汽车轻量化已经成为现代汽车市场竞争的重要策略，铝合金因其力学性能优越、价格便宜、易于加工等特点更是成为实现汽车轻量化的主要选材之一^[1,2]。然而，在使用过程中，受小变形和高频率疲劳载荷的影响，车辆结构内部往往会产生一定程度的塑性变形和疲劳损伤，进而使得材料的微观结构发生变化。此外，铝合金对环境介质的腐蚀十分敏感，极易遭受泥泞溅射和雨水浸润的影响，同时还会受到大气中的O₂、Cl^-等介质的腐蚀破坏。腐蚀破坏导致铝合金表面发生局部腐蚀，并形成腐蚀坑，而在疲劳和腐蚀共同作用下，腐蚀坑可能演变成裂纹，造成服役零件提前断裂失效，从而缩短零件的使用寿命^[3]。

近年来，许多研究人员对铝合金材料的疲劳和腐蚀问题进行了大量的研究。结果表明，腐蚀坑加速疲劳裂纹的萌生，从而明显地影响结构与材料的使用寿命^[4~6]。针对这种现象，研究人员对铝合金在预腐蚀状态对材料疲劳性能的影响展开了研究，Pao等^[7]研究表明，AA7075-T7351铝合金在3.5%(质量分数)NaCl溶液中的疲劳裂纹萌生寿命比在空气中缩短了2~3倍。周海龙等^[8]通过改变海水环境中的温度、pH和盐度3个因素，模拟了AA7075铝合金在海水环境下的腐蚀情况。研究表明，在预腐蚀条件下铝合金试样的表面出现腐蚀缺陷，在循环载荷作用下，这些缺陷出现了应力集中，从而促使裂纹扩展，最终导致了疲劳断裂的发生。张有宏等^[9]通过将预腐蚀时间和环境温度作为控制参数，对LY12-CZ铝合金进行了系统研究，结果表明LY12-CZ铝合金材料在预腐蚀条件下极易产生腐蚀坑，并最终形成了裂纹。

目前，大多数研究人员主要关注腐蚀损伤对疲劳行为的影响，且在腐蚀损伤会显著降低材料的抗疲劳能力方面已经形成了统一看法^[10~13]，而对于动态载荷所产生的疲劳损伤对铝合金材料腐蚀性能的影响仍不明确。另外，需要明确的是，疲劳损伤在很大程度上依赖于应力或应变幅值的变化。许多机械变形实验结果表明，在循环载荷的作用下，当试样短时间内承受较高应力时，会导致材料内部累积较大的疲劳损伤，并伴随有微观结构的变化，进而会改变材料的腐蚀敏感性^[14]。黄建娜等^[15]研究了拉应力对AA7075铝合金腐蚀行为的影响，对比了不同预拉伸载荷下试样的腐蚀速率及力学性能变化。结果表明，随着载荷从0增加到400 MPa，材料的力学性能发生明显下降，抗拉强度降幅高达1/4，腐蚀速率也有明显提高，腐蚀电流密度由3.32 × 10^-7 A/cm²增加到2.12 × 10^-6 A/cm²。Li等^[16]研究了弹性变形和塑性变形对AA7075铝合金内部粒子电势差的影响，结果表明在弹性变形条件下，材料耐腐蚀性有所提高，而在塑性变形条件下，耐腐蚀性有所下降。Weng等系统地开展了不同单轴加载控制模式下疲劳损伤对马氏体钢腐蚀行为影响的研究，结果表明应力控制模式下材料静强度(屈服强度和最大抗拉强度)会增大，内部位错密度会增加，造成腐蚀敏感性的升高^[17,18]，而应变控制模式下材料内部位错会明显降低，使得材料腐蚀敏感性降低^[19,20]，这说明不同加载控制模式下材料疲劳损伤演变存在差异，导致内部微观结构变化的不同，进而导致腐蚀变化产生异化。然而，疲劳损伤引起的微观结构变化对AA7075铝合金腐蚀行为影响如何，还需要进一步地确认。为此，本文旨在应力控制模式下通过比较材料在不同载荷下的疲劳寿命，选取一定应力水平下的平均疲劳失效寿命为Nf，并进行给定寿命为1/10Nf、1/4Nf、1/2Nf时的中断疲劳实验，来获得含不同疲劳损伤程度的试样，并通过对不同预疲劳寿命下试样的微观组织观察及电化学实验，来表征不同程度的疲劳损伤对高强度铝合金力学性能及腐蚀行为的影响。

