航空航天鋁合金腐蝕疲勞研究進展

李斌，董麗虹，王海斗，周永欣，高沖

（1.西安理工大學 材料科學與工程學院，西安 710048；2.陸軍裝甲兵學院 裝備再制造技術國防科技重點實驗室，北京 100072；3.沈陽工業大學 機械工程學院，沈陽 110870）

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合金，廣泛用于航空航天領域，由于其優良的綜合性能，成為飛機蒙皮和框架以及航天器主結構的首選材料[1-3]，主要作用是承受和傳遞載荷[4]。目前我國大多數飛機都存在“飛少停多”的現象，其中軍用飛機日歷壽命95%以上時間均為地面停放狀態，地面腐蝕作用遠高于空中疲勞，是影響軍用飛機日歷壽命的主要因素[5-7]。與軍機相比，民機地面停放時間最高可占到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生嚴重影響。考慮不同地域的影響，長期處于沿海停放狀態的飛機，腐蝕損傷占主導地位，服役狀態接近預腐蝕疲勞過程。而對于經常高空作業的軍機和經常起停的民機，需要考慮高空腐蝕疲勞和地面腐蝕之間交替作用的影響，服役過程可認為是“腐蝕+腐蝕疲勞”交替的結果。當忽略高空飛行時產生的微小腐蝕損傷時，認為飛機在機場停放時腐蝕損傷占主導，在高空飛行時疲勞損傷占主導，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境時間短，太空環境下鋁合金幾乎不發生腐蝕[9]，隨著航天器可重用技術的發展[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。

隨著航空航天事業的不斷發展，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中應用范圍最廣、使用量最大的合金，主要應用在機翼、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，常被用作飛機發動機、齒輪箱、支架結構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]。

腐蝕疲勞失效是構件在腐蝕環境和交變載荷協同/交互作用下所產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力交互下產生的協同作用，比兩者任何一種單獨作用影響更大[13-15]。數十年來，國內外學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，又發現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，介紹目前主要的腐蝕疲勞試驗技術，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

在腐蝕環境下，疲勞裂紋的萌生是一個復雜的過程，與腐蝕環境、力學因素、材料因素等密切相關，其中腐蝕環境具有重要影響，目前研究發現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境和循環載荷協同作用下萌生，由材料表面形成的腐蝕坑及局部缺陷引起的應力集中造成的[16-17]。目前認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]，而腐蝕作用對高應力循環區域疲勞壽命影響不明顯，但在低應力區域明顯[20]。該理論適用于對點蝕比較敏感，發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生局部腐蝕也能產生腐蝕疲勞過程[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境下構成了原電池，裸露區作為陽極不斷被溶解，直至氧化膜被修復，然后不斷重復膜破裂-陽極溶解-膜修復的過程，從而引起疲勞裂紋萌生。

3）表面吸附理論。腐蝕環境中的鋁合金表面會吸附活性物質，使其表面能降低，表面強度下降，機械性能降低。此時受到循環應力作用，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、反應物向溶解表面的傳質速率來控制。

圖1 形變活化腐蝕促進陽極溶解原理[22]Fig.1 Schematic diagram of deformation activated corrosion promoting anode dissolution[22]

進一步研究發現，基體中鋁發生陽極溶解會生成氫。圖2 給出了應力作用下發生氫致開裂裂紋擴展的過程：a）裂紋尖端應力集中，并引起位錯運動；b）在應力作用下，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）當裂紋尖端的氫濃度達到臨界值時，發生氫脆，使尖端裂紋向前擴展，然后重復此過程。目前對于腐蝕疲勞裂紋擴展，人們越來越傾向于氫脆機理，但關于氫是如何擴散進入材料內部，引發氫脆破壞的，還需從合金氫致開裂的微觀機理上進行探究。

圖2 氫致開裂裂紋尖端示意[23]Fig.2 Schematic diagram of crack tip for hydrogen-induced cracking[23]

