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鈰離子對高強鋁合金應力腐蝕開裂的緩蝕作用

2017-11-24 10:24:16 作者：李文婷,王浩偉等來源：華中科技大學等分享至：

文 | 李文婷，王浩偉等華中科技大學等

高強鋁合金廣泛應用在航空航天領域，但在海洋大氣環境中容易發生點蝕［１］、剝蝕和應力腐蝕開裂（ＳＣＣ），由于ＳＣＣ的發生無明顯征兆，且其早期癥狀不易發現，往往會造成災難性事故。多年來國內外學者對鋁合金ＳＣＣ做了大量研究，提出了陽極溶解機理、氫脆機理［２－５］、陽極溶解與氫脆協同作用機理［６，７］、鈍化膜破裂機理［８］以及Ｍｇ－Ｈ復合機理［９］等多種解釋，但由于影響因素甚多，關于鋁合金ＳＣＣ生長動力學機制尚無統一認識。

與此同時，人們也做了大量研究來降低鋁合金的ＳＣＣ傾向。Ｉｌｍａｎ［１０］研究了鉻酸鹽對ＡＡ２０２４－Ｔ３鋁合金疲勞裂紋擴展的抑制能力，發現鉻酸鹽能夠促進ＡＡ２０２４的鈍化，阻礙了陽極溶解以及氫向基體內的擴散，有效抑制了疲勞裂紋的擴展。雖然鉻酸鹽抑制能力強，但是由于其環境毒性，因此很多學者開始研究鉬酸鹽等其他抑制鋁合金ＳＣＣ的緩蝕劑［１１，１２］，盡管如此，這些緩蝕劑的性能與鉻酸鹽還是有一定差距。

稀土由于無毒且有良好的點蝕抑制能力而得到廣泛重視［１３］。自從Ｈｉｎｔｏｎ［１４］發現稀土鈰對鋁合金具有緩蝕性以來，許多學者開展了鋁合金稀土緩蝕劑的研究［１５－１７］，Ｍｏｕａｎｇａ等［１５］研究了Ｃｅ３＋對鋁與鐵電偶腐蝕的影響，表明Ｃｅ３＋對鋁、鐵之間的電偶腐蝕具有抑制作用，能夠降低鐵表面的陰極反應。本實驗室阮紅梅等［１８］也曾研究了Ｃｅ３＋對鋁合金點蝕過程的影響，發現它可以顯著降低亞穩態點蝕的形核速率。Ｄａｖó等［１９］研究了Ｃｅ３＋對ＡＡ８０９０鋁合金在ＮａＣｌ溶液中ＳＣＣ的影響，發現Ｃｅ３＋降低了試樣表面的點蝕密度和ＳＣＣ敏感性。

目前有關Ｃｅ３＋抑制鋁合金點蝕的研究較多，而用于抑制高強鋁合金ＳＣＣ的研究較少。鋁合金ＳＣＣ過程中裂紋發展一般分為裂紋誘導、萌生、擴展和斷裂等多個階段［２０］，而有關Ｃｅ３＋如何影響ＳＣＣ中裂紋孕育以及發展機制并無詳細報道。本工作采用慢拉伸實驗（ＳＳＲＴ）以及電化學噪聲等方法，研究了７Ａ０４鋁合金ＳＣＣ裂紋萌發機制以及Ｃｅ３＋對裂紋發育過程的影響。

１實驗材料與方法

１.１材料與裝置

拉伸試樣為西南鋁業集團提供的ＡＡ７Ａ０４－Ｔ６棒材，其化學成分如表１所示。鋁棒參考標準ＡＳＴＭＥ８／Ｅ８Ｍ－１３ａ分別加工成光滑與缺口兩種拉伸試樣，光滑拉伸試樣標距為２４ｍｍ，直徑為４ｍｍ，其尺寸見圖１（ａ）。缺口試樣標距為３０ｍｍ，無裂紋區直徑為６。３５ｍｍ，裂紋區直徑為４ｍｍ，其尺寸見圖１（ｂ）。光滑試樣用１０００＃，１５００＃，２０００＃碳化硅砂紙沿試樣軸向逐級打磨，并用無水乙醇和丙酮清洗，在標距的中間裸露１０ｍｍ長圓柱作為工作段腐蝕區，非工作段用環氧樹脂涂封。

