點蝕產(chǎn)生腐蝕坑的影響較大。陽極溶解機理和氫致開裂理論對裂紋擴展均有較大影響。在陽極溶解主導(dǎo)的腐蝕疲勞中，裂紋擴展是交變應(yīng)力和材料表面在腐蝕介質(zhì)中發(fā)生化學(xué)反應(yīng)溶解的過程。在氫致開裂主導(dǎo)的腐蝕疲勞中，由于氫原子擴散進入基體，使基體發(fā)生氫脆，在交變應(yīng)力作用下產(chǎn)生脆性裂紋，并發(fā)生擴展。這兩種機理并非獨立存在，而是處于兩者共存、相互競爭的狀態(tài)。同時，研究發(fā)現(xiàn)腐蝕疲勞裂紋擴展機理不是單獨存在的，往往以某一機理為主、多種機理復(fù)合存在[25]。

2 腐蝕疲勞實驗技術(shù)

由于材料在真實服役環(huán)境中的失效過程極為漫長，很難實現(xiàn)在實際腐蝕環(huán)境下進行疲勞研究。因此，有必要建立在實驗室條件下的加速腐蝕疲勞試驗方法，包括實際服役環(huán)境與實驗室腐蝕環(huán)境的等效和腐蝕疲勞環(huán)境的模擬。

2.1 腐蝕疲勞環(huán)境的模擬

目前，對于腐蝕疲勞主要以三種耦合形式進行模擬：

1）腐蝕疲勞同步實驗技術(shù)，即腐蝕環(huán)境和交變載荷同時作用，直至發(fā)生破壞，所得試驗數(shù)據(jù)是疲勞因素和環(huán)境因素協(xié)同作用的結(jié)果。該類實驗操作較為復(fù)雜，如圖3所示，一般需要在疲勞試驗機上自制腐蝕環(huán)境盒，建立腐蝕疲勞環(huán)境條件，以便實現(xiàn)材料在腐蝕介質(zhì)下的疲勞耐久性試驗和裂紋狀態(tài)檢測。黃小光等[26]利用“環(huán)境小盒”研究了LY12CZ鋁合金在3.5%Na Cl腐蝕疲勞協(xié)同下，p H變化對腐蝕疲勞裂紋擴展的影響，發(fā)現(xiàn)中性環(huán)境時，裂紋擴展以陽極溶解機制為主導(dǎo)，但隨著p H的降低，這種主導(dǎo)作用逐漸被析氫反應(yīng)代替，酸性環(huán)境下的氫離子使得裂尖材料發(fā)生氫脆，腐蝕疲勞裂紋擴展速率將大幅提高。王馳全等[27]研究了2種航空鋁合金（2E12-T3、7050-T7451）在3.5%Na Cl腐蝕疲勞協(xié)同下的疲勞壽命，發(fā)現(xiàn)隨著應(yīng)力水平降低，腐蝕與疲勞載荷的協(xié)同作用增強，疲勞性能下降更明顯。

2）預(yù)腐蝕疲勞實驗技術(shù)，即先腐蝕成核后，再增加疲勞載荷，直至疲勞失效。據(jù)資料顯示[5-7]，我***用飛機疲勞加載時間不到日歷時間的5%，而95%以上時間處于停飛狀態(tài)，且高空腐蝕環(huán)境對疲勞強度的影響較小。針對這類飛機一般采用先地面腐蝕、后空中疲勞的模型，即采用預(yù)腐蝕疲勞實驗技術(shù)。但在飛機沿海飛行任務(wù)多，疲勞加載時間較長的情況下，就需要考慮腐蝕疲勞交替作用。研究已發(fā)現(xiàn)預(yù)腐蝕造成的損傷會加速疲勞失效過程。黃炎峰等[28]研究了不同預(yù)腐蝕時間下，7075-T6鋁合金腐蝕坑特征及疲勞裂紋擴展，隨著腐蝕時間的增加，腐蝕坑表面尺寸增加，通常會與相鄰的腐蝕坑匯聚形成凹坑簇，應(yīng)力水平較高時，存在多個裂紋從單個坑或凹坑簇萌生，并擴展。Liu等[29]對2024-T62鋁合金進行預(yù)腐蝕疲勞試驗，發(fā)現(xiàn)預(yù)腐蝕對疲勞S-N曲線和疲勞裂紋萌生行為有顯著影響，但對裂紋擴展行為沒有影響。許良等[30]指出由于預(yù)腐蝕損傷的存在，預(yù)腐蝕后的裂紋萌生壽命僅占總壽命的20%以下，疲勞壽命急劇下降。Sankaran等[31]采用循環(huán)鹽霧法對7075-T6鋁合金進行預(yù)腐蝕實驗，發(fā)現(xiàn)點蝕會使疲勞壽命降低為原來的1/6～1/8。

