高強鋁合金在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下的腐蝕損傷行為對比研究

吳護林，羅來正,2，劉春苗，趙方超，王彬*，王鍵坤，劉濺洪，符朝旭

高強鋁合金在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下的腐蝕損傷行為對比研究

吳護林1，羅來正1,2，劉春苗3，趙方超1，王彬3*，王鍵坤1，劉濺洪1，符朝旭4

（1.西南技術工程研究所，重慶 400039； 2.重慶大學 化學化工學院，重慶 400030；3.魯東大學 化學與材料科學學院，山東 煙臺 264025；4.海南萬寧大氣環境材料腐蝕國家野外科學觀測研究站，海南 萬寧 571522）

對比研究2024和7A52高強鋁合金在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下的腐蝕損傷特性，并揭示其失效機理。以實際海洋大氣環境作為高強鋁合金的薄液膜腐蝕環境，同時采用自主研發的疲勞載荷試驗裝置對暴露在海洋大氣環境中的試樣施加拉伸疲勞載荷，從電化學性能、腐蝕形貌、疲勞性能及斷口形貌等方面對比分析協同效應下2種高強鋁合金的腐蝕損傷規律。在協同效應下，2024鋁合金的腐蝕速率隨著暴露時間的延長不斷減小，腐蝕類型為剝蝕，最大腐蝕深度為236.4 μm。7A52鋁合金的腐蝕速率隨著暴露時間的延長呈現波動趨勢，腐蝕類型為點蝕和晶間腐蝕，最大腐蝕深度為20.5 μm。2024鋁合金相較于7A52鋁合金更早出現腐蝕疲勞斷裂，且2種合金的斷口均呈現疲勞斷裂特征，裂紋始于合金表面，在Cl?等腐蝕介質及拉伸疲勞載荷的協同作用下，裂紋不斷向合金基體內部擴展，最終發生腐蝕疲勞斷裂。在協同效應下，2024鋁合金的腐蝕速率及腐蝕損傷程度顯著大于7A52鋁合金，導致前者的抗疲勞性能弱于后者。

高強鋁合金；協同作用；海洋大氣環境；拉伸疲勞載荷；失效機理

高強鋁合金具有密度低、強度高、焊接性能優異和加工性能良好等突出優點，已成為工程上理想的輕質結構材料，被廣泛應用于飛機起落架、蒙皮，以及艦船上層建筑的甲板、艦橋等承力部位[1-3]。在服役期間，高強鋁合金結構材料會全天候遭受大氣環境的腐蝕作用，其中尤以東南沿海地區的大氣腐蝕最嚴重。東南沿海大氣環境是最嚴酷的大氣腐蝕環境，具有高鹽霧、高濕、高溫和干濕交替效應顯著等特點[4]，會在鋁合金結構材料表面形成一層薄液膜，并且因Cl?、O2、SO2等腐蝕介質的存在而發生薄液膜腐蝕。此外，在飛機飛行和艦船航行期間，作為承力件結構材料，高強鋁合金還會受到疲勞載荷的作用。由此可見，高強鋁合金結構材料在服役過程中的腐蝕損傷行為實際上是大氣環境薄液膜腐蝕和疲勞載荷協同作用的結果，2種因素相互影響、相互促進，加速了結構材料的腐蝕損傷進程，造成構件的整體承載能力降低，最終導致構件的失效，這會縮短裝備的服役壽命，并給裝備帶來重大安全隱患[5-6]。

