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2024年5月30日发(作者：昌辞)

贺君良等：Ｆｅ　Ｇａ　多晶在模拟海水中的应力腐蚀行为研究　

文章编号：１００１—９７３１（２０１３）１４—２０５９－０６　

Ｆｅ８　Ｇａ　多晶在模拟海水中的应力腐蚀行为研究　

贺君良　，李金许　，朱　洁。，乔利杰　

（１．北京科技大学腐蚀与防护中心，环境断裂教育部重点实验室，北京１０００８３；　

２．北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京］０００８３）　

摘要：　研究了新型磁致伸缩材料Ｆｅ—Ｇａ合金的应　

磁致伸缩材料，与后二者相比，Ｆｅ—Ｇａ合金具有更优良　

的机械性能　。　，更容易制备成器件，是一种非常有潜　

在应用价值的新材料，已经用于或有可能用于新型水　

声换能器、声纳探测器、驱动器和麦克风等＿１　器件的　

应用开发。在Ｆｅ—Ｇａ合金的应用开发之际了解其在可　

力腐蚀性能。采用恒载荷和慢应变速率拉伸（ＳＳＲＴ）　

试验，结合电化学测试技术，研究了铸态Ｆｅ　Ｇａ　多晶　

在模拟海水中的应力腐蚀。结果表明，开路电位下，模　

拟海水中薄板光滑试样恒载荷拉伸能够发生低于材料　

抗拉强度的断裂，且断裂时间明显依赖于外加应力的　

大小，外加应力愈大，断裂时间愈短。这表明铸态　

Ｆｅ。　Ｇａ　合金在模拟海水中能够发生应力腐蚀开裂　

（ＳＣＣ），且ＳＣＣ归一化门槛应力为　／ｏ　一０．３４。慢　

能的应用环境中的服役性能，是将此种材料的开发应　

用走向成熟的必要过程。在许多可能的应用环境中都　

存在着氯离子或者干脆就是海洋环境，因此本文开展　

Ｆｅ　Ｇａ　合金在模拟海水中的应力腐蚀性能研究既具　

有理论意义又具有应用背景。　

关于Ｆｅ—Ｇａ合金这种新型磁致伸缩材料的研究绝　

应变速率拉伸显示，ＳＣＣ敏感性在应变速率为５×　

１０。／Ｓ时最大，用强度损失表示为Ｉ　一（１一　／　）×　

１００　一３５　。阴极极化升高而阳极极化降低恒载荷　

ＳＣＣ断裂时间。这些结果初步表明铸态Ｆｅ。　Ｇａ　合　

金在模拟海水中的应力腐蚀为阳极溶解型。　

关键词：　Ｆｅ。　Ｇａ　合金；应力腐蚀；模拟海水；归一化　

门槛应力　

大部分集中在其制备、微观结构和磁致伸缩性能　

上ｌ３。　ｊ，而关于其腐蚀和应力腐蚀性能的研究十分鲜　

见。到目前为止，关于Ｆｅ—Ｇａ合金耐腐蚀性能的研究，　

能够查阅到的只有Ｊａｙａｒａｍａｎ等发表的两篇文　

章［１　Ｍ］，他们研究了Ｆｅ—Ｇａ单晶分别在ＨＣ１、ＮａＯＨ　

文献标识码：Ａ　中图分类号：ＴＧ３５６．１６　

和３．５　ＮａＣ１　３种溶液中的腐蚀行为以及磁场对腐蚀　

的影响。作者开门见山地在摘要中说，这些工作是关　

于Ｆｅ—Ｇａ合金腐蚀行为的初步结果（ｔｈｅ　ｖｅｒｙ　ｆｉｒｓｔ　

ＤＯＩ：１０．３９６９／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１—９７３１．２０１３．１４．０１９　