鋁合金ＳＣＣ敏感性采用慢拉伸實驗來評價，應變速率為１×１０－６ｓ－１。拉伸實驗是在ＷＯＭＬ－５應力腐蝕試驗機上完成，其中間有一個帶溫控的３００ｍＬ圓柱形有機玻璃電解池，可以將試樣電極ＷＥ１固定在其軸心上，用于慢拉伸過程中的同步電化學測試。電化學測試過程中的對電極ＣＥ或工作電極ＷＥ２呈籠狀分布在拉伸試樣周邊，以確保電流分布的均勻性。實驗中介質恒溫于３５℃。

１.２電化學測試

極化曲線和交流阻抗測量采用ＣＳ３５０電化學工作站進行，以飽和甘汞電極（ＳＣＥ）為參比電極（ＲＥ），４根籠狀分布的Ｐｔ絲為對電極（ＣＥ），拉伸試樣為工作電極（ＷＥ），以確保ＷＥ圓周方向受到均勻極化。由于恒電位極化時，隨著試樣的不斷溶解，極化電流很容易因自腐蝕電位的漂移而發生極性反轉（從陽極電流轉變為陰極電流或相反），導致測量結果重現性差；因此本工作以恒電流對試樣施加陰極或陽極極化，觀測極化電流大小和極性對試樣ＳＣＣ的影響。為比較不同載荷下試樣的電化學溶解行為，本工作還采用交流阻抗同步測量試樣在開路電位（ＯＣＰ）下的阻抗譜，采用５ｍＶ正弦波激勵，對數掃頻范圍為１００ｋＨｚ～０。０１０Ｈｚ。由于實驗中ＷＥ接地，工作站設置為全浮地工作模式。

電化學噪聲（Ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ　Ｎｏｉｓｅ，ＥＣＮ）是監測亞穩態點蝕或裂紋萌生的有效方法。ＥＣＮ測試中工作電極１（ＷＥ１）為７Ａ０４拉伸試樣，工作電極２（ＷＥ２）為４根籠狀分布的同材質非受力試樣，ＳＣＥ作為ＲＥ。

ＥＣＮ采用ＣＳＴ５００電化學噪聲監測儀同步記錄電位與電流信號，采樣速率為５Ｈｚ。該儀器內置ＺＲＡ零阻電流計和四階低通濾波器，截止頻率ｆｃ為２０Ｈｚ，可防止工頻干擾造成的偽噪聲污染［２１］。電化學測試溶液分別為３。５％（質量分數，下同）ＮａＣｌ與８ｍｍｏｌ／ＬＣｅＣｌ３＋３。５％ＮａＣｌ。

１.３形貌分析

拉伸試樣的斷口采用Ｑｕａｎｔａ　２００環境掃描電鏡進行形貌分析，斷口的原位形貌觀測采用ＫｅｙｅｎｃｅＶＨ１０００　３Ｄ數碼顯微鏡進行測量。

２結果與分析

２.１極化對７Ａ０４鋁合金ＳＣＣ敏感性的影響

針對７ＸＸＸ系鋁合金的ＳＣＣ機制，目前常見的是陽極溶解和氫脆機理，為了揭示極化過程對７Ａ０４鋁合金ＳＣＣ的影響，考察了恒電流陽極及陰極極化對鋁合金ＳＣＣ的影響，按照ＨＢ　７２３５－１９９５，計算出不同極化電流下應力腐蝕指數ＩＳＳＲＴ與斷面收縮率比值（ΨＮａＣｌ／Ψａｉｒ），繪制于圖２。