在針對飛機用高強鋁合金腐蝕疲勞的研究中，還有基于有限元模擬對腐蝕疲勞壽命的預(yù)測研究。Medina-Pérez等[32]將腐蝕試驗與有限元結(jié)合，研究了預(yù)腐蝕機翼的疲勞壽命，準(zhǔn)確評估了預(yù)腐蝕飛機機翼的疲勞壽命。Cerit等[33]基于有限元分析研究了半橢圓形腐蝕點處的應(yīng)力分布，得到凹坑縱橫比（a/2c）是影響應(yīng)力集中系數(shù)（SCF）的主要參數(shù)，同時發(fā)現(xiàn)高強度鋁合金局部（點蝕）腐蝕處的應(yīng)力集中，是疲勞裂紋形核的潛在原因。***等[34]采用彈塑性損傷本構(gòu)方程和彈塑性損傷演化模型，來評估疲勞損傷，提出了一種連續(xù)損傷力學(xué)方法，并改進了凹坑演化模型，同時利用ABAQUS數(shù)值模擬，有效預(yù)測了鋁合金的腐蝕疲勞壽命。呂勝利等[35]利用AFGROW軟件模擬了各種腐蝕損傷和腐蝕坑深度對試樣剩余疲勞壽命的影響，預(yù)測了腐蝕坑引起的應(yīng)力和裂紋成核位點，建立了一種有效可靠的預(yù)測腐蝕標(biāo)本疲勞壽命的工程方法。目前，在飛機鋁合金的腐蝕疲勞研究中，預(yù)腐蝕疲勞實驗技術(shù)的應(yīng)用廣泛而***。

3）腐蝕-疲勞交替實驗技術(shù)，是指材料在一定的循環(huán)周期下進行環(huán)境腐蝕和載荷疲勞的交互實驗。腐蝕和疲勞兩者之間的交互作用，會導(dǎo)致材料的疲勞性能發(fā)生變化。目前，學(xué)者們[36]普遍認(rèn)為飛機在沿海機場停放時，幾乎不受疲勞載荷作用，是腐蝕損傷占主導(dǎo)；而飛機在空中服役時，高空腐蝕環(huán)境造成的損傷也可以忽略不計，疲勞損傷占主導(dǎo)。由此認(rèn)為對于沿海環(huán)境下，高空飛行任務(wù)多的軍機和頻繁起停的民機，服役過程經(jīng)受腐蝕和疲勞交替作用，即“腐蝕+疲勞+腐蝕+疲勞+···”循環(huán)過程。***次交替過程可以等同于預(yù)腐蝕疲勞過程，但一般比預(yù)腐蝕導(dǎo)致的腐蝕損傷影響要小，之后結(jié)構(gòu)受到腐蝕損傷后，再遭受疲勞作用，兩者以一定周期依次交替。此交替形式也符合可重用航天器多次空天往返及地面修復(fù)過程中受到的腐蝕疲勞作用。陳躍良等[37]為了研究腐蝕與疲勞的交替順序?qū)︿X合金的壽命影響，將“腐蝕-疲勞”和“疲勞-腐蝕-疲勞”試驗下的LY12CZ鋁合金疲勞壽命作對比，發(fā)現(xiàn)后一種條件下的疲勞壽命更長，且增幅隨預(yù)疲勞壽命的增加而降低，但腐蝕與疲勞交替順序?qū)ζ趬勖绊憻o明顯差別。

