在應力和腐蝕環境的耦合作用條件下，金屬材料會出現新的腐蝕失效形式，如應力腐蝕、腐蝕疲勞、磨損腐蝕和沖刷腐蝕等。其中，應力腐蝕開裂是十分常見的工程結構失效形式。通常，應力腐蝕開裂被定義為材料在應力及特定環境的共同作用下，發生裂紋的形核、擴展并導致滯后斷裂的現象，是一種隱蔽性很強、危險性極高的腐蝕失效形式。其特點是結構件在較低的應力下 （遠低于屈服強度） 便可發生脆性斷裂，可在沒有任何征兆的情況下引起結構件的突然斷裂，極易造成災難性事故。應力腐蝕的發生需要具備3個必不可少的條件，即應力、材料及引起腐蝕的特定環境。與其它腐蝕破壞類型相比，應力腐蝕可在表面沒有明顯腐蝕的情況下，發生微裂紋的萌生和擴展，進而導致材料的提前脆斷。同時，塑性很好的材料在應力腐蝕的作用下也會發生脆性斷裂。

通常，應力腐蝕開裂的發生可使鎂合金在應力低于40%屈服強度的加載條件下發生斷裂失效。據統計，在1960~1970年間，僅在航空航天設備上，每年就有10~60件鎂合金結構因應力腐蝕開裂而失效。可以預測，隨著鎂合金在航空航天和汽車工業等領域應用的逐年增加，應力腐蝕失效的案例也將逐漸增多。然而，目前國內外大部分的研究工作主要側重于鎂合金的常規力學及腐蝕行為，對其應力腐蝕開裂行為研究的關注度較弱。基于裂紋擴展路徑的差異情況，應力腐蝕開裂類型可分為：穿晶型、沿晶型和混合型。對于鎂合金而言，其應力腐蝕開裂主要為穿晶型，偶爾也會出現沿晶型。目前，關于鎂合金應力腐蝕的微觀機制尚不十分明了，缺乏統一的機理模型。概括來說，現階段報道的鎂合金應力腐蝕開裂機制主要有兩種：（1） 陽極溶解機制，即陽極溶解作用導致裂紋的連續擴展 （圖1a）；（2） 機械開裂機制，即在外力的作用下，解理裂紋沿脆性區域萌生并擴展 （圖1b）。另外，鎂合金在腐蝕過程中產生的氫可擴散到基體內部，引起基體中局部氫的累積，最終導致合金發生氫脆現象。因此，氫脆也是誘發鎂合金應力腐蝕開裂的主要機制。為進一步認識和理解鎂合金的應力腐蝕開裂行為，本文系統歸納并總結了目前國內外關于鎂合金應力腐蝕開裂機制及相應防止措施方面的研究進展，指出了鎂合金應力腐蝕開裂機理研究中存在的問題以及可能的解決措施。為高抗應力腐蝕開裂鎂合金的開發與應用提供一定指導。

1 陽極溶解機制

依據陽極溶解理論，陽極金屬的不斷溶解可導致應力腐蝕過程中的裂紋形核和擴展。針對應力腐蝕開裂現象，國內外學者提出了相應的陽極溶解機制。（1） 選擇性陽極溶解機制。通常，相對于Mg基體，合金中的第二相充當陰極相。在微電偶的作用下，第二相周圍的Mg基體擇優發生陽極溶解。在外加應力作用條件下，應力腐蝕裂紋將沿著第二相附近的基體擴展。對于Mg-Al合金而言，晶間析出相 （Mg17Al12） 和Mg基體之間存在微電偶腐蝕，加速了局部Mg基體的陽極溶解，導致了沿晶型應力腐蝕開裂 （IGSCC） 的發生。另外，晶間析出相的連續分布會促進裂紋的沿晶擴展。Kannan等研究了ZE41鎂合金在0.5% （質量分數） NaCl溶液和蒸餾水中的應力腐蝕開裂行為，認為該合金在這兩種條件下的斷口表面均存在大量的沿晶微裂紋 （圖2）。（2） 膜破裂機制。在腐蝕介質中，鎂合金表面極易形成一層腐蝕產物膜。在外加應力的作用下，鎂合金因局部塑性變形而引起表面腐蝕產物膜發生破裂，裸露出新鮮金屬表面，并與腐蝕溶液接觸發生快速溶解，形成局部腐蝕坑。同時，局部腐蝕坑底部因存在應力集中而引起裂紋萌生和擴展。因裂紋擴展會導致裂紋尖端近前沿的應力松弛，繼而使裂紋停止擴展并引起裂紋尖端鈍化。但裂紋尖端因局部塑性變形將會反復導致鈍化膜的破裂，故鎂合金應力腐蝕裂紋擴展主要受產物膜的破裂和再鈍化之間存在的競爭性機制所控制。