圖２（ａ）為７Ａ０４鋁合金在陽極極化下的ＳＳＲＴ曲線，在陽極極化下，拉伸試樣的斷裂強度和伸長率均比自然狀態下顯著下降，且隨極化電流增大逐漸減小。

圖２（ｂ）為不同陽極極化與自然腐蝕狀態下ΨＮａＣｌ／Ψａｉｒ和ＩＳＳＲＴ值，隨著陽極電流增大，ΨＮａＣｌ／Ψａｉｒ逐漸減小，ＩＳＳＲＴ逐漸增大，說明陽極極化可增加鋁合金的ＳＣＣ敏感性，且極化電流越大ＳＣＣ敏感性越強，由此可見陽極溶解促進了７Ａ０４鋁合金的ＳＣＣ。

圖３為試樣在自腐蝕狀態與不同陽極極化電流下的斷口形貌，極化電流為１６μＡ·ｃｍ－２時，試樣斷口與自然腐蝕狀態下相比出現了二次裂紋，ＳＣＣ初顯；極化電流為３２μＡ·ｃｍ－２時，與１６μＡ·ｃｍ－２相比，斷口形貌中的二次裂紋增多，ＳＣＣ顯著，當極化電流為１６０μＡ·ｃｍ－２時，可以看出二次裂紋幾乎遍布整個斷口，斷口表面的基體發生了嚴重的陽極溶解，且被溶解成片層狀，ＳＣＣ最為嚴重。由此說明陽極極化能顯著增加７Ａ０４的ＳＣＣ，并且隨著陽極極化電流的增大ＳＣＣ逐漸嚴重，這與Ｑｉ等針對ＡＡ７０５０鋁合金的研究結果是一致的［２２］。

圖４（ａ）為陰極恒電流極化作用下７Ａ０４鋁合金的ＳＳＲＴ曲線，陰極極化下的ＳＳＲＴ曲線斷裂伸長率均小于無極化時，說明陰極極化并不能對試樣起到陰極保護作用，反而會增加ＳＣＣ敏感性。隨著陰極極化電流的增大，伸長率與斷裂強度下降，而當陰極電流大于１５μＡ·ｃｍ－２時伸長率與斷裂強度反而略有上升，但仍低于８μＡ·ｃｍ－２時的值。由圖４（ｂ）不同極化電流下ＳＣＣ敏感性的對比可見，ΨＮａＣｌ／Ψａｉｒ比值先減小后增大，ＩＳＳＲＴ值先增大后減小，且在１５μＡ·ｃｍ－２時最大，說明隨著陰極極化電流的增大試樣的ＳＣＣ敏感性先增后減，在陰極電流為１５μＡ·ｃｍ－２時最大。這是因為陰極極化時，拉伸試樣表面或裂紋內發生陰極析氫反應，由于鋁合金表面氧化膜在強陰極極化下發生破裂導致部分原子氫擴散進入合金內部［２３］，使ＳＣＣ敏感性增強，表明７Ａ０４鋁合金的ＳＣＣ也存在氫脆誘導機制。但在陰極電流繼續增加時（＞１５μＡ·ｃｍ－２）ＳＣＣ敏感性反而下降，可能是因為表面高濃度Ｈ結合成Ｈ２，并在裂紋內形成氣體栓塞，堵塞了Ｈ向裂紋尖端的輸送通道，反而使內擴散的Ｈ減少，導致ＳＣＣ敏感性有所減弱［６，２２，２４］。

圖５為試樣在自然腐蝕狀態與不同陰極極化電流時的斷口形貌，極化電流為－８μＡ·ｃｍ－２時，斷口表面分布著較多短小的二次裂紋，與自然腐蝕狀態下相比已出現輕微的ＳＣＣ特征。圖５（ｃ）顯示當極化電流為－１５μＡ·ｃｍ－２時，斷口表面分布著很多又長又深的二次裂紋，且斷口比較平整，表明應力腐蝕開裂強度明顯增大，圖５（ｄ）顯示極化電流為－４２μＡ·ｃｍ－２時斷口也分布著一些較大的二次裂紋，但數量較－１５μＡ·ｃｍ－２時有所減小，且韌性斷裂面積也相應增大，ＳＣＣ強度反而比－１５μＡ·ｃｍ－２時減小，由此說明陰極極化對ＳＣＣ的影響存在一個平臺區，在極化電流為－１５μＡ·ｃｍ－２時ＳＣＣ最為嚴重，與慢拉伸數據保持一致。