１　引　言　

Ｆｅ—Ｇａ合金以ａ—Ｆｅ型固溶体形式存在，稳定态以　

无序Ａ２（ｂｃｃ）相结构为主。合金虽仍然保持体心立方　

结构，但是由于在Ａ２结构基础上部分晶格位置的Ｆｅ　

原子（半径０．１７２ｎｍ）被Ｇａ原子（半径０．１８１ｎｍ）替　

代，使得局部区域的晶格常数由０．２８６７ｎｍ增大到　

０．２９０４ｎｍ［】］，从而造成了晶格畸变。另外，合金中也　

ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ），而关于Ｆｅ—Ｇａ合金的应力腐蚀性能的　

文章目前尚未见报道。因此，本文对Ｆｅ。　Ｇａ　合金在　

模拟海水中的应力腐蚀性能的研究亦是该方面的基础　

性结果。　

２　实验材料及方法　

实验所用的Ｆｅ—Ｇａ多晶合金由北京科技大学新金　

可能存在着富Ｇａ原子团簇以及少量的有序Ｂ２、ＤＯ。　

和类Ｂ。等多种相结构　］。正是由于这些原因，Ｆｅ—Ｇａ　

合金的饱和磁致伸缩系数才会大幅度提高至（２～４）×　

１０　［５　（ａ—Ｆｅ的饱和磁致伸缩系数＜２×１０　）。由于　

属材料国家重点实验室提供。采用纯度为９９．９　的　

Ｆｅ和９９．９９　的Ｇａ作原材料，按照目标成分Ｆｅ。　Ｇａ　

进行配料。虽然在熔化温度下Ｇａ比Ｆｅ具有更高的　

蒸汽压，但通过小心规范熔化过程，Ｇａ的热烧损可以　

忽略。经真空感应炉熔炼，浇注成直径１０ｒａｍ、长度为　

１００ｍｍ的棒状母合金，然后在氩气保护下加热至　

腐蚀和应力腐蚀性能对成分和组织结构十分敏感，可　

以想象，与　—Ｆｅ相比，Ｆｅ—Ｇａ合金中Ｇａ原子引起的晶　

格畸变以及上述微观组织结构可能的存在，即使它们　

在固溶体中所占的比例很小，也必将对合金的耐腐蚀　

和应力腐蚀性能产生影响。另一方面，Ｆｅ　Ｇａ合金是　

继ＴｂＤｙＦｅ和ＮｉＭｎＧａ合金之后发展起来的一种新型　

１１００℃，保温１ｈ均匀化处理后，炉冷至７３０℃保温３ｈ，　

再随炉冷至室温，获得名义成分（　，原子分数）为　

Ｆｅ　Ｇａ　的棒状试样。用光学显微镜（ＯＭ）和扫描电　

子显微镜（ＳＥＭ）观察了合金的金相组织以及拉伸后的　

＊

基金项目：国家自然科学基金资助项目（５１１７１０２４）；北京科技大学新金属材料国家重点实验室资助项目（２００９Ｚ一０４）　

收到初稿日期：２０１２　１１　０７　收到修改稿日期：２０１３—０２—０５　通讯作者：李金许　

作者简介：贺君良　（１９８７一），男，山西忻州人，硕士生，师承李金许教授，从事铁镓合金应力腐蚀研究。　

助　

４　分析讨论　

就磁致伸缩材料来说，Ｆｅ—Ｇａ合金是继传统磁滞　

伸缩材料（Ｎｉ、Ｆｅ—Ａｌ等）和Ｔｂ—Ｄｙ—Ｆｅ稀土超磁致伸缩　

材料之后出现的一种新型磁致伸缩材料，其强韧性和　

磁性能介于上述二者之间，即不但具有较好的机械性　

能，而且具有较大的磁致伸缩系数，被认为是新一代的　

超磁致伸缩材料。抛开传统磁致伸缩材料，就新型磁　

致伸缩材料来说，无论是ＮｉＭｎＧａ还是ＴｂＤｙＦｅ，它们　