國內外已開展了大量的結構材料腐蝕疲勞研究[7-10]，這些研究主要在實驗室內開展，試驗方法主要包括腐蝕疲勞共同作用或預腐蝕疲勞方式，其研究內容主要集中在疲勞壽命或疲勞裂紋擴展行為方面。目前，只有極少數研究腐蝕環境與疲勞載荷協同作用下結構材料的腐蝕損傷行為。魏小琴等[11]利用自制的臥式動態腐蝕–疲勞試驗裝置，從腐蝕疲勞斷裂結果及斷口形貌等方面研究了2A12鋁合金在腐蝕環境與疲勞載荷耦合作用下的失效行為和機理，研究結果表明，預腐蝕的2A12試樣表面形成的腐蝕坑底部因應力集中而發展成裂紋源，在腐蝕環境與疲勞載荷的耦合作用下快速萌生裂紋，并呈放射性擴展，導致試樣很快發生了腐蝕疲勞斷裂。Han等[12]開展了疲勞載荷對AZ31B鎂合金在漢克平衡鹽溶液中腐蝕行為的影響研究，發現疲勞載荷能夠顯著加速AZ31B鎂合金的腐蝕損傷進程，且加載應力頻率越高，加速效果越顯著，并建立了腐蝕電流密度與加載頻率之間的線性關系。李曉虹等[13]從表面損傷形貌及斷面損傷形貌等方面分析了2A12-T4鋁合金在腐蝕環境與疲勞載荷交替作用下的損傷特性，發現腐蝕產生的腐蝕坑在疲勞載荷作用下發展成裂紋源，并出現開裂，形成的裂紋進一步為腐蝕介質的傳輸提供了通道，兩者的交替作用加快了2A12鋁合金疲勞壽命的下降速度。上述研究中采用的腐蝕環境主要包括鹽霧腐蝕環境、周期浸潤腐蝕環境，以及其他溶液浸泡環境[14-16]，其共同點是模擬某一種環境，且腐蝕控制因素較單一。沿海機場停放的飛機及艦船上層建筑用結構材料的實際服役環境為多種自然因素綜合作用的海洋大氣環境，其影響因素包括Cl?、SO2等腐蝕性介質，以及相對濕度、太陽輻射、降雨及干/濕交替等自然氣候因素。顯然，不同的腐蝕環境必然導致腐蝕損傷行為和失效機理的差異，因此亟待開展實際海洋大氣環境與疲勞載荷協同作用下高強鋁合金結構材料的腐蝕損傷行為研究。

這里采用自主研發的可在戶外海洋大氣環境施加拉伸疲勞載荷的試驗裝置，開展高強鋁合金的海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用試驗。從電化學性能、腐蝕形貌、斷口形貌及抗疲勞性能等方面對比分析高強鋁合金在協同效應下的腐蝕損傷特性，并揭示其失效機理。

1 試驗

1.1 樣品

試驗樣品為2024-T6和7A52-T6鋁合金拉伸試樣，其抗拉強度分別為464、538 MPa，試樣的幾何形狀和尺寸見圖1，試樣的成分見表1。為了消除殘余應力，在試驗前用碳化硅砂紙將試樣表面打磨至光滑，然后依次采用丙酮和蒸餾水清洗樣品表面油污，最后將樣品置于干燥器中干燥備用。

Unit: mm

1.2 方法

試驗在海南萬寧試驗站的濕熱海洋大氣環境中開展，該大氣環境具有高鹽霧、高濕、高溫和強太陽輻射等特點，主要參數如表2所示。采用海洋氣候環境，結合拉、壓、彎工況載荷耦合試驗裝置（見圖2）對高強鋁合金樣品施加拉伸疲勞載荷，峰值應力水平為30%的抗拉強度。2024與7A52鋁合金的峰值應力分別為10.45、12.11 kN，應力比為0.1，加載波形為正弦波，頻率為10 Hz，應力加載周期為1個月加載1次，每次加載的時間為1 800 s。同時，將試樣全天候地暴露于海洋大氣環境中，以實現海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用的試驗條件。樣品的性能檢測周期為0、3、6、8月。

1.3 樣品性能檢測

1）交流阻抗（EIS）測試。在CHI660E電化學工作站上進行測試，采用三電極體系。在實驗前首先將高強鋁合金工作電極浸入質量分數為3.5%的NaCl溶液中浸泡60 min，直到開路電位（OCP）穩定。EIS測試交流激勵信號幅值為10 mV，測量頻率為100 kHz～ 0.01 Hz，從高頻向低頻掃描。

2）形貌測試。利用配置 INCA OXFORD 能譜儀的QUANTA200型環境掃描電子顯微鏡觀察試樣的表面腐蝕形貌及斷口形貌，同時檢測試樣表面腐蝕產物元素組成。采用金相顯微鏡（Observer.A1m型）觀察試樣截面的腐蝕形貌，并測量最大腐蝕深度。

表1 2024-T6和7A52-T6鋁合金的成分（質量分數）

Tab.1 Compositions of 2024-T6 and 7A52-T6 aluminum alloys %

表2 萬寧試驗站氣象因素和腐蝕介質參數

Tab.2 Meteorological factors and corrosive medium parameters in Wanning test site