目前，在鋁合金腐蝕疲勞耦合形式的研究中，預(yù)腐蝕疲勞居多，尤其是針對預(yù)腐蝕產(chǎn)生的點蝕、腐蝕坑對裂紋萌生擴展和疲勞壽命的影響，而對于腐蝕疲勞協(xié)同和交替方面還需進一步研究。在復(fù)雜交互形式下，多影響因素下的裂紋發(fā)展機制尚不明確，對疲勞壽命影響規(guī)律仍無統(tǒng)一定論。

2.2 腐蝕環(huán)境的等效

自然環(huán)境暴露試驗下能獲得真實、可靠、直觀的腐蝕數(shù)據(jù)，但受試驗周期長、成本高、不易實現(xiàn)的***。為了在試驗中獲得準(zhǔn)確、快速的腐蝕疲勞試驗數(shù)據(jù)，實驗室加速腐蝕方法的研究意義重大。用較短的時間達(dá)到實際服役環(huán)境中數(shù)月乃至數(shù)年的腐蝕效果，這就要求編制加速腐蝕當(dāng)量環(huán)境譜，具體原則如下[38-39]:

1）必須遵循疲勞關(guān)鍵部位局部腐蝕損傷相等原則；

2）必須能再現(xiàn)實際結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵部位在實際服役環(huán)境中產(chǎn)生的腐蝕損傷形式、特征以及腐蝕產(chǎn)物組分；

3）確定腐蝕時間與實際腐蝕時間的加速當(dāng)量關(guān)系，即在同一可靠度條件下，相同腐蝕深度對應(yīng)的實際腐蝕時間和實驗室加速腐蝕時間的比值；

4）加速腐蝕當(dāng)量環(huán)境譜應(yīng)盡量簡化，以保證腐蝕試驗環(huán)境易于實現(xiàn)。

加速腐蝕當(dāng)量關(guān)系是實驗室環(huán)境與實際環(huán)境聯(lián)系的“紐帶”，但當(dāng)量腐蝕時間的確定仍是國內(nèi)外研究的一個技術(shù)難題。目前加速腐蝕當(dāng)量關(guān)系確立方法有：

1）以金屬腐蝕電流Ic相等為準(zhǔn)則的當(dāng)量折算法；

2）基于腐蝕損傷相等，則疲勞強度（壽命）相同的疲勞強度對比法；

3）以腐蝕損傷相同為準(zhǔn)則的腐蝕程度對比法。

但前兩種方法在工程上難以測定實際結(jié)構(gòu)腐蝕電流Ic和結(jié)構(gòu)關(guān)鍵部位疲勞壽命，且兩者在時間和經(jīng)費上消耗大，難以廣泛應(yīng)用。因此，腐蝕程度對比法在確定加速腐蝕當(dāng)量關(guān)系的實際應(yīng)用中有效可行。

張勝等[40]基于萬寧試驗場環(huán)境對2024-T4鋁合金試樣進行了7、12、20年的暴露測試，之后進行了大氣預(yù)腐蝕疲勞試驗，以試樣厚度為腐蝕損傷的特征量，根據(jù)腐蝕損傷特征量相等的原則，確定加速度當(dāng)量關(guān)系，提出了一種模擬沿海大氣腐蝕的實驗室加速腐蝕測試方法，但確定的加速當(dāng)量關(guān)系只適用于發(fā)生剝落腐蝕后。劉成臣等[41]對2A12材料進行海洋環(huán)境自然暴露試驗和實驗室加速腐蝕試驗，以點蝕形成的腐蝕坑深分布規(guī)律，衡量腐蝕程度的一致性，獲得了腐蝕程度在95%置信度下，加速腐蝕時間和自然暴露時間的當(dāng)量關(guān)系。腐蝕環(huán)境的等效重點是建立腐蝕當(dāng)量環(huán)境譜，當(dāng)量腐蝕關(guān)系的確定，必須要有大量的加速模擬試驗數(shù)據(jù)及結(jié)構(gòu)關(guān)鍵部位的腐蝕損傷試驗數(shù)據(jù)，再進行理論分析推導(dǎo)，并建立數(shù)學(xué)模型得出，實驗周期較長，難度較大。