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境導致材料本身的疲勞性能發生變化，但表面能下降模型應用范圍較小，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境有著密切關系，而裂紋的萌生受局部腐蝕中點蝕產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。在陽極溶解主導的腐蝕疲勞中，裂紋擴展是交變應力和材料表面在腐蝕介質中發生化學反應溶解的過程。在氫致開裂主導的腐蝕疲勞中，由于氫原子擴散進入基體，使基體發生氫脆，在交變應力作用下產生脆性裂紋，并發生擴展。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。同時，研究發現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、多種機理復合存在[25]。

2 腐蝕疲勞實驗技術

由于材料在真實服役環境中的失效過程極為漫長，很難實現在實際腐蝕環境下進行疲勞研究。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，包括實際服役環境與實驗室腐蝕環境的等效和腐蝕疲勞環境的模擬。

2.1 腐蝕疲勞環境的模擬

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，即腐蝕環境和交變載荷同時作用，直至發生破壞，所得試驗數據是疲勞因素和環境因素協同作用的結果。該類實驗操作較為復雜，如圖3 所示，一般需要在疲勞試驗機上自制腐蝕環境盒，建立腐蝕疲勞環境條件，以便實現材料在腐蝕介質下的疲勞耐久性試驗和裂紋狀態檢測。黃小光等[26]利用“環境小盒”研究了LY12CZ 鋁合金在3.5%NaCl 腐蝕疲勞協同下，pH 變化對腐蝕疲勞裂紋擴展的影響，發現中性環境時，裂紋擴展以陽極溶解機制為主導，但隨著pH 的降低，這種主導作用逐漸被析氫反應代替，酸性環境下的氫離子使得裂尖材料發生氫脆，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%NaCl 腐蝕疲勞協同下的疲勞壽命，發現隨著應力水平降低，腐蝕與疲勞載荷的協同作用增強，疲勞性能下降更明顯。2）預腐蝕疲勞實驗技術，即先腐蝕成核后，再增加疲勞載荷，直至疲勞失效。據資料顯示[5-7]，我國軍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，且高空腐蝕環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，即采用預腐蝕疲勞實驗技術。但在飛機沿海飛行任務多，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。研究已發現預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 鋁合金進行預腐蝕疲勞試驗，發現預腐蝕對疲勞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]指出由于預腐蝕損傷的存在，預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]采用循環鹽霧法對7075-T6 鋁合金進行預腐蝕實驗，發現點蝕會使疲勞壽命降低為原來的1/6～1/8。

圖3 疲勞試樣和“環境小盒”示意圖[20]Fig.3 Schematic diagram of fatigue samples and “environmental box”[20]

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測研究。Medina-Pérez 等[32]將腐蝕試驗與有限元結合，研究了預腐蝕機翼的疲勞壽命，準確評估了預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力分布，得到凹坑縱橫比（a/2c）是影響應力集中系數（SCF）的主要參數，同時發現高強度鋁合金局部（點蝕）腐蝕處的應力集中，是疲勞裂紋形核的潛在原因。胡平等[34]采用彈塑性損傷本構方程和彈塑性損傷演化模型，來評估疲勞損傷，提出了一種連續損傷力學方法，并改進了凹坑演化模型，同時利用ABAQUS 數值模擬，有效預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，預測了腐蝕坑引起的應力和裂紋成核位點，建立了一種有效可靠的預測腐蝕標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，預腐蝕疲勞實驗技術的應用廣泛而全面。

3）腐蝕-疲勞交替實驗技術，是指材料在一定的循環周期下進行環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，會導致材料的疲勞性能發生變化。目前，學者們[36]普遍認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；而飛機在空中服役時，高空腐蝕環境造成的損傷也可以忽略不計，疲勞損傷占主導。由此認為對于沿海環境下，高空飛行任務多的軍機和頻繁起停的民機，服役過程經受腐蝕和疲勞交替作用，即“腐蝕+疲勞+腐蝕+疲勞+···”循環過程。第一次交替過程可以等同于預腐蝕疲勞過程，但一般比預腐蝕導致的腐蝕損傷影響要小，之后結構受到腐蝕損傷后，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對鋁合金的壽命影響，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，發現后一種條件下的疲勞壽命更長，且增幅隨預疲勞壽命的增加而降低，但腐蝕與疲勞交替順序對疲勞壽命影響無明顯差別。