本研究以高强度铝合金AA7075-T651为研究对象，其屈服强度为480 MPa，抗拉强度为571 MPa，同时该铝合金还具备出色的抗腐蚀性能和良好的加工性能，因此在现代工业中被广泛使用。AA7075铝合金属于Al-Zn-Mg-Cu系铝合金,其主要成分(质量分数，%)为：Al 91，Zn 5.1~6.1，Mg 2.1~2.9，Cu 1.2~2.0，Mn 0.3，Ti 0.2，Si 0.4，Fe 0.5，Cr 0.18~0.28。

为准确地表征疲劳损伤对材料强度的影响，本实验采用了尺寸如图1所示的试样，使用Zwick-100KN型电子万能拉伸试验机，在试样测试中间部位安装10 mm引伸计，应变率为0.2 mm/min，进行拉伸实验，其中每组给定载荷与给定循环周次下的疲劳损伤试验平行进行3个试样测试，以避免实验的偶然性。为了研究疲劳损伤对铝合金力学性能和腐蚀行为的影响。首先，在应力比为-0.1的条件下，使用RUMUL高频共振疲劳试验机对试样进行最大载荷分别为200、250、300、400 MPa下的疲劳实验，获得铝合金AA7075-T651试样的寿命S-N曲线，本试验机基于共振原理，通过调整外部激励频率使其与试样的自然频率匹配，从而引发共振现象，在此实验中，频率为78 Hz。然后，选择在最大载荷为400 MPa应力水平下进行给定寿命为1/10Nf、1/4Nf、1/2Nf的中断疲劳实验，获得含不同程度疲劳损伤试样，并通过拉伸实验研究应力控制模式下疲劳损伤对铝合金力学性能的影响。同时，以如图1中黄色部分的正面和侧面为腐蚀表面进一步探究应力控制模式下不同损伤程度对铝合金腐蚀性能的影响。本研究将使用上海辰华电化学工作站，采用三电极体系，在实验室温度为25℃下，每组选取3个平行试样，在3.5%(质量分数)NaCl溶液中进行电化学实验。在该体系中，饱和甘汞电极为参比电极，铂片为辅助电极，试样为工作电极。在测试之前，用砂纸将试样打磨至2000#，并用无水乙醇进行冲洗。开路电位(OCP)测试时间为1800 s，采样间隔为2 s，电化学阻抗谱(EIS)测试时，以OCP作为初始电位，频率扫描范围为10⁵~10^-2 Hz，所得测试结果用ZView软件进行拟合，动电位极化曲线测试范围为± 0.4 V，扫描速率为0.005 V/s。

为了研究疲劳损伤对铝合金的影响，本研究对受疲劳损伤试样的正面和侧面进行了微观组织观察。首先，将7075铝合金正面与侧面进行冷镶、打磨处理，然后，使用0.5 μm氧化铝悬浮液进行抛光处理，其次，使用Keller试剂对试样观察表面进行化学侵蚀，通过Zeiss光学显微镜对试样表面金相组织进行观察，最后通过JEM-2100型透射电子显微镜(TEM)进一步研究铝合金试样在疲劳过程中微观组织的演变。

图2为不同最大应力水平下AA7075-T651铝合金的S-N曲线。可以看出在给定应力比的情况下，随着载荷的增加，AA7075-T651铝合金试样的疲劳寿命不断降低。另外，低应力水平下AA7075-T651铝合金试样疲劳寿命的分散性较高，而高应力水平下的分散性较低。例如，当最大应力水平为200 MPa时，疲劳寿命数据最大值与最小值之间的绝对值偏差为2.24，而当应力水平为400 MPa时，其疲劳寿命数据最大值与最小值之间的绝对值偏差为0.32(绝对值偏差 = ∣疲劳寿命最大值-疲劳寿命最小值∣∕疲劳寿命最小值)。这主要是因为低周疲劳和高周疲劳的影响因素有所不同，在低周疲劳下，主要影响因素是载荷水平，而在高周疲劳条件下，影响因素除载荷水平外，材料内部缺陷、试样表面粗糙度等对低载荷水平影响作用更为突出。

为研究应力控制模式下疲劳损伤对AA7075-T651铝合金力学性能及腐蚀行为的影响研究，本研究选取应力比为-0.1、最大载荷为400 MPa作为载荷输入进行中断疲劳实验。在该载荷下，AA7075-T651铝合金疲劳试样的平均疲劳寿命为Nf = 22959，此时取给定寿命为1/2Nf= 11480、1/4Nf= 5740、1/10Nf= 2296作为中断疲劳实验的中止循环周次，进而获得含不同程度疲劳损伤试样。