2 機械開裂機制

機械開裂機制可分為解理開裂機制和氫脆機制。（1） 解理開裂機制：鎂合金為典型密排六方結構，滑移系少，很容易發生解理開裂。在外加應力的作用下，鎂合金因陽極溶解和機械開裂交替進行，導致其最終失效。因局部塑性變形會導致鎂合金表面腐蝕產物膜發生破裂，故局部腐蝕擇優在膜破裂位置處發生。同時，局部腐蝕坑引起的應力集中可導致解理裂紋在腐蝕坑底部萌生和擴展。當解理裂紋遇到晶界或第二相時，會受到阻礙并停止擴展。然而，陽極溶解可消除界面對裂紋擴展的阻礙作用，致使解理裂紋在加載條件下不斷擴展，直至最終斷裂。鎂合金的解理開裂機制可解釋傳統金屬材料存在的某些穿晶型應力腐蝕開裂現象。對于穿晶型應力腐蝕失效試樣而言，其斷口主要由小的解理平面和臺階組成，且小的解理平面被臺階所分隔，該特征與解理開裂機制密切相關。（2） 氫脆機制：因鎂合金的腐蝕過程總伴隨著陰極析氫，故其應力腐蝕開裂過程必然與氫脆有關，但氫脆的具體機制尚未確定。迄今，研究人員已提出了多種氫脆機制來解釋鎂合金的應力腐蝕開裂現象，如弱鍵 （HEDE） 理論、氫致局部塑性變形 （HELP） 理論、氫吸附導致位錯發射 （AIDE） 理論和氫化物滯后開裂 （DHC） 理論，對氫脆機制的詳細介紹可參考相關文獻。（1） HEDE理論：氫通過應力輔助擴散并在晶格間隙和裂紋尖端累積，影響了金屬原子的電子云分布，降低了金屬原子間的結合能。在拉應力的作用下，弱化的金屬原子鍵很容易被拉開而形成解理裂紋。（2） HELP理論：氫降低了位錯間的彈性交互作用和位錯運動阻力，提高了位錯的運動速度，繼而使局部裂紋易于聚合和擴展。（3） AIDE理論：該機制與位錯的發射有關，即金屬-金屬鍵因氫原子在裂紋尖端處最初幾個原子層中的吸附而削弱，促使位錯由裂尖向前發射。在位錯發射過程中，裂紋因裂尖前沿塑性變形區內局部缺陷的聚合而發生擴展[22,26]。（4） DHC理論：應力促進氫向裂尖的擴散以及氫化物 （如MgH2） 的形成與脆性開裂，直至最終失效。對于鍛造AZ31鎂合金而言，氫脆在其應力腐蝕開裂過程中占主導地位，且隨著陰極電位的增加，析氫速率增大，裂紋擴展速率也隨之提高。同時，隨著外加電位的正移或陽極電流的增加，鎂合金的析氫速率加快，故陽極極化可加速鎂合金的應力腐蝕裂紋擴展速率。Meletis等報道應力腐蝕斷口表面出現的解理特征主要歸因于氫脆現象。Chen等對鍛造態AZ91鎂合金應力腐蝕行為進行了研究，認為擴散到鎂基體內部的氫會在β-Mg17Al12相處富集并形成氫化物。在外加應力作用下，氫化物發生脆性開裂，加速了合金的應力腐蝕破壞。此外，鎂合金的應力腐蝕破壞過程中多種氫脆機制可同時存在，主要與合金處理狀態、種類和應變速率等有關。例如，Cao等研究對比了固溶處理后鑄造態Mg-0.1Zr，Mg-1Mn，Mg-0.1Sr，Mg-0.3Si，Mg-5Sn，Mg-5Zn和Mg-0.3Ca合金在蒸餾水中的應力腐蝕開裂行為，結果表明除Mg-0.1Sr合金以外，所有其它Mg-X合金的應力腐蝕敏感性均與應變速率密切相關。同時，Mg-0.1Zr，Mg-1Mn，Mg-0.1Sr，Mg-0.3Si和Mg-5Sn合金的應力腐蝕開裂機制可用HEDE理論解釋，Mg-5Zn合金的應力腐蝕開裂機制可用HELP理論解釋，而Mg-0.3Ca合金的應力腐蝕開裂機制的解釋同時涉及到HEDE、HELP以及AIDE理論[33]。Choudhary等研究了AZ91D鎂合金在模擬體液中的應力腐蝕行為，認為該合金應力腐蝕開裂是由氫致開裂和陽極溶解的共同作用所引起的。