目前，在鋁合金腐蝕疲勞耦合形式的研究中，預腐蝕疲勞居多，尤其是針對預腐蝕產生的點蝕、腐蝕坑對裂紋萌生擴展和疲勞壽命的影響，而對于腐蝕疲勞協同和交替方面還需進一步研究。在復雜交互形式下，多影響因素下的裂紋發展機制尚不明確，對疲勞壽命影響規律仍無統一定論。

2.2 腐蝕環境的等效

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

1）必須遵循疲勞關鍵部位局部腐蝕損傷相等原則；

2）必須能再現實際結構的關鍵部位在實際服役環境中產生的腐蝕損傷形式、特征以及腐蝕產物組分；

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

4）加速腐蝕當量環境譜應盡量簡化，以保證腐蝕試驗環境易于實現。

加速腐蝕當量關系是實驗室環境與實際環境聯系的“紐帶”，但當量腐蝕時間的確定仍是國內外研究的一個技術難題。目前加速腐蝕當量關系確立方法有：

1）以金屬腐蝕電流Ic相等為準則的當量折算法；

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構腐蝕電流Ic和結構關鍵部位疲勞壽命，且兩者在時間和經費上消耗大，難以廣泛應用。因此，腐蝕程度對比法在確定加速腐蝕當量關系的實際應用中有效可行。

張勝等[40]基于萬寧試驗場環境對2024-T4 鋁合金試樣進行了7、12、20 年的暴露測試，之后進行了大氣預腐蝕疲勞試驗，以試樣厚度為腐蝕損傷的特征量，根據腐蝕損傷特征量相等的原則，確定加速度當量關系，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，但確定的加速當量關系只適用于發生剝落腐蝕后。劉成臣等[41]對2A12 材料進行海洋環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量關系。腐蝕環境的等效重點是建立腐蝕當量環境譜，當量腐蝕關系的確定，必須要有大量的加速模擬試驗數據及結構關鍵部位的腐蝕損傷試驗數據，再進行理論分析推導，并建立數學模型得出，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、熱處理狀態不同，其耐蝕性也不同，直接導致耐腐蝕疲勞性不同。研究發現，當5xxx 的Al-Mg 合金中Mg 含量大于3.5%時，沿晶界析出β 相（Al3Mg2）作為陽極優先溶解，容易產生晶間腐蝕和應力腐蝕傾向[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，發生嚴重的腐蝕[43]。但隨著Sc、Zr 元素的加入，具有細化晶粒及再結晶的促進作用，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Al2CuMg 和Al2Cu金屬化合物能很好地改善其機械性能，但增加了發生局部腐蝕的可能，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]發現2024 鋁合金經過陽極氧化后，在NaCl 溶液中的耐腐蝕性明顯提高。Gadpale等[47]發現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，發現2024鋁合金具有最佳的耐腐蝕性能，最大腐蝕深度比7075母材小約0.6 mm。2024 鋁合金攪拌側中不連續分布的晶界析出物和無析出物區，可降低前進側的晶間腐蝕程度。同時指出晶粒大小不同，晶間腐蝕敏感性也不同，焊接接頭前進側的細小再結晶晶粒表現出比母材更高的晶間腐蝕敏感性。

Holtz 等[49]研究發現5083-H131 鋁合金腐蝕疲勞性能與晶界析出相有關。McMahon 等[50]研究了不同成分（AA5083 和AA5456）的兩種合金在回火狀態（-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 系鋁合金亞穩態點蝕行為的影響。得出過時效處理會形成較大的析出物，抗點蝕性最大。通過在0.1 mol/L NaCl溶液下的電化學測試，發現隨Cu 含量的增加，點蝕速率降低。由于Li 元素的化學性質活潑，鋁鋰合金在復雜環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Al2CuLi 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 環境因素