图3展示了不同给定循环周次下疲劳损伤试样单向拉伸的应力-应变曲线，可以看出原始试样位于各个试样的最下侧，紧随其后的是1/2Nf、1/4Nf、1/10Nf损伤程度的试样，即说明应力控制模式下疲劳损伤增大了材料的抗拉强度。图4为根据图3中拉伸曲线确定不同疲劳损伤状态下AA7075-T651铝合金的抗拉强度、屈服强度及弹性模量，可以明显看出经过一定疲劳损伤后，AA7075-T651铝合金试样的屈服强度和抗拉强度有所提升，其中损伤程度为1/10Nf时提升最大，随后逐渐减少，当损伤程度为1/2Nf时，抗拉强度明显下降，但仍高于原始试样的抗拉强度。对于弹性模量而言，经过一定疲劳损伤后的AA7075-T651铝合金试样的弹性模量也显著提升，在损伤程度为1/10~1/4Nf阶段，弹性模量增加明显，且不同损伤程度下的弹性模量均大于原始试样的弹性模量。由此可见，结合拉伸实验获得的结果可以准确地说明应力控制模式下疲劳损伤可明显地提升AA7075-T651铝合金的综合力学性能。

为探究应力控制模式下疲劳损伤对AA7075-T651铝合金腐蚀性能的影响，本文使用电化学工作站进行了不同疲劳损伤状态下AA7075-T651铝合金试样的OCP、EIS和动电位极化曲线等测量实验。图5为含不同疲劳损伤试样在0~1800 s时间段的OCP图。结果显示，随着浸泡时间的增加，所有试样的腐蚀电位均向较高方向偏移，这是因为铝合金表面形成了具有保护性的氧化膜，使得铝合金的耐腐蚀性逐渐增高。根据图5a和b可以看出，原始试样正面的OCP均低于其余疲劳损伤试样，且疲劳损伤为1/2Nf时的试样具有最高的OCP，4种正面试样抗腐蚀能力由高到低依次为：1/2Nf正面、1/10Nf正面、1/4Nf正面和原始试样正面。与试样正面结果相似，原始试样的侧面OCP亦低于含疲劳损伤试样的OCP(图5c和d)，且疲劳损伤为1/2Nf时的试样具有最高的OCP，4种侧面试样抗腐蚀能力由高到低依次为：1/2Nf侧面、1/4Nf侧面、1/10Nf侧面、原始侧面试样。各电化学试样的OCP在400~1800 s之间趋于稳定，本研究取不同程度疲劳损伤试样在400~1800 s的平均OCP作为OCP表征的测试结果，具体数值如表1所示。同理，基于平均开路电位结果亦可以看出应力控制模式下疲劳损伤试样的耐腐蚀性均高于原始试样，即应力控制模式下疲劳损伤提高了AA7075-T651铝合金的耐腐蚀性。另外，对比试样正面与侧面的平均OCP可以看出，两者原始试样状态下平均OCP相等，但是经过疲劳损伤却出现了OCP间的差异，这说明应力控制模式下疲劳损伤对不同区域的微观结构影响存在着差异。

为进一步研究含不同疲劳损伤试样的腐蚀机理，采用EIS实验获得的Nyquist图及Bode图(图6)对疲劳损伤试样的腐蚀敏感性进行表征。众所周知，Nyquist图的横坐标表示阻抗的实部，纵坐标表示阻抗的虚部，不同大小的半圆曲率半径反映了材料的腐蚀敏感性，半圆曲率半径越大表示材料的耐腐蚀性越强，反之则越弱。根据含不同疲劳损伤AA7075-T651铝合金试样正面和侧面的Nyquist图(图6a和b)，可以看出无论是正面还是侧面，应力控制模式下不同疲劳损伤的Nyquist图分布规律基本相似，其中原始试样的半圆曲率半径均为最小，且随着损伤程度的增大，Nyquist图半圆曲率半径逐渐增大，即与原始材料试样相比，疲劳损伤试样的耐腐蚀性能均有所增加。基于Nyquist图拟合出的电荷转移电阻与溶液电阻(表2)，也可以看出随着疲劳损伤程度的增加，电荷转移电阻的增量也随之增大，说明材料的耐腐蚀性能得到了增强。另外，对于试样的正面与侧面而言(表2)，可以看出无论是否具有疲劳损伤，试样正面的电荷转移电阻值均大于侧面，这说明试样的正面耐腐蚀性要明显地高于侧面。同时，还可以看出随着疲劳损伤的增加，试样正面与侧面的电荷转移电阻值间的差值在不断变大，即累积的疲劳损伤越大，AA7075-T651铝合金的耐腐蚀性越强。