圖2 自主研發的疲勞載荷試驗裝置

2 結果與討論

2.1 交流阻抗測試

2024和7A52鋁合金在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下暴露不同時間的Nyquist曲線如圖3所示。由圖3可知，2024鋁合金未暴露試樣的Nyquist曲線表現為單容抗弧，其他試樣的Nyquist曲線均由高頻區的容抗弧和低頻區的感抗弧構成，其中感抗弧的出現主要由腐蝕反應過程中中間產物的吸附所致[17]。高頻區的容抗弧呈現典型的彌散效應，這主要由電極表面電場分布的不均勻及電極反應的弛豫所致，故用常相位角元件（CPE）來描述電容性質，分別用圖4a～b中的等效電路來擬合2024鋁合金未暴露試樣的Nyquist曲線和其他試樣的Nyquist曲線。其中，s為溶液電阻，CPE表示常相位角元件，ct為電荷轉移電阻，f為膜電阻，為Al3+水解產生的質子引起的感抗。CPEdl由雙電層電容dl和彌散指數1組成，常相位角元件CPE的阻抗定義見式（1）[18]。

式中：0為CPE常數；j為虛數單位；為CPE彌散指數（0≤≤1）；為角頻率，=2π，為頻率。當=1時，CPE為理想的電容元件。

根據平板電容模型，dl的定義可以用式（2）描述。

式中：0、分別為真空介電常數和相對介電常數；dl、dl分別為發生電荷轉移過程的面積和雙電層厚度。

通過EIS譜圖擬合得到的主要電化學參數見表3。其中，ct與金屬的腐蝕速率成反比，因此可以用ct來表征金屬腐蝕速率。鋁合金具有很強的親氧性，在大氣環境中會迅速與氧氣結合，形成氧化膜，該氧化膜會對合金基體產生一定的防護效果。由表3可知，7A52鋁合金未暴露試樣的ct顯著大于2024鋁合金未暴露試樣的ct，表明在7A52鋁合金表面形成的氧化膜的防護效果更優異，導致其耐蝕性能顯著優于2024鋁合金。隨著暴露時間的延長，2024鋁合金的ct不斷增大，表明其腐蝕速率逐漸減小，而7A52鋁合金的ct隨著暴露時間的延長并未呈現一定的變化規律，表明其腐蝕速率呈現波動趨勢。在相同的暴露時間條件下，7A52鋁合金的ct顯著大于2024鋁合金的ct，表明在協同效應下前者的腐蝕速率顯著小于后者。2種鋁合金腐蝕速率的差異不僅與合金成分和組成有關，還與鋁合金表面形成的腐蝕產物膜的防護性能密切相關。如圖5所示，在協同效應下2024鋁合金表面形成了大量的腐蝕產物，但是在動態拉伸疲勞載荷作用下，腐蝕產物膜存在大量裂紋，甚至有一部分產物從試樣表面脫落，導致腐蝕產物膜對合金基體的防護效果減弱。7A52鋁合金表面形成的腐蝕產物較少（圖5b），但其腐蝕產物膜較致密，對合金基體的防護效果較好，因此在相同的暴露時間條件下，測得7A52鋁合金的膜電阻f顯著大于2024鋁合金，如表3所示。同時，由于7A52鋁合金表面形成的氧化膜及腐蝕產物膜的致密性和防護性能等顯著優于2024鋁合金，導致前者能夠發生電荷轉移過程的有效面積小于后者，因此在相同的暴露時間條件下，測得7A52鋁合金的dl明顯小于2024鋁合金，見表3。

圖3 在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下暴露不同時間試樣的Nyquist曲線

圖4 EIS譜圖擬合所用等效電路

表3 EIS譜圖擬合所得主要電化學參數

Tab.3 Fitted electrochemical parameters of EIS plots for 2024 and 7A52 alloys for different exposure time

圖5 在協同作用下暴露8個月試樣的表面腐蝕產物形貌

2.2 腐蝕形貌表征

采用金相顯微鏡對海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下暴露8個月試樣的截面腐蝕形貌進行表征，測試結果如圖6所示。2024鋁合金在協同作用下的腐蝕類型為剝蝕，最大腐蝕深度為236.4 μm。7A52鋁合金的腐蝕類型為點蝕和晶間腐蝕，未觀察到剝蝕現象，其最大腐蝕深度為20.5 μm。截面腐蝕形貌測試結果表明，在協同效應下2024鋁合金的腐蝕損傷程度顯著大于7A52鋁合金。