２.２Ｃｅ３＋對７Ａ０４鋁合金裂紋萌生的影響

圖６（ａ）顯示了Ｃｅ３＋對７Ａ０４鋁合金ＳＳＲＴ曲線的影響，在３。５％ＮａＣｌ溶液中加入８ｍｍｏｌ／Ｌ　ＣｅＣｌ３后合金的ＳＳＲＴ曲線與空氣中的ＳＳＲＴ曲線非常接近，其伸長率與斷裂強度明顯大于在３。５％ＮａＣｌ溶液中的，說明加入ＣｅＣｌ３后合金的ＳＣＣ傾向顯著下降，Ｃｅ３＋對ＳＣＣ具有較好的抑制作用。ＳＣＣ的發展一般分為裂紋萌生與裂紋擴展兩個階段，但是圖６（ａ）中光滑試樣的ＳＳＲＴ曲線并不能確定Ｃｅ３＋是抑制了裂紋萌生還是裂紋生長。為此采用缺口試樣分別在有、無Ｃｅ３＋的３。５％ＮａＣｌ溶液中進行ＳＳＲＴ測試（圖６（ｂ）），可見此時無論是否加入Ｃｅ３＋，ＳＳＲＴ曲線幾乎沒有變化，表明Ｃｅ３＋并不能有效抑制有預裂紋試樣的ＳＣＣ進程。這是因為水合Ｃｅ３＋半徑大，而裂紋尖端極窄，Ｃｅ３＋很難擴散到裂紋尖端并抑制裂尖區金屬溶解，結合圖６（ａ），可以認為Ｃｅ３＋是通過抑制裂紋的萌生來延緩ＳＣＣ。在沒有預裂紋時，裂紋的萌生往往是由表面的亞穩態或穩態點蝕核引發［２５］，而在鋁合金表面，Ｃｅ３＋可優先沉積在陰極相（ＡｌＦｅＳｉ）上，形成致密的Ｃｅ（ＯＨ）３或ＣｅＯ２覆蓋層，從而抑制亞穩態點蝕萌發，間接減緩了ＳＣＣ萌生速率。

２.３裂紋萌生對ＥＣＮ的影響

在鋁合金裂紋生長過程中，往往伴隨有大量的電化學噪聲（ＥＣＮ）事件，圖７（ａ）為７Ａ０４鋁合金在３。５％ＮａＣｌ溶液ＳＳＲＴ過程中ＥＣＮ與應力－時間曲線，可見在彈性變形階段，鋁合金試樣在拉應力與Ｃｌ－的共同作用下，ＥＣＮ中出現密集的幅值約２～３μＡ的電流噪聲峰，說明試樣表面出現了大量的亞穩態點蝕；當拉應力超過屈服點后裂紋生長進入擴展階段，大量新鮮基體組織暴露，電位噪聲曲線負移。試樣在慢拉伸的第１０ｈ時電流噪聲突然增大，一方面由于在較大的應力作用下裂紋尖端新鮮基體暴露速率加快，另外Ｈｏｌｒｏｙｄ等［２６］認為在裂紋縫隙中Ａｌ　３＋水解，使溶液逐漸呈酸性，裂紋表面生成Ａｌ（ＯＨ）２Ｃｌ和Ａｌ（ＯＨ）３·Ｈ２Ｏ之類的凝膠體物質。裂紋側壁一旦形成這類腐蝕物的“鹽層”，就會發生鈍化，溶解反應只能集中在裂紋尖端，保持了裂紋尖端形狀的銳利度，具備了所謂由側壁抑制溶解的“電化力刀的條件”，從而使裂尖的陽極溶解維持在較高水平，表明此時裂紋已進入快速擴展階段。

