固溶制度對7050鋁合金微觀組織和腐蝕性能的影響

宋豐軒， 張新明， 劉勝膽， 白 譚， 韓念梅， 譚季波

(1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083;2.有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

7050鋁合金是一種典型的超高強(qiáng)度變形鋁合金，廣泛用作航空航天領(lǐng)域的承力結(jié)構(gòu)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(zhì)，7050鋁合金內(nèi)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(yīng)力集中和誘發(fā)微裂紋［3］，以及引起微電偶腐蝕［4］，從而導(dǎo)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(qiáng)化第二相，使合金的斷裂韌度和耐蝕性提高［5］。同時(shí)，粗大第二相的溶解增加了合金中的空位和溶質(zhì)原子過飽和度，有利于后續(xù)時(shí)效析出強(qiáng)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(jìn)。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(diǎn)的非平衡共晶相先溶解，殘余多相共晶熔點(diǎn)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(shí)將合金的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)控制在50%以下。熊創(chuàng)賢等［8］報(bào)道了逐級固溶(強(qiáng)化固溶)過程中7050鋁合金板材微結(jié)構(gòu)與織構(gòu)的演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)長時(shí)低溫保溫能促使合金發(fā)生充分回復(fù)，抑制了隨后高溫固溶中再結(jié)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(yù)析出可以使合金在保持較高強(qiáng)度的同時(shí)抗應(yīng)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(zhì)在晶界上預(yù)析出，在隨后的時(shí)效過程中，合金晶內(nèi)析出細(xì)小彌散的強(qiáng)化相，晶界上則由于預(yù)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(xué)行為進(jìn)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(xué)行為有關(guān)。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(gè)粒子的模擬物［10，12］來研究其對腐蝕性環(huán)境的電化學(xué)響應(yīng)，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(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)合金為80mm厚7050鋁合金熱軋板，由西南鋁業(yè)(集團(tuán))有限責(zé)任公司提供。其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(jìn)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(jìn)行T6時(shí)效(121℃ /24h)，時(shí)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(jìn)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(jìn)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(chǎn)的Chi660c電化學(xué)工作站在25℃下測量。試樣曝露面積1cm2。極化曲線測試的動(dòng)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(jīng)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(fēng)干燥處理。然后放入3.5%(質(zhì)量分?jǐn)?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(jìn)行觀測。

應(yīng)力腐蝕(SCC)性能測定按照GB/T 15970.7—2000進(jìn)行。試樣為狗骨頭形，標(biāo)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(yīng)變拉伸機(jī)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(yīng)變速率為1 ×10－6s－1。應(yīng)力腐蝕敏感性通過應(yīng)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(qiáng)度和伸長率;σfA和δfA為樣品在空氣中的抗拉強(qiáng)度和伸長率。

采用XJP-26A型金相顯微鏡進(jìn)行金相(OM)組織觀察。通過TecnaiG220型透射電鏡(TEM)觀察時(shí)效后樣品的亞晶組織變化和基體內(nèi)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(jìn)行雙噴減薄。電解液為30%HNO3+70%CH3OH(體積分?jǐn)?shù))，溫度控制在－30℃以下。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)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(nèi)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(jīng)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(jīng)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(gè)視場進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，發(fā)現(xiàn)殘留第二相分?jǐn)?shù)與固溶制度的關(guān)系為:熱軋板中殘余大量第二相，其面積分?jǐn)?shù)為(15.8±0.4)%;經(jīng)SHT 1固溶處理后，合金中第二相分?jǐn)?shù)明顯減少，為(3.6±0.2)%;進(jìn)一步經(jīng)SHT 2和 SHT 3固溶后，其面積分?jǐn)?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(nèi)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(diǎn)很高，仍殘留在Al基體中。

2.2 電化學(xué)響應(yīng)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(shí)間的關(guān)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(shí)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(nèi)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(nèi)的數(shù)據(jù))。當(dāng)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(jié)果如圖3所示。通過Chi660c電化學(xué)工作站自帶的軟件，對圖3所示的極化曲線進(jìn)行分析(設(shè)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(shí)驗(yàn)

圖2 開路電位隨浸泡時(shí)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(diǎn)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(jìn)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(chǎn)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(diǎn)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(chǎn)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(chǎn)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(yīng)力腐蝕