3 鎂合金抗應力腐蝕開裂能力的提高方法

對于高強度多元化鎂合金而言，因合金相的腐蝕電位較高，致使其周圍的鎂基體作為陽極優先發生溶解。同時，由于陰極活化效應，氫主要在局部腐蝕區域以及第二相位置產生。隨著腐蝕的進行，在局部腐蝕區域中的第二相的數目增多，提升了陰極活化效應，導致析氫速率進一步提高。因此，鎂合金腐蝕過程中產生的氫原子將在腐蝕坑底部大量累積。隨著腐蝕的進行，局部腐蝕區域，尤其是局部腐蝕坑底部的氫原子濃度會逐步提高，導致局部腐蝕區域與周圍Mg基體之間具有很高的氫濃度差。通常，晶界和第二相界面可作為短路擴散路徑，其擴散速率為基體擴散的2~4倍，同時第二相還可以作為氫陷阱。此外，鎂合金中低表面能的晶面 （如[0001]，[3140]，[1011]，[1010]和[1101]） 可以作為氫原子的快速擴散通道。因此，腐蝕反應產生的氫原子很容易通過局部腐蝕坑底部的這些低表面能的晶面、晶界和相界擴散到鎂合金基體中。因粗大的第二相主要分布在晶界上，故沿晶界和第二相界面擴散的氫原子將逐漸在這些位置累積。在第二相中累積的氫原子會降低金屬原子間的結合力。此外，部分氫原子很容易和第二相中的Mg發生反應，形成穩定的氫化物 （即MgH2）。由于氫化物和第二相之間的晶格不匹配，部分氫原子在氫化物和第二相界面處結合成氫分子，在氫壓作用下，第二相發生開裂。當施加拉應力時，在氫原子累積而導致的弱鍵效應以及氫化物形成而導致的氫壓作用下，裂紋很容易在第二相萌生。類似地，由于氫原子累積以及氫化物形成作用，合金中的低表面能的晶面也可以充當裂紋源。因此，鑄造態試樣裂紋的擴展以沿共晶相開裂為主，局部可存在穿晶微裂紋。

然而，當鎂合金的晶界處分布著第二相顆粒時，晶界處發生的微區電偶腐蝕會使晶界成為裂紋擴展的擇優路徑，其應力腐蝕開裂模式將會從穿晶轉變為沿晶。研究表明，稀土元素 （RE） 的加入可有效提高鎂合金的抗應力腐蝕開裂能力。Kannan等報道盡管稀土元素的加入可以提高鎂合金的抗應力腐蝕開裂能力，但是合金的抗應力腐蝕能力還會因Zn和Ag等其它元素的加入及其數量的增加而顯著降低。然而，在對Mg-Zn-Y鎂合金腐蝕行為的研究過程中，Zhang等認為當加入的Zn和稀土元素Y主要以準晶相形式存在時，合金的抗腐蝕能力明顯高于AZ91鎂合金；當Y和Zn主要以W-Mg3Zn3Y2相形式存在時，合金的抗腐蝕能力顯著降低，與AZ91鎂合金的腐蝕性能基本相當。史菲等也報道了準晶相的形成可以顯著提高Mg-28%Zn-4%Y合金的抗腐蝕能力。