2024-T6和7A52-T6鋁合金的顯微組織如圖7所示，可見2024鋁合金材料組織晶界明顯，晶粒粗大，晶粒沿壓延方向拉長。該合金內部不均勻地分布著大量尺寸不等的第二相粒子，這些粒子與鋁基體之間存在電位差，在腐蝕介質存在時會與鋁基體形成微電偶，從而引發點蝕。同時，從圖7a可以看出，在2024鋁合金部分晶界處連續地分布著第二相粒子，導致合金內部點蝕孔洞連通，進而促進了晶間腐蝕的發生[19-20]。當晶間腐蝕沿著與金屬表面平行的方向發展到一定程度時，會引起表層金屬出現鼓泡現象，甚至部分區域出現分層或剝離現象，發生剝蝕，如圖6a所示。相較于2024鋁合金，7A52鋁合金的組織晶界不明顯，第二相粒子的數量和尺寸等均明顯小于2024鋁合金，因此它發生點蝕和晶間腐蝕的敏感性顯著小于2024鋁合金。

圖6 在協同效應下高強鋁合金試樣的截面腐蝕形貌

圖7 高強鋁合金試樣的金相顯微組織

2.3 腐蝕疲勞斷裂結果分析

在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下，部分高強鋁合金試樣發生了腐蝕疲勞斷裂。在協同效應下，2種鋁合金最先發生斷裂的3根試樣對應的總疲勞次數見表4?？傮w來說，相對于7A52鋁合金，2024鋁合金較早地發生了腐蝕疲勞斷裂。從腐蝕形貌分析結果可知，在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷的協同作用下，2024鋁合金的腐蝕類型為剝蝕，剝蝕不僅導致2024鋁合金受力的有效截面積減小，同時降低了合金內部晶粒之間的結合力，導致材料的抗疲勞性能下降[21-22]。由此可見，在拉伸疲勞載荷作用下2024鋁合金會更早出現腐蝕疲勞斷裂。

表4 在協同效應下高強鋁合金腐蝕疲勞斷裂結果

Tab.4 Corrosion fatigue fracture results of the high strength aluminum alloys under the synergistic effect

2.4 斷口形貌分析

在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷的協同作用下，2024和7A52鋁合金試樣的斷口均由裂紋源區、腐蝕疲勞裂紋擴展區及快速斷裂區等3個部分構成，且裂紋從裂紋源處呈放射狀向芯部擴展。2種鋁合金的斷口裂紋源形貌如圖8所示，其中2024鋁合金在裂紋源處受到一定程度的腐蝕破壞，腐蝕產物附著在表面，可見撕裂和準解理形貌輪廓。7A52鋁合金在裂紋源處存在金屬夾雜物，夾雜物尺寸如圖8b所示，由能譜分析可知該夾雜物主要由Mn、Ti等元素偏聚形成的MnAl6、TiAl3等組成。其中，MnAl6主要起到析出強化作用，而TiAl3起到細化焊縫鑄態組織的作用[23]。裂紋在夾雜物邊界萌生，且在夾雜物周圍可見疲勞貝紋線。

2種鋁合金斷口疲勞裂紋擴展區的微觀形貌均為撕裂和準解理混合形貌（圖9），呈現典型的疲勞斷裂特征，在2024鋁合金的疲勞裂紋擴展區可觀察到疲勞貝紋線。2種鋁合金斷口快速斷裂區的微觀形貌均為撕裂和韌窩的韌性斷裂，如圖10所示。

2.5 協同作用機理分析

為了進一步分析海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用的機理，這里以2024鋁合金為代表，對其表面的腐蝕產物膜進行了EDS分析，分析結果如圖11所示。由圖11可知，合金表面腐蝕產物膜的主要成分為鋁的氧化物和硫化物。鋁合金具有很強的親氧性，在大氣環境中會迅速與氧氣結合，形成氧化膜。相關研究表明，氧化膜最初的主要成分為Al2O3，由于Al2O3膜層的熱力學性能不穩定，隨著暴露時間的延長，Al2O3膜層將通過水解反應進一步轉化為Al(OH)3和AlO(OH)，見式（3）～（4）[24]。