图7为不同疲劳损伤状态试样的极化曲线，通过测量动电位极化曲线所获得的腐蚀电位和腐蚀电流密度，如图8所示。通常，研究人员通过腐蚀电位和腐蚀电流密度表征腐蚀敏感性强弱，腐蚀电流密度越大，腐蚀速率越快。从图8中可以看出，除中断循环周次为1/4Nf的正面试样，含疲劳损伤试样的腐蚀电位在正面与侧面均比原始试样的高，腐蚀电流密度均比原始试样的小。由此可见，综合不同疲劳损伤状态下的拉伸实验、开路电位测量实验、交流阻抗谱实验及极化曲线测量实验等结果，均说明应力控制模式下的疲劳损伤不仅可以提升AA7075-T651铝合金的综合力学性能，还能在一定程度提升材料的耐腐蚀性。另外，对于试样正面与侧面的腐蚀电位及腐蚀电流而言，在不同疲劳损伤状态下正面试样的腐蚀电位均比侧面的高(除循环周次为1/4Nf的正面试样之外)，正面试样的腐蚀电流均比侧面的小，这说明AA7075-T6551铝合金的正面耐腐蚀性明显地高于侧面。

众所周知，材料内部的微观结构一方面可以改变材料的静力学性能，另一方面还可以影响材料的腐蚀性能，而拉伸及循环载荷会造成材料内部微观结构发生变化，进而使得材料的力学性能及腐蚀行为产生变化。为进一步探究应力控制模式下疲劳损伤对AA7075-T651铝合金力学性能及腐蚀行为影响的根本原因，本研究对中断疲劳前后试样的正面和侧面进行了微观结构观察。图9展示了原始状态及给定循环周次为1/4Nf时试样正面与侧面的光学显微镜金相图，可以看出受轧制工艺因素的影响，试样正面与侧面的晶粒形态存在着明显的差异，即正面试样的铝基晶粒呈规则的多边形状(图9a和c)，而侧面试样的晶粒尺寸成细长状(图9b和d)。对比疲劳损伤前后铝合金的微观结构看出，正面与侧面试样在疲劳损伤前后晶粒尺寸变化不大，但是疲劳损伤后试样晶粒内出现了较多的黑色析出物，这可能是在载荷循环中，第二相粒子MgZn₂不断从晶界析出，合金中的固溶体和硬质颗粒阻碍了晶粒的扩展，从而使得铝合金7075-T651的力学性能及耐腐蚀性能提升。

为更加深入地对比疲劳前后铝合金AA7075-T651试样内微观结构的变化情况，本研究采用TEM对疲劳实验前后的试样的正面(图1T-L面)进行了详细观察。图10为原始状态及给定循环周次为1/4Nf时试样的典型TEM图。可以看出，原始状态下AA7075-T651铝合金晶粒内存在许多细小球状溶质原子团偏析区及短棒状的η'相，且原始状态材料内部的位错密度较少(图10a和b)。然而，经过给定1/4Nf循环周次的疲劳损伤后，试样内部的位错密度明显增加，且位错逐渐向晶界移动及堆积。另外，疲劳损伤材料内部析出了更多的第二相粒子，使得材料内部产生对位错的钉扎作用，增加位错在滑移运动过程中的阻力^[14]。这将使得材料的强度随着析出相及位错的增加而增加，成为疲劳损伤推动铝合金AA7075-T651强度上升的根本原因^[21]。除此之外，众多研究表明位错密度及二次析出物的增加将会加速材料的腐蚀速率，但由于铝合金腐蚀后表面会快速形成一层致密的氧化膜，这使得铝合金的腐蚀速率下降，这亦是AA7075-T651铝合金在开路电位测试过程中腐蚀电位不断正向移动的原因(图5)。由此可见，应力控制模式下疲劳损伤累积过程中伴随的微观结构(位错密度增加及二次强化相的偏析)演化不仅可以提升AA7075-T651铝合金的综合力学性能，还可以提高材料的耐腐蚀性，这为开发高强度耐腐蚀铝合金提供了基础理论支撑，对结构与材料在腐蚀环境中高可靠高耐久设计提供一个新思路。

(1) 中断疲劳实验后，AA7075-T651铝合金的屈服强度、抗拉强度及弹性模量等参数均出现上升趋势，即应力控制模式下疲劳损伤可提升AA7075-T651铝合金的综合力学性能。

(2) 原始状态及中断疲劳实验后，AA7075-T651铝合金的开路电位均向正方向偏移，Nyquist图中半圆曲率半径呈增大趋势，腐蚀电位逐渐升高，而腐蚀电流密度不断减小，这说明应力控制模式下疲劳损伤提高了AA7075-T651铝合金的耐腐蚀性；同时， AA7075-T651铝合金侧面的耐腐蚀性均低于正面。

(3) A7075-T651铝合金在应力控制模式疲劳实验过程中位错密度不断增加，且伴有二次强化相析出，这是疲劳损伤材料静强度及耐腐蚀性提升的根本原因，这为开发高强度耐腐蚀铝合金提供了一个新思路。