3.2.1 介質及濃度的影響

航空航天用鋁合金所處腐蝕環境具有明顯的地域特征。內陸環境下存在潮濕大氣、工業大氣對材料的影響；沿海環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、高鹽霧的腐蝕環境[57]，對材料疲勞性能影響尤為強烈。在實驗室模擬海洋環境試驗中，常采用質量分數為3%～3.5%的NaCl 溶液加以模擬[58]。學者們[59-60]研究發現不同腐蝕介質對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”，并發現了腐蝕介質中Cl?的存在會加劇試樣的應力集中效應。此外，不同腐蝕介質對疲勞裂紋擴展速率的影響也不同，7xxx 系鋁合金在3.5%NaCl 腐蝕環境比空氣中的裂紋擴展速率提高了1 倍。在低ΔK范圍內，LY12-CZ 在鹽水中的裂紋擴展速率是空氣中的3 倍，并隨著ΔK的增加，影響逐漸減弱。Prabhu等[61]評估了6xxx 系Al-Mg-Si 合金分別在不同濃度的H3PO4和NaOH 溶液中的腐蝕行為，發現與H3PO4溶液相比，NaOH 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。腐蝕介質濃度對裂紋擴展速率影響顯著。圖4 為LY12-CZ 鋁合金在3.5%NaCl 溶液和5.0%NaCl 溶液下的斷裂形態，以形成的條紋尺寸來比較裂紋擴展速率，Yang 等[62]發現在5.0%NaCl 溶液下的疲勞裂紋擴展速率比3.5%NaCl 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對裂紋擴展速率影響很大。另外研究還發現，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，腐蝕介質更容易全面作用在材料表面，且由于溶液流動沖刷作用，容易將腐蝕產物從材料表面剝離，疲勞壽命越短。

圖4 LY12-CZ 鋁合金在不同介質濃度下的斷裂形態[62]Fig.4 Fracture morphologies for LY12-CZ aluminium alloy at the different medium concentrations[62]

3.2.2 溫濕度的影響

環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。在高濕度環境下，水蒸氣和氧含量較高，容易在材料表面發生反應，生成原子氫，在循環載荷作用下引發氫脆，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活性，加速腐蝕介質在試樣表面的化學反應，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]。

圖5 不同交替腐蝕時間和腐蝕溫度下的平均壽命[64]Fig.5 The average life under different alternate corrosion time and corrosion temperatures[64]

3.2.3 pH 值影響

高強鋁合金在2

圖6 不同pH 值海水中的7075 合金的裂紋擴展速率與應力強度因子的關系[69]Fig.6 Relationship between crack growth rates and stress intensity factor range of the 7075 alloy in seawater at three pH values[69]

3.3 力學因素

3.3.1 應力比的影響

應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]測定了不同應力比下（R=0.1、0.3、0.5）的da/dN-ΔK曲線，發現隨著R值的增加，疲勞裂紋門檻值逐漸減小。Sabelkin 等[71]研究了3.5%鹽水環境下7075-T6 鋁合金中腐蝕坑向裂紋的轉變過程，發現在相同腐蝕環境中，裂紋萌生周期會隨著施加的疲勞應力增加而減小。Liu 等[72]對2024-T62 鋁合金在不同應力比下的預腐蝕實驗進行了研究，發現在實驗室空氣中，R=?1 時存在小裂紋效應，而R=0.06時不存在；在3.5%NaCl 溶液下，R=?1、0.06 時，均未出現小裂紋效應，說明預腐蝕下的小裂紋效應不明顯。但在R=0.06 時，不同腐蝕介質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，其隨著應力強度因子ΔK的增加而增大，但當ΔK接近門檻值時，裂紋擴展速率隨應力比的增大而不斷升高。當在高ΔK水平區域，不同應力比下的裂紋擴展速率相差不大。可以認為，應力比主要影響近門檻值區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。人們普遍認為，較低頻率更有利于腐蝕環境和循環載荷之間的協同作用，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，腐蝕產生的氫由裂紋尖端向內部擴散充分而造成氫脆，加速裂紋擴展。但實驗發現當頻率低于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 之間幾乎未發現裂紋擴展的差異。Menan 等[75]學者發現還存在負頻率依賴性，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：一種是低頻下形成的裂紋閉合效應，腐蝕引起的閉合效應在該頻率范圍內達到飽和；另一種是鈍化膜的產生與陽極溶解和/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態擴展區，對于接近瞬斷區的裂紋擴展評估結構偏低。Shafiq等[78]還證明了在較低的負載頻率下，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。因此，頻率作為關鍵因素，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