圖７（ｂ）為加入Ｃｅ３＋后的ＥＣＮ與應力－時間曲線，可見溶液中加入Ｃｅ３＋后電流噪聲基線比無Ｃｅ３＋體系要小很多（從１。５μＡ降至０。０５μＡ），說明鈰鹽對７Ａ０４表面的保護能力較強。在慢拉伸的彈性變形階段出現較多峰幅值較小的亞穩態噪聲峰，這是因為７Ａ０４表面Ａｌ７Ｃｕ２Ｆｅ及Ａｌ２ＣｕＭｇ等二次相在拉應力下于基體相界面往往會產生少量微缺陷，Ｃｌ－在這些缺陷處吸附引發亞穩態點蝕。由于Ａｌ７Ｃｕ２Ｆｅ相電位較正，作為陰極相易引起周圍基體發生點蝕，而Ａｌ２ＣｕＭｇ相中Ｍｇ，Ａｌ優先溶解剩余電位較正的Ｃｕ作為陰極相也會誘發亞穩態點蝕發生。但與此同時，Ｃｅ３＋也會因為二次相表面的陰極區堿化而沉積，從而抑制亞穩態點蝕的繼續長大，使亞穩態點蝕難以發展為穩態點蝕，也使得由亞穩態點蝕缺陷誘發的裂紋萌生受到抑制，此時在ＥＣＮ曲線上表現為密集但幅值較小的亞穩態噪聲峰。

過了屈服點后７Ａ０４拉伸試樣進入塑性變形階段，試樣伸長率不斷增加，應力強度也逐步增大，此時較淺的亞穩態點蝕也可誘發裂紋萌生，在ＥＣＮ曲線中出現了高強度的電流噪聲。由于Ｃｅ３＋很難擴散到較深的裂尖區，無法沉積到裂尖區的基體表面，導致電流噪聲基線也緩慢增加，當試樣應力達到最高值后，應力不再增大，但應變卻在快速增加，此時裂紋進入快速生長階段。裂尖區基體暴露得更多，基線電流呈現快速上升趨勢，噪聲電位則快速負移（從－８００ｍＶ移至－９００ｍＶ），如圖７（ｂ）所示。試樣進入頸縮階段后，應力隨著應變的增加反而減小，試樣臨近斷裂，裂紋生長速率略有下降，裂尖暴露基體的愈合速率高于破裂速率，電位噪聲整體正移，基線電流略有下降。以上分析表明，Ｃｅ３＋通過抑制亞穩態點蝕的長大而阻礙裂紋萌生，一旦裂紋進入擴展階段，由于Ｃｅ３＋很難深入到裂尖，因而對裂紋長大幾乎沒有抑制效果。

對圖７中彈性變形區（０～１０ｈ）的電流噪聲峰平均峰幅值（Ａｃ）、形核速率（λ）、噪聲電阻（Ｒｎ）和點蝕電量（ｑｃ）等進行統計［２７］，其中Ｒｎ與ｑｃ計算公式為：

式中：ＳＶ為電位噪聲的標準偏差，ＳＩ為電流噪聲的標準偏差；λ為形核速率，表示單位時間內噪聲峰數量；Ｔ為噪聲數據測量時長；ｔｎ，ｔ′ｎ分別為第ｎ個暫態峰的起始與終止時間；ｉｎ（ｔ）為第ｎ個暫態峰對應的電流與時間的函數；ｉｂ為暫態峰的基線電流。

圖８（ａ）顯示試樣在３。５％ＮａＣｌ溶液中λ 約０。０６ｓ－１，而在含Ｃｅ３＋的３。５％ＮａＣｌ中λ 初期僅為０。０３２ｓ－１，隨后進一步降至０。００５ｓ－１，顯著低于在３。５％ＮａＣｌ溶液中。這是因為Ｃｌ－的侵蝕和拉應力導致試樣表面鈍化膜破裂，形成亞穩態點蝕，但同時蝕點周邊陰極區溶液的堿化也會導致Ｃｅ３＋沉積，生成不溶性Ｃｅ（ＯＨ）３或者ＣｅＯ２沉積物，反而抑制亞穩態點蝕形核。隨著沉積物覆蓋面積的擴大，導致λ 進一步下降。圖８（ｂ）為Ｒｎ－ｔ曲線，在３。５％ＮａＣｌ溶液中Ｒｎ只有４ｋΩ·ｃｍ２，說明點蝕比較嚴重；加入Ｃｅ３＋后Ｒｎ增至６００ｋΩ·ｃｍ２，可見Ｃｅ３＋對亞穩態點蝕的抑制作用非常明顯。圖８（ｃ）顯示了電流噪聲峰ｑｃ的變化曲線，Ｃｅ３＋的加入使ｑｃ從４０ｎＣ·ｃｍ－２降至６ｎＣ·ｃｍ－２。圖８（ｄ）為Ａｃ隨時間的變化曲線，在３。５％ＮａＣｌ溶液中Ａｃ為１００～３００ｎＡ·ｃｍ－２，加入Ｃｅ３＋后則降至約２０ｎＡ·ｃｍ－２。Ａｃ與ｑｃ變化趨勢接近，二者均反映了腐蝕的局部化程度［２７］，其值越大表明局部腐蝕越嚴重。由此可見，Ｃｅ３＋能夠抑制７Ａ０４表面亞穩態點蝕的長大，間接抑制了裂紋的萌生，即Ｃｅ３＋對彈性變形階段試樣表面的裂紋萌生有一定的阻滯作用。