另外，鎂合金的耐蝕性與熱處理制度密切相關。例如，為減弱或消除成分不均勻區對耐蝕性的不利影響，可通過熱處理對合金的微觀組織進行調控，以期達到提高合金耐蝕性的目的。Popov等研究認為，通過固溶處理使Zn均勻分布在鎂基體中，可以顯著降低鑄造態Mg-Zn-Y-Zr合金在1 g/L NaCl溶液中的腐蝕速率。進一步研究表明，通過固溶處理消除合金中的第二相 （如MgZn和MgZn2相），可以提高鎂合金的耐蝕性。對Mg-Gd-Y-Zr系合金耐蝕性能的研究表明，熱處理制度可顯著影響其腐蝕速率。經過固溶處理后，第二相被固溶，合金的腐蝕速率顯著降低。然而，在力學-化學交互作用過程中，鎂合金腐蝕的發生不可避免。研究表明，局部腐蝕可作為裂紋萌生源，加速鎂合金的應力腐蝕破壞。此外，局部腐蝕區域因裸露、無膜且表面活性較高，可以作為氫擴散的通道。鎂合金中局部氫的累積使基體發生脆化，促進了鎂合金的脆性開裂。因此，鎂合金的耐蝕性受熱處理的影響較大。Tsao等采用慢應變速率拉伸實驗方法，研究了熱處理對AZ31鎂合金應力腐蝕開裂行為的影響，表明該合金在3.5%NaCl溶液中的應力腐蝕開裂敏感性較強。此外，拉伸過程中變形孿晶和局部微孔洞產生所誘發的氫脆，是導致其應力腐蝕失效的主要機制。經T5 （時效） 和T6 （固溶+時效） 處理后，合金的應力腐蝕敏感性均降低。其中，經T5處理后，合金在空氣及3.5%NaCl溶液中的綜合性能更好。另外，粗大合金相顆粒的完全固溶，不僅降低了局部點蝕的發生，還能顯著降低因氫原子累積而導致的弱鍵效應以及氫化物形成而導致的氫壓作用。研究表明，對鍛造態Mg-Zn-Y-Zr鎂合金進行固溶處理后，其常規力學性能變化不明顯，但其抗應力腐蝕開裂能力得到了顯著提升，如圖3所示。

4 總結與展望

與其它金屬結構材料一樣，鎂合金在力學-化學交互作用服役環境下發生的失效和破壞歸根結底是由局部微區與周圍基體之間電化學位的差異所造成的，而這種差異在加工制備過程中是不可避免的，而且還會因力學加載過程中局部微區 （尤其是相界面和晶界附近） 應變儲能的變化而改變。另外，點蝕坑底部或裂紋尖端在不同結構層次上高度局部化特性 （包括材料、化學和力學等） 會與宏觀整體之間存在顯著差別。因此，為能夠從真正意義上理解引起鎂合金應力腐蝕破壞的微觀機制，需要研究微結構在應力腐蝕交互作用條件下對點蝕坑的形成和長大、裂紋萌生、裂紋尖端前沿的潛在裂紋擴展路徑的影響，同時還要考慮裂紋尖端微區處的高度局部化特性對合金的應力腐蝕開裂行為及其裂紋萌生和動態擴展過程的影響。遺憾的是，關于鎂合金應力腐蝕開裂的動態失效過程及其對應的微觀失效機理方面的研究尚不深入，急需從宏觀到微觀，動態與靜態實驗相結合，從不同結構尺度上深入研究主要微結構對合金的力學-化學動態交互過程的影響。只有這樣，才能從真正意義上理解鎂合金在力學-化學交互作用條件下的失效機制，并為提高合金使役性能的組織優化指明方向。