圖5是7050鋁合金不同固溶+T6時(shí)效態(tài)樣品在3.5%NaCl溶液中的慢應(yīng)變拉伸曲線?？梢钥吹?，經(jīng)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(yīng)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(yīng)力腐蝕性能的變化情況，測試了不同固溶+T6時(shí)效態(tài)樣品在空氣中的拉伸性能，并計(jì)算得到了應(yīng)力腐蝕敏感因子ISSRT，其結(jié)果列于表1中。應(yīng)力腐蝕敏感因子越小，合金的抗應(yīng)力腐蝕性能越好［15］。因此，各時(shí)效態(tài)樣品的抗應(yīng)力腐蝕性能為A3＞A2＞A1＞Hot-rolled。

圖5 7050鋁合金不同固溶+T6時(shí)效態(tài)樣品在3.5%NaCl溶液中的慢應(yīng)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(yīng)變速率拉伸數(shù)據(jù)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(jīng)過固溶后合金均發(fā)生了不同程度的再結(jié)晶，金相組織由大量細(xì)小的亞晶和一些粗大的再結(jié)晶晶粒組成，腐蝕后再結(jié)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(jì)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)可知:單級固溶態(tài)樣品的再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為25%左右;雙級固溶后，再結(jié)晶晶粒明顯長大，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)接近30%;逐級固溶樣品再結(jié)晶晶粒進(jìn)一步長大，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為38%左右。

7050鋁合金熱軋板經(jīng)不同固溶+T6時(shí)效后的透射組織照片如圖7所示。由圖可知:經(jīng)過單級固溶后的樣品，含有多變化的回復(fù)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(shí)效態(tài)合金晶內(nèi)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(qiáng)化相η'相［16］(圖7f)。晶內(nèi)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(diǎn)高仍殘留在Al基體中(圖1c);通過單級固溶使低熔點(diǎn)的非平衡共晶相優(yōu)先溶解，合金過燒溫度升高，可以進(jìn)一步提高固溶溫度以促進(jìn)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?jǐn)?shù)進(jìn)一步降低(圖1d);逐級固溶與雙級固溶類似，高溫長時(shí)固溶有利于S相完全溶到Al基體中(圖1e)。

在一定范圍內(nèi)，提高固溶溫度，可以增加溶質(zhì)原子在基體的固溶度，提高固溶強(qiáng)化效果［21］。但是，固溶溫度升高，晶粒長大，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)增加。雙級固溶后的樣品由于固溶度高，時(shí)效時(shí)析出動(dòng)力大，合金晶內(nèi)析出相比單級固溶樣品細(xì)小致密(圖7b和7d)，但晶粒較大，再結(jié)晶分?jǐn)?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(fù)(圖7e)，抑制了再結(jié)晶的發(fā)生，合金再結(jié)晶分?jǐn)?shù)控制在50%以下，而且由于固溶更充分，時(shí)效后的樣品晶內(nèi)析出相更加細(xì)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(guān)［22］。開路電位的數(shù)值大小反映了合金在一定的介質(zhì)環(huán)境中腐蝕發(fā)生的難易程度。開路電位越負(fù)則合金更容易發(fā)生氧化反應(yīng)，使合金發(fā)生腐蝕，開路電位正移，氧化反應(yīng)動(dòng)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(zhì)最初攻擊的部位是第二相偏聚最嚴(yán)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(shí)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(zhì)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(shí)由于Mg的電極電位更負(fù)，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(zhuǎn)變，腐蝕傾向變小;另一方面是因?yàn)樯傻母g氧化產(chǎn)物阻礙了腐蝕介質(zhì)對合金的進(jìn)一步浸蝕。浸泡大約200s左右后，腐蝕介質(zhì)對合金的浸蝕與合金的去合金化和氧化產(chǎn)物對腐蝕的阻礙作用間逐漸達(dá)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(nèi)殘余第二相分?jǐn)?shù)減少，抗腐蝕性能提高。

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

4 結(jié)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(shí)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(yīng)盡量將其溶到Al基體中。

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

(3)不同固溶+T6時(shí)效態(tài)樣品抗應(yīng)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(xué)，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(yùn)來，萬里，等.7050鋁合金板在固溶過程中微結(jié)構(gòu)與織構(gòu)的演變［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，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(xué)［M］.北京:化學(xué)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(shí)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(xué)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(xué)性能和組織的影響［J］.航空材料學(xué)報(bào)，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(shí)效對7050鋁合金板材剝蝕性能的影響［J］.中南大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)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.