3 腐蝕疲勞影響因素

3.1 材料因素

不同材料的成分、組織、熱處理狀態(tài)不同，其耐蝕性也不同，直接導(dǎo)致耐腐蝕疲勞性不同。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)5xxx的Al-Mg合金中Mg含量大于3.5%時，沿晶界析出β相（Al3Mg2）作為陽極優(yōu)先溶解，容易產(chǎn)生晶間腐蝕和應(yīng)力腐蝕傾向[42]。同時，鋁合金中Zn、Fe、Cu、Sn等元素的存在，也會降低合金的耐蝕性，對于不含Cu元素的7xxx系列合金（Al-Zn-Mg），其具有較好的耐蝕性。在Al-Mg-Si合金A6061中，Sn含量為0.03%時，可以細(xì)化晶界，提高耐蝕性。然而，Sn含量較高（0.4%）時，會形成陽極Mg2(Si,Sn)相，發(fā)生嚴(yán)重的腐蝕[43]。但隨著Sc、Zr元素的加入，具有細(xì)化晶粒及再結(jié)晶的促進作用，對合金晶間腐蝕和剝落腐蝕有很好地抑制作用，但Sc、Zr元素復(fù)合微合金化對腐蝕疲勞性能的影響還需進一步研究。

與2xxx和7xxx系列可熱處理強化合金相比，3xxx和5xxx系列不可熱處理強化合金一般具有更高的耐蝕性[44]。2024鋁合金中存在的Al2Cu Mg和Al2Cu金屬化合物能很好地改善其機械性能，但增加了發(fā)生局部腐蝕的可能，主要是因為引起了晶間腐蝕的敏感性[45]，通常需要進行人工時效或表面處理來提高耐蝕性能。Moutarlier等[46]發(fā)現(xiàn)2024鋁合金經(jīng)過陽極氧化后，在Na Cl溶液中的耐腐蝕性明顯提高。Gadpale等[47]發(fā)現(xiàn)2014鋁合金在較低的時效溫度和較短的時效時間下，具有較高的耐蝕性，這是因為其析出相在基體中均勻分布。Niu等[48]分析了2024和7075鋁合金攪拌摩擦焊異種焊接的剝落腐蝕性能，發(fā)現(xiàn)2024鋁合金具有***佳的耐腐蝕性能，***大腐蝕深度比7075母材小約0.6 mm。2024鋁合金攪拌側(cè)中不連續(xù)分布的晶界析出物和無析出物區(qū)，可降低前進側(cè)的晶間腐蝕程度。同時指出晶粒大小不同，晶間腐蝕敏感性也不同，焊接接頭前進側(cè)的細(xì)小再結(jié)晶晶粒表現(xiàn)出比母材更高的晶間腐蝕敏感性。

Holtz等[49]研究發(fā)現(xiàn)5083-H131鋁合金腐蝕疲勞性能與晶界析出相有關(guān)。Mc Mahon等[50]研究了不同成分（AA5083和AA5456）的兩種合金在回火狀態(tài)（-H131、-H116和-SHTQ）下的腐蝕敏感性，對于恒定的-H116高溫，富含Mg的AA5456對晶間應(yīng)力腐蝕的敏感性低于AA5083。因2xxx和7xxx系鋁合金具有較低的耐蝕性，目前腐蝕疲勞的主要研究集中在此類合金中，在6xxx和8xxx鋁合金方面研究較少。Kairy等[51]研究了時效處理下Cu含量對6xxx系鋁合金亞穩(wěn)態(tài)點蝕行為的影響。得出過時效處理會形成較大的析出物，抗點蝕性***大。通過在0.1 mol/L Na Cl溶液下的電化學(xué)測試，發(fā)現(xiàn)隨Cu含量的增加，點蝕速率降低。由于Li元素的化學(xué)性質(zhì)活潑，鋁鋰合金在復(fù)雜環(huán)境下的腐蝕敏感性較高。目前，大量研究致力于通過合金化[52-53]和熱處理[54-55]，來改變析出相的種類和分布，從而改善合金的腐蝕敏感性。AA8090-T81合金在海水中易遭受孔蝕破壞，且顯微組織的不均勻性將增加其孔蝕敏感性，而AA2090Al-Li合金在進行時效處理時，組織中會存在晶界析出的Al2Cu相，亞晶界及位錯處析出的Al2Cu Li相，沿晶界及亞晶界邊緣形成貧Cu的無沉淀帶（PFZ),PFZ組織對其腐蝕性能有很大的影響[56]。成分影響組織，組織決定性能，不同成分的材料具有不同的耐蝕性，添加元素的差別也會導(dǎo)致耐蝕性變化，而材料的組織、析出相、熱處理等都會影響腐蝕敏感性變化，不同材料的腐蝕疲勞性各有特點，還需要進行廣泛的研究。