波形作為頻率和應力強度因子范圍（ΔKi）的函數，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，在高應力區保載時間越長，裂紋擴展速率（FCGRs）都會增加，腐蝕環境下還易誘發應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，發現頻率為1 Hz 時，在負鋸齒波下的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。而不考慮周期持續時間，在正鋸齒波下，相同頻率下的傳播比正弦波形慢。匡林等[80]對未腐蝕試件按高-低加載順序進行疲勞試驗，發現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。但預腐蝕后試件的疲勞損傷累積規律則呈現出相反的規律。

圖7 正弦波形和鋸齒波形在空氣和鹽水溶液中的疲勞裂紋擴展速率[79]Fig.7 Fatigue crack propagation rates for waveforms sinusoidal and saw-tooth in saline solution[79]

3.4 交替因素

腐蝕疲勞影響最復雜的就是腐蝕環境和循環應力之間的交互作用，這種交互作用是指腐蝕環境與交變載荷疲勞之間的相互作用，即在一定的周期內進行交替。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而累積增加，導致材料隨腐蝕時間而破壞。姚衛星等[81]提出了基于LY12-CZ 鋁合金在交替腐蝕或循環載荷下的累積疲勞損傷規則，獲得了在腐蝕時間、載荷水平和循環周次的不同組合下，與試驗結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，腐蝕疲勞交替頻數越高，相對腐蝕時間越短，疲勞在交替過程中占主導地位，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試驗，如圖8 所示（n代表交替頻數），研究證明了腐蝕疲勞交替頻數增加，疲勞壽命相對增加。這是因為交替頻數決定腐蝕時間，腐蝕時間越長，越容易導致應力集中，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，導致更嚴重的破壞。陳躍良等[84]研究發現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。

圖8 腐蝕/疲勞交替頻數對疲勞壽命的影響[83]Fig.8 Influence of corrosion/fatigue alternate frequency on fatigue life[83]

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律，當交替過程中疲勞周次一定，隨著交替頻數的增加，總腐蝕時間越長。圖9為試樣表面形貌隨交替頻數改變的變化，當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，腐蝕損傷占主導地位，大大降低疲勞壽命，直至累積損傷達到最大值，發生斷裂失效。

圖9 7075-T651 鋁合金試樣表面形貌隨交替頻數改變的變化[84]Fig.9 Changes of the surface morphology of 7075-T651 aluminum alloy specimen with the change of alternating frequency[84]: a)after the first alternation; b) after the second alternation; c) after the third alternation; d) after the fourth alternation

當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=疲勞循環周次/腐蝕天數，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腐蝕疲勞壽命。而當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地位。目前關于腐蝕疲勞交替作用下對壽命影響規律方面還沒有得到一定的規律。

圖10 不同飛行強度的疲勞壽命[85]Fig.10 Fatigue life of different flight strengths[85]

4 結論與展望

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狀。腐蝕疲勞是一個極為復雜的問題，影響因素復雜多變。目前的研究多集中在預腐蝕疲勞方面，關于對腐蝕-疲勞協同/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-疲勞協同/交替作用下的疲勞行為變化規律及相關機制機理。腐蝕疲勞的研究是要準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測，建立能夠有效預測腐蝕疲勞壽命的模型。

2）腐蝕時間的當量等效。在腐蝕疲勞實驗研究中，通常在加速腐蝕環境下進行試驗，但是自然環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系，難以確保實驗室加速腐蝕研究中試驗結果的可信度。

3）腐蝕疲勞損傷演化。腐蝕疲勞的損傷演化是一個極其復雜的問題，對材料和環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）數值模擬與實驗研究有機結合。利用模擬仿真技術，將理論與實踐相結合，即將數值模擬與實驗研究有機結合起來，對鋁合金腐蝕疲勞問題的研究意義重大。