圖8 在協同效應下試樣斷口裂紋源的形貌

圖9 在協同效應下鋁合金試樣斷口疲勞裂紋擴展區形貌

圖10 在協同效應下鋁合金試樣斷口快速斷裂區形貌

Al2O3+ 3H2O?2Al(OH)3(3)

Al2O3+ H2O?2AlO(OH) (4)

拉伸疲勞載荷會降低合金表面氧化膜層的穩定性，導致其局部缺陷增多。在海洋大氣環境中Cl–的作用下，缺陷處的氧化膜層首先被破壞，反應過程見式（5）～（7）[25-26]。

圖11 在協同效應下2024鋁合金表面腐蝕產物的EDS分析

Al(OH)3+ Cl??Al(OH)2Cl + OH?(5)

Al(OH)2Cl + Cl??Al(OH)Cl2+ OH?(6)

Al(OH)Cl2+ Cl??AlCl3+ OH?(7)

由于Cl?的半徑很小，它能不斷地向蝕坑底部遷移，導致合金表面的Cl?含量降低。同時，由于生成的鋁氯化物具有很高的溶解性，在雨水的作用下其大部分會從合金表面被沖洗掉，因此它在合金表面腐蝕產物層的含量較低，這也是在EDS分析中未檢測到Cl元素的主要原因。

如表2所示，海洋大氣環境中含有較多的SO2，SO2極易溶解在鋁合金表面的薄液膜中，并且會被臭氧、過氧化氫和過渡金屬離子氧化成SO3，最終形成H2SO4，見式（8）[27-28]。形成的H2SO4會與鋁合金表面的氧化膜反應生成無定形的硫酸鋁水合物，也會破壞合金表面的氧化膜層。

H2O + SO3?H2SO4(8)

在鋁合金表面氧化膜層被破壞后，裸露的基體中的陽極相會發生電化學腐蝕。由于晶界中存在陽極相，腐蝕會沿著晶界發展，導致晶間腐蝕甚至剝蝕的發生。同時，在拉伸疲勞載荷作用下會發生沿晶開裂，形成小裂紋。由于Cl?的半徑較小，它具有很強的穿透性，導致鋁合金基體在氧化膜層破損處發生點蝕，形成點蝕坑，點蝕坑的數量和深度會隨著暴露時間的延長不斷增大。其中，腐蝕較深的點蝕坑底部相當于裂紋尖端，在此局部區域會出現應力集中現象，導致在應力低于屈服強度時也會出現塑性變形。塑性應變的影響在蝕坑底部變得明顯，導致該區域合金的陽極溶解速率迅速增加，并發展成裂紋源。在拉伸疲勞載荷的作用下，形成的裂紋經歷著周期性的張開–閉合過程，同時裂紋尖端的氧化膜不斷受到遷移進來的Cl?等腐蝕介質的作用，發生了周期性的鈍化–溶解過程，使得裂紋不斷向合金基體內部發展，導致材料的抗疲勞性能降低，在拉伸疲勞載荷的進一步作用下，最終發生腐蝕疲勞斷裂。

3 結論

1）在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷的協同作用下，2024鋁合金的腐蝕類型為剝蝕，腐蝕速率隨著暴露時間的延長不斷減小。7A52鋁合金發生了點蝕和晶間腐蝕，其腐蝕速率隨著暴露時間的延長呈波動趨勢。

2）在協同效應下，2024鋁合金的腐蝕速率及腐蝕損傷程度顯著大于7A52鋁合金，導致2024鋁合金相較于7A52鋁合金更早發生腐蝕疲勞斷裂。

3）在協同效應下，2種鋁合金試樣的斷口均呈現疲勞斷裂特征，裂紋始于合金表面，在Cl?等腐蝕介質及拉伸疲勞載荷的協同作用下，裂紋不斷向合金基體內部擴展，最終發生腐蝕疲勞斷裂。

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Comparative Study on Corrosion Damage Behavior of High Strength Aluminum Alloys under Synergistic Effect of Marine Atmospheric Environment and Tensile Fatigue Load