3.2 環(huán)境因素

3.2.1 介質(zhì)及濃度的影響

航空航天用鋁合金所處腐蝕環(huán)境具有明顯的地域特征。內(nèi)陸環(huán)境下存在潮濕大氣、工業(yè)大氣對材料的影響；沿海環(huán)境下存在海洋大氣和海水對材料的影響。由于海洋大氣和海水形成的是具有高含氧量、高鹽霧的腐蝕環(huán)境[57]，對材料疲勞性能影響尤為強烈。在實驗室模擬海洋環(huán)境試驗中，常采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%～3.5%的Na Cl溶液加以模擬[58]。學(xué)者們[59-60]研究發(fā)現(xiàn)不同腐蝕介質(zhì)對7xxx系鋁合金腐蝕疲勞壽命的影響順序為“油箱積水>鹽水>鹽霧>潮濕空氣>實驗室空氣”，并發(fā)現(xiàn)了腐蝕介質(zhì)中Cl-的存在會加劇試樣的應(yīng)力集中效應(yīng)。此外，不同腐蝕介質(zhì)對疲勞裂紋擴展速率的影響也不同，7xxx系鋁合金在3.5%Na Cl腐蝕環(huán)境比空氣中的裂紋擴展速率提高了1倍。在低?K范圍內(nèi)，LY12-CZ在鹽水中的裂紋擴展速率是空氣中的3倍，并隨著?K的增加，影響逐漸減弱。Prabhu等[61]評估了6xxx系A(chǔ)l-Mg-Si合金分別在不同濃度的H3PO4和Na OH溶液中的腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)與H3PO4溶液相比，Na OH溶液中的腐蝕速率明顯更高，并且腐蝕速率隨著酸、堿的濃度和溫度的升高而增加。腐蝕介質(zhì)濃度對裂紋擴展速率影響顯著。圖4為LY12-CZ鋁合金在3.5%Na Cl溶液和5.0%Na Cl溶液下的斷裂形態(tài)，以形成的條紋尺寸來比較裂紋擴展速率，Yang等[62]發(fā)現(xiàn)在5.0%Na Cl溶液下的疲勞裂紋擴展速率比3.5%Na Cl溶液下的裂紋擴展速率快約4～6倍，說明腐蝕液濃度增加，氯離子對鈍化膜破壞增加，不同濃度下同種腐蝕介質(zhì)對裂紋擴展速率影響很大。另外研究還發(fā)現(xiàn)，腐蝕液作用時間越長，對鋁合金表面損傷越大，腐蝕液流速越快，腐蝕介質(zhì)更容易***作用在材料表面，且由于溶液流動沖刷作用，容易將腐蝕產(chǎn)物從材料表面剝離，疲勞壽命越短。

3.2.2 溫濕度的影響

環(huán)境溫度與濕度的變化都會影響高強鋁合金的腐蝕疲勞壽命。在高濕度環(huán)境下，水蒸氣和氧含量較高，容易在材料表面發(fā)生反應(yīng)，生成原子氫，在循環(huán)載荷作用下引發(fā)氫脆，加速裂紋擴展速率。隨著濕度的降低，裂紋擴展速率降低，在空氣和潮濕空氣中的裂紋擴展實驗（實驗室進行）證明了這一點[63]。較高的溫度會提高介質(zhì)活性，加速腐蝕介質(zhì)在試樣表面的化學(xué)反應(yīng)，加速腐蝕坑的形成，促進裂紋萌生。在高的腐蝕溫度下，高強鋁合金腐蝕疲勞壽命會降低，如圖5所示，腐蝕溫度由25℃升高到75℃時，合金平均疲勞壽命均降低，且溫度越高，平均疲勞壽命降低越多[64]。