圖９分別為拉伸試樣在有、無Ｃｅ３＋的３。５％ＮａＣｌ溶液中裂紋發展不同階段的ＥＣＮ曲線。由圖９可見，無Ｃｅ３＋時，在彈性變形區的噪聲峰并沒有周期性，其隨機波動主要與亞穩態點蝕形核和再鈍化有關。但在塑性變形區（圖９（ａ－２），（ｂ－２）），電流曲線中出現間隔約２５０ｓ的周期性電流噪聲峰，這些周期性的電流峰與塑性變形區的裂紋非連續擴展有關。從峰形態來看，電流噪聲峰呈現迅速上升緩慢下降的趨勢，與裂尖的鋁合金快速滑移－破裂－緩慢再鈍化的循環過程有關。此外，一些長壽命噪聲峰（≈４０ｓ）中還耦合一些壽命較短（≈１０ｓ）的噪聲峰，表明裂紋擴展過程中試樣表面的亞穩態點蝕仍然在萌生。由于擴散通道狹窄，溶解氧向裂尖區輸送困難，導致鋁合金裂尖的再鈍化過程緩慢，因而與裂紋生長相關的噪聲峰往往壽命較長，且其噪聲峰壽命與平均電量均比亞穩態點蝕引起的噪聲峰大數倍，表明裂紋擴展所引發的噪聲波動，遠強于單純亞穩態點蝕引起的波動，Ａｎｉｔａ等［２８］研究不銹鋼ＳＣＣ過程中也觀察到類似的周期性噪聲波動。

圖９（ｂ－１）為加入Ｃｅ３＋后彈性變形區的噪聲峰，該區域的噪聲峰也是由一些隨機性的亞穩態點蝕所形成，但由于Ｃｅ３＋加入后，極大地抑制了蝕點長大的機會，因而噪聲峰壽命和幅值均遠小于無Ｃｅ３＋體系。圖９（ｂ－２）為加入Ｃｅ３＋后塑性變形區的噪聲峰，其中電流噪聲也表現出一定的周期性，且噪聲峰壽命較大，表明盡管Ｃｅ３＋對裂紋萌生有一定的抑制，但由于其體積比Ｃｌ－大，不易擴散到裂尖區并與Ｃｌ－形成競爭性吸附，導致無法抑制裂紋擴展，且Ｃｅ３＋沉積到裂縫內時會消耗部分溶解氧［２９］，使裂尖電極電位負移，鈍化過程減緩，噪聲峰壽命增大。不過此時噪聲峰幅值遠小于無Ｃｅ３＋的體系（圖９（ａ－２））。隨著裂隙擴大，Ｃｅ３＋擴散并沉積到近裂尖的裂紋內壁，使電流噪聲峰緩慢下降，表明Ｃｅ３＋雖然不能完全抑制裂尖擴展，但是可以抑制二次裂紋的產生，間接減緩了ＳＣＣ進程，這與圖６（ａ）的ＳＳＲＴ曲線是一致的。