1,1,2,3,1,3*,1,1,4

(1. Southwest Institute of Technology and Engineering, Chongqing 400039, China; 2. School of Chemistry & Chemical Engineering, Chongqing University, Chongqing 400030, China; 3. School of Chemistry and Materials Science, Ludong University, Shandong Yantai 264025, China; 4. Wanning Atmospheric-Material Corrosion Field-National-Observation and Research Station, Hainan Wanning 571522, China)

As an ideal structural material in engineering, high strength aluminum alloy during service will suffer atmospheric corrosion, especially in the marine atmospheric environment, which will form a thin electrolyte film on the surface of aluminum alloy, and thin electrolyte film corrosion occurs due to the presence of corrosive media such as Cl?, O2, and SO2.In addition, during the service period, the high strength aluminum alloys as the structural materials are also subject to fatigue load. Thus, under the actual service conditions, the aluminum alloy structural materials endure the combined effects of atmospheric corrosion of thinelectrolyte film and fatigue load.

This work aims to comparatively study the corrosion damage behavior of 2024 and 7A52 high strength aluminum alloys under the synergistic effect of marine atmospheric environment and tensile fatigue load and to reveal the failure mechanism. The outdoor actual marine atmosphere in Wanning test site was used as the thin electrolyte film corrosion environment for alloy samples, and the self-designed fatigue load test device was utilized to apply tensile fatigue load at the same time. A sinusoidal stress waveform was employed to the sample with a frequency of 10 Hz. Thestress ratio of the fatigue load was 0.1 and the maximum stress was 30% of the yield stress. Undersuch test conditions, the samples were subject to elastic deformation in a tension-tension mode. Thefatigue load was applied once per month for 1 800 seconds. The corrosion damage law of the two kinds of alloys under the synergistic effect was comparatively analyzed based on electrochemical performance, corrosion morphology, fatigue performance and fracture morphology.

The microstructure of 2024 alloy was characterized by a large number of irregularly shaped second phase particles and their surface distribution was not very homogenous. The grain boundary of 2024 was obvious and the grain was coarse, which was elongated along the rolling direction. Compared with 2024 alloy, the grain boundary of 7A52 alloy was less obvious, and the number and size of the second phase particles were significantly smaller than those of 2024 alloy, and thus the pitting and intergranular corrosion sensitivity of 7A52 alloy was significantly smaller than that of 2024 alloy. The corrosion rate of 2024 aluminum alloy decreased with the increase of exposure time under the synergistic effect. 2024 alloy suffered exfoliation corrosion and the maximum corrosion depth was 236.4 μm. The corrosion rate of 7A52 alloy fluctuated with exposure time. 7A52 alloy suffered pitting corrosion and intergranular corrosion and the maximum corrosion depth was 20.5μm. Compared with 7A52 alloy, 2024 alloy was subject to corrosion fatigue fracture earlier. The fractures of both alloys showed fatigue fracture characteristics. The cracks started from the surface of the alloys and continued to expand into the alloy matrix under the synergistic effect of Cl?and tensile fatigue load, and finally corrosion fatigue fracture occurred. Thus, it can be inferred that the corrosion rate and corrosion damage degree of 2024 alloy under the synergistic effect are significantly greater than those of 7A52 alloy, resulting in that the anti-fatigue property of the former is also weaker than that of the latter.

high strength aluminum alloy; synergistic effect; marine atmospheric environment; tensile fatigue load; failure mechanism

2022-10-29；

2022-12-20

TG172

A

1001-3660(2023)10-0220-09

10.16490/j.cnki.issn.1001-3660.2023.10.017

2022-10-29；

2022-12-20

國家自然科學基金（51901096）；裝備預研基金（80904020507）；國防技術基礎項目（HDH59030102）

National Natural Science Foundation of China (51901096); Equipment Pre-research Field Fund (80904020507) ; National Defense Technology Foundation of China (HDH59030102)

吳護林, 羅來正, 劉春苗, 等. 高強鋁合金在海洋大氣環境與拉伸疲勞載荷協同作用下的腐蝕損傷行為對比研究[J]. 表面技術, 2023, 52(10): 220-228.

WU Hu-lin, LUO Lai-zheng, LIU Chun-miao, et al. Comparative Study on Corrosion Damage Behavior of High Strength luminum Alloys under Synergistic Effect of Marine Atmospheric Environment and Tensile Fatigue Load[J]. Surface Technology, 2023, 52(10): 220-228.

通信作者（Corresponding author）

責任編輯：彭颋