3.2.3 p H值影響

高強鋁合金在2

[65-66]。航天鋁合金7075在不同p H值下的裂紋擴展速率變化如圖6所示，隨著p H值的降低，溶液腐蝕性增強，合金的臨界應(yīng)力強度因子降低，裂紋擴展速率提高，加速了腐蝕疲勞的破壞。在酸性腐蝕環(huán)境中，p H值的降低會造成氫離子濃度增加，促進高強鋁合金表面鈍化膜的溶解，導(dǎo)致氫脆或通過金屬陽極溶解促進裂紋擴展[67]；在中性腐蝕環(huán)境下，疲勞裂紋擴展加速作用是以陽極溶解為主導(dǎo)；堿性腐蝕環(huán)境下，溶液中由于氧化還原反應(yīng)的發(fā)生，生成Al(OH)3等氫氧化物沉淀，形成鈍化膜，抑制裂紋尖端陽極溶解，裂紋擴展速率降低。生海等[68]發(fā)現(xiàn)2024-T351鋁合金在p H=5～7的Na Cl溶液中，其表面可生成穩(wěn)定的氧化膜，在p H=3的Na Cl溶液中，鋁合金表面難以形成穩(wěn)定存在的氧化膜，基體金屬與腐蝕液直接接觸發(fā)生溶解。實驗室研究海洋環(huán)境影響時的p H值一般取2～7。

3.3 力學(xué)因素

3.3.1 應(yīng)力比的影響

應(yīng)力比對腐蝕疲勞裂紋擴展速率有著顯著影響，一般來說，隨著應(yīng)力比的提高，裂紋擴展逐漸速率提高。李春艷等[70]測定了不同應(yīng)力比下（R=0.1、0.3、0.5）的da/d N-?K曲線，發(fā)現(xiàn)隨著R值的增加，疲勞裂紋門檻值逐漸減小。Sabelkin等[71]研究了3.5%鹽水環(huán)境下7075-T6鋁合金中腐蝕坑向裂紋的轉(zhuǎn)變過程，發(fā)現(xiàn)在相同腐蝕環(huán)境中，裂紋萌生周期會隨著施加的疲勞應(yīng)力增加而減小。Liu等[72]對2024-T62鋁合金在不同應(yīng)力比下的預(yù)腐蝕實驗進行了研究，發(fā)現(xiàn)在實驗室空氣中，R=-1時存在小裂紋效應(yīng)，而R=0.06時不存在；在3.5%Na Cl溶液下，R=-1、0.06時，均未出現(xiàn)小裂紋效應(yīng)，說明預(yù)腐蝕下的小裂紋效應(yīng)不明顯。但在R=0.06時，不同腐蝕介質(zhì)對裂紋擴展影響基本相同。腐蝕疲勞裂紋擴展速率有著明顯的門檻特征，由Paris公式可知，其隨著應(yīng)力強度因子?K的增加而增大，但當(dāng)?K接近門檻值時，裂紋擴展速率隨應(yīng)力比的增大而不斷升高。當(dāng)在高ΔK水平區(qū)域，不同應(yīng)力比下的裂紋擴展速率相差不大?？梢哉J(rèn)為，應(yīng)力比主要影響近門檻值區(qū)域的腐蝕疲勞裂紋擴展。

3.3.2 加載頻率影響

加載頻率的高低對裂紋擴展速率有著重要影響，但對其影響機理還需進一步驗證。人們普遍認(rèn)為，較低頻率更有利于腐蝕環(huán)境和循環(huán)載荷之間的協(xié)同作用，容易促進裂紋擴展[73-74]。在1～10 Hz下，加載頻率越低，腐蝕疲勞裂紋擴展速率越高[69]，解釋為加載頻率的降低使得腐蝕時間相對延長，腐蝕產(chǎn)生的氫由裂紋尖端向內(nèi)部擴散充分而造成氫脆，加速裂紋擴展。但實驗發(fā)現(xiàn)當(dāng)頻率低于1 Hz時，其裂紋擴展速率明顯低于較高頻率，并且在0.1 Hz和1 Hz之間幾乎未發(fā)現(xiàn)裂紋擴展的差異。Menan等[75]學(xué)者發(fā)現(xiàn)還存在負(fù)頻率依賴性，即Al-Cu-Mg合金在鹽溶液中的裂紋擴展速率隨頻率降低而降低，并且在Al-Zn-Mg合金中也觀察到了類似的效果。由此提出了兩種假設(shè)：一種是低頻下形成的裂紋閉合效應(yīng)，腐蝕引起的閉合效應(yīng)在該頻率范圍內(nèi)達(dá)到飽和；另一種是鈍化膜的產(chǎn)生與陽極溶解和/或氫脆機理之間的競爭作用[76]。李旭東等[77]提出了加載頻率對航空鋁合金腐蝕疲勞裂紋擴展速率的影響模型，實驗驗證僅適用于穩(wěn)態(tài)擴展區(qū)，對于接近瞬斷區(qū)的裂紋擴展評估結(jié)構(gòu)偏低。Shafiq等[78]還證明了在較低的負(fù)載頻率下，腐蝕疲勞裂紋擴展速率隨加載頻率的增加而減小，頻率對裂紋擴展的影響與材料耐腐蝕性能息息相關(guān)。因此，頻率作為關(guān)鍵因素，它對腐蝕疲勞裂紋擴展速率的影響尚未澄清，需要針對多種不同材料開展研究，揭示其對腐蝕疲勞裂紋行為的作用機理。