裂尖區由于閉塞電池效應，Ａｌ　３＋發生水解，如反應（３）和（４），造成裂縫區酸化，導致裂尖處于活性溶解狀態，裂尖不斷向內擴展。當溶液中加入Ｃｅ３＋后，由于Ｃｅ３＋水解或者氧化，如反應（５）和（６），從而在陰極區形成Ｃｅ（ＯＨ）３或ＣｅＯ２沉積物，對亞穩態點蝕起到抑制作用。但由于水和Ｃｅ３＋離子體積較大，難以進入縫內，或者由于縫內的強酸性，使已形成的Ｃｅ（ＯＨ）３也會因反應（５）的逆過程而溶解，從而無法抑制裂尖金屬溶解以及預裂紋試樣的ＳＣＣ發展。

圖１０為在有、無Ｃｅ３＋時光滑試樣側面的腐蝕形貌，在３。５％ＮａＣｌ溶液中試樣表面分布較多魚鱗狀的微裂紋（圖１０（ａ－１）），而加入Ｃｅ３＋試樣斷裂后表面較光亮（圖１０（ａ－２）），微裂紋和點蝕坑均很少，可見Ｃｅ３＋能夠有效抑制試樣表面的亞穩態點蝕。結合圖６（ａ）中的ＳＳＲＴ曲線，可以推測由亞穩態點蝕誘發的微裂紋萌生以及ＳＣＣ發展進程也受到了Ｃｅ３＋的緩解。

圖１０（ｂ－１），（ｂ－２）分別為有、無Ｃｅ３＋時試樣斷口的ＳＥＭ圖，可見兩個試樣均為解理斷裂，說明斷裂過程均以ＳＣＣ為主。不過圖１０（ｂ－１）中斷口腐蝕嚴重，并且分布有較多的二次裂紋，而圖１０（ｂ－２）中腐蝕較輕還有少量韌窩，且無二次裂紋，由此可見，盡管Ｃｅ３＋不能抑制ＳＣＣ裂紋擴展，但可以對裂紋壁起到保護作用，從而抑制二次裂紋的萌生。

圖１１為ＳＳＲＴ過程中７Ａ０４試樣分別在有、無Ｃｅ３＋的３。５％ＮａＣｌ溶液中的阻抗圖，并采用圖１１（ａ）插入的雙時間常數等效電路進行阻抗譜擬合，擬合得到的鈍化膜電阻Ｒｆ與膜下電荷傳遞電阻Ｒｃｔ之和記為極化電阻Ｒｐ（＝Ｒｆ＋Ｒｃｔ），并將Ｒｐ的變化與應力－時間曲線繪制于圖１２。無Ｃｅ３＋存在時，形變初期的Ｒｐ值最大，隨著應力增加Ｒｐ快速減小，屈服點以后Ｒｐ基本穩定在１。５ｋΩ·ｃｍ２。在彈性應變區，７Ａ０４表面的鈍化膜較致密，阻抗值較大，隨著形變增加，鈍化膜破裂并發生滑移，導致基體組織暴露，Ｒｐ迅速下降。當形變超過屈服點后，拉應力增加緩慢，在接近最大應力時，裂紋進入快速擴展階段，此后Ｒｐ降至最低值（１。５ｋΩ·ｃｍ２）并保持穩定。圖１２（ｂ）顯示，加入Ｃｅ３＋后試樣阻抗整體上遠大于無Ｃｅ３＋體系，表明Ｃｅ３＋能有效緩解７Ａ０４的全面腐蝕。圖１２（ｂ）中，試樣在彈性變形階段的Ｒｐ是逐步增大的，到４ｈ接近屈服點時Ｒｐ增至最大值３２０ｋΩ·ｃｍ２。這表明在彈性變形階段Ｃｅ３＋對試樣的緩蝕作用較大，與ＥＣＮ中該階段基線電流較小一致。當應變超過屈服點后，裂紋開始萌生，由于Ｃｅ３＋很難擴散到裂尖，而裂尖區基體金屬暴露則越來越大，導致試樣的阻抗值下降，在接近最大抗拉強度時阻抗值迅速下降，直到最小值１３０ｋΩ·ｃｍ２，這與ＥＣＮ曲線中該階段的噪聲信號強度變化是一致的。