3.3.3 加載波形影響

波形作為頻率和應(yīng)力強度因子范圍（ΔKi）的函數(shù)，主要從頻率和保載時間上影響鋁合金的腐蝕疲勞性能。加載波形包括正弦波、三角波、方波、鋸齒波等。不管波形如何，在高應(yīng)力區(qū)保載時間越長，裂紋擴展速率（FCGRs）都會增加，腐蝕環(huán)境下還易誘發(fā)應(yīng)力腐蝕加速失效過程。Menan等[79]研究了2024鋁合金在正弦波和鋸齒波下的裂紋擴展速率（FCGRs）的變化，如圖7所示，發(fā)現(xiàn)頻率為1 Hz時，在負(fù)鋸齒波下的FCGRs與在高頻下測得的FCGRs相似，高于在正弦信號下同頻率測得的FCGRs。而不考慮周期持續(xù)時間，在正鋸齒波下，相同頻率下的傳播比正弦波形慢?？锪值萚80]對未腐蝕試件按高-低加載順序進行疲勞試驗，發(fā)現(xiàn)其臨界累積損傷小于1；而在低-高加載順序下，臨界累積損傷大于1。但預(yù)腐蝕后試件的疲勞損傷累積規(guī)律則呈現(xiàn)出相反的規(guī)律。

3.4 交替因素

腐蝕疲勞影響***復(fù)雜的就是腐蝕環(huán)境和循環(huán)應(yīng)力之間的交互作用，這種交互作用是指腐蝕環(huán)境與交變載荷疲勞之間的相互作用，即在一定的周期內(nèi)進行交替。多次交替情況下，需要考慮腐蝕疲勞損傷累積特點。疲勞損傷隨著施加的載荷循環(huán)而累積增加，導(dǎo)致材料隨腐蝕時間而破壞。姚衛(wèi)星等[81]提出了基于LY12-CZ鋁合金在交替腐蝕或循環(huán)載荷下的累積疲勞損傷規(guī)則，獲得了在腐蝕時間、載荷水平和循環(huán)周次的不同組合下，與試驗結(jié)果良好吻合的剩余疲勞壽命。李曉虹等[82]對2A12鋁合金的腐蝕疲勞交替試驗損傷行為進行了研究，腐蝕和疲勞的耦合作用會加劇疲勞壽命的降低。腐蝕疲勞交替過程越頻繁，對試樣的損傷越嚴(yán)重。

在諸多影響因素中，單位腐蝕時間和單位疲勞周次對腐蝕疲勞交替過程的影響尤為重要。而腐蝕交替頻數(shù)影響試樣的單次腐蝕時間，在總腐蝕時間一定的情況下，腐蝕疲勞交替頻數(shù)越高，相對腐蝕時間越短，疲勞在交替過程中占主導(dǎo)地位，疲勞壽命相對較高。崔騰飛等[83]對7B04-T6鋁合金進行等效實驗，實驗室周期浸潤加速腐蝕192 h（當(dāng)量等效于外場暴露12個月），以此模擬外場腐蝕2、3、6、12個月情況，并分別進行了1次、2次、4次和6次的腐蝕疲勞交替頻數(shù)試驗，如圖8所示（n代表交替頻數(shù)），研究證明了腐蝕疲勞交替頻數(shù)增加，疲勞壽命相對增加。這是因為交替頻數(shù)決定腐蝕時間，腐蝕時間越長，越容易導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而促進疲勞加載階段微裂紋的萌生和擴展，為下一次腐蝕提供了更多的腐蝕通道，導(dǎo)致更嚴(yán)重的破壞。陳躍良等[84]研究發(fā)現(xiàn)腐蝕疲勞交替壽命可能超過總的疲勞壽命，這意味著交替試驗可提高疲勞壽命。

陳亞軍等[84]研究了7075-T651航空鋁合金在恒定單位疲勞周次n和不同單位腐蝕時間t下，腐蝕交替多軸疲勞行為的影響規(guī)律，當(dāng)交替過程中疲勞周次一定，隨著交替頻數(shù)的增加，總腐蝕時間越長。圖9為試樣表面形貌隨交替頻數(shù)改變的變化，當(dāng)t=6 h時，在腐蝕和多軸疲勞載荷的不斷交替下，損傷累積加劇，之前的腐蝕損傷會加速疲勞裂紋萌生與擴展。腐蝕時間增長后，腐蝕損傷占主導(dǎo)地位，大大降低疲勞壽命，直至累積損傷達(dá)到***大值，發(fā)生斷裂失效。

當(dāng)單位腐蝕時間與疲勞周次在交替過程中同時變化時，張海威等[85]提出以飛行強度=疲勞循環(huán)周次/腐蝕天數(shù)，來定義加載模式對LY12CZ鋁合金腐蝕疲勞交替壽命。如圖10所示，飛行強度越大，表明疲勞因素影響越大，腐蝕影響較小，在相同的飛行強度下，單次疲勞周次越大，腐蝕疲勞壽命越高。同時，腐蝕疲勞交替下疲勞壽命均大于預(yù)腐蝕疲勞壽命。而當(dāng)單次腐蝕時間和疲勞周次成比例變化時，無法簡單地判斷腐蝕或疲勞的損傷程度，需要比較兩者的影響程度和主導(dǎo)地位。目前關(guān)于腐蝕疲勞交替作用下對壽命影響規(guī)律方面還沒有得到一定的規(guī)律。

4 結(jié)論與展望

本文主要綜述了近年來航空航天鋁合金腐蝕疲勞的研究現(xiàn)狀。腐蝕疲勞是一個極為復(fù)雜的問題，影響因素復(fù)雜多變。目前的研究多集中在預(yù)腐蝕疲勞方面，關(guān)于對腐蝕-疲勞協(xié)同/交替作用下的腐蝕疲勞問題的研究還處于起步階段，對腐蝕-疲勞協(xié)同作用下的裂紋萌生、擴展機制機理、疲勞性能影響、疲勞壽命等方面的研究還有待進一步探索，仍有以下幾個方面需進一步研究：

1）腐蝕-疲勞協(xié)同/交替作用下的疲勞行為變化規(guī)律及相關(guān)機制機理。腐蝕疲勞的研究是要準(zhǔn)確獲得在確定諸多影響因素、不同腐蝕疲勞機制、不同裂紋形式下的疲勞壽命預(yù)測，建立能夠有效預(yù)測腐蝕疲勞壽命的模型。

2）腐蝕時間的當(dāng)量等效。在腐蝕疲勞實驗研究中，通常在加速腐蝕環(huán)境下進行試驗，但是自然環(huán)境下的實際腐蝕時間與實驗室建立的腐蝕時間之間沒有成熟的等效關(guān)系，難以確保實驗室加速腐蝕研究中試驗結(jié)果的可信度。

3）腐蝕疲勞損傷演化。腐蝕疲勞的損傷演化是一個極其復(fù)雜的問題，對材料和環(huán)境具有很高的依存性，需要開展大量實驗進行腐蝕疲勞損傷演化模型的研究。

4）數(shù)值模擬與實驗研究有機結(jié)合。利用模擬仿真技術(shù)，將理論與實踐相結(jié)合，即將數(shù)值模擬與實驗研究有機結(jié)合起來，對鋁合金腐蝕疲勞問題的研究意義重大。

來源：中國腐蝕與防護網(wǎng)