的环境开裂敏感性都很强　。　。如Ｇｅｂｅｒｔ等　研究　

了多晶Ｎｉ　ＭｎＧａ合金的腐蚀行为，结果表明在酸溶液　

中多晶Ｎｉ。ＭｎＧａ具有较大的反应速度，在碱性溶液　

中，反应速度较低，具有明显的阳极钝化特征。沈连成　

等ｌ＿　研究了Ｎｉ　ＭｎＧａ在湿空气和水中的应力腐蚀开　

裂，表明在ＲＨ一７０　的湿空气中，恒位移裂纹在压痕　

残余应力作用下会发生滞后扩展，即存在应力腐蚀现　

象；而含有１．９９×１０　氢的试样断裂韧性从１．９骤降　

为０．４ＭＰａｍ　ｌ１　，即应力腐蚀敏感性更强。Ｓａｃｈｄｅｖａ　

等Ｌ２叫研究了（ＴｂＤｙ）Ｆｅ　合金的腐蚀行为，结果显示，　

在３．５　ＮａＣ１溶液中合金局部腐蚀严重，而在　

Ｎａ　ＳＯ　溶液中腐蚀较弱，更多的表现为均匀腐蚀。钮　

萼等　的研究表明，在湿空气中，残余应力能引起　

（Ｔｂ，Ｄｙ）Ｆｅ　压痕裂纹发生滞后扩展，即发生应力腐　

蚀。由此可见，ＴｂＤｙＦｅ和ＮｉＭｎＧａ等磁致伸缩材料　

在ＮａＣ１等环境中均会发生较严重的腐蚀和应力腐蚀。　

而对纯铁或者低合金钢来说，它们在ＮａＣ１溶液中　

的腐蚀和应力腐蚀研究已经相当成熟。比如工业纯铁　

（　一８２ＭＰａ），通常在ＮａＣ１溶液中不发生应力腐　

蚀　。对区熔纯铁，即使在最敏感的ＮａＯＨ＋　

Ｎａ　ＳｉＯ　的混合溶液中，也不产生应力腐蚀　。但当　

试样中含有一定浓度的氢时，会发生应力腐蚀，如含有　

５×１０　氢时，试样的氢致塑性损失可达６５　以　

上［２　。铁单晶（　一４０ＭＰａ）光滑试样在恒载荷下电解　

充氢，其氢致滞后断裂的临界应力为　。一６６ＭＰａ［２　］，　

表明铁单晶只有先屈服才能产生氢致滞后断裂；而用　

单边缺口试样进行恒载荷实验，均能产生氢致滞后断　

裂。归一化临界应力强度因子为Ｋ　／Ｋ　一０．４５，其中　

Ｋ　、一１６．６ＭＰａｍ“　是铁单晶的断裂韧性。对工业纯　

铁，也获得了类似的结果［　。对低合金钢来说，通常　

在ＮａＣ１溶液中也不发生应力腐蚀断裂－２　。　，如Ａ５３７、　

ＨＹ１００及￥３５５Ｎ钢等。　

对于Ｆｅ—Ｇａ合金这种化学组分稳定性介于稀土超　

磁致伸缩材料和纯铁之间的材料，其在ＮａＣ１溶液中的　

腐蚀已有Ｊａｙａｒａｍａｎ等口。的报道，他们研究了Ｆｅ　

１５　Ｇａ，Ｆｅ一２０　Ｇａ，Ｆｅ一２７．５　Ｇａ　３种成分的单晶分　

别在ＨＣ１、ＮａＯＨ和３．５　ＮａＣ１溶液中的腐蚀行为。　

发现Ｆｅ—ｌ５　Ｇａ在３种溶液中的平均腐蚀速率分别为　

０．９，０．０５和０．３６ｒａｍ／年；长时间退火态的合金腐蚀速　

材　料　２０１　３年第１４期（４４）卷　

率略高于铸态，归因于长时间退火造成Ｇａ原子更多　

的富集引起的。其它两种成分的合金结果类似。作者　

还研究了磁场对Ｆｅ—Ｇａ单晶在ＨＣ１和ＮａＣ１溶液中的　

腐蚀行为的影响ｕ　。这是到目前为止能够找到的关　

于Ｆｅ—Ｇａ合金腐蚀方面仅有的两篇文章，关于应力腐　

蚀的研究至今未见报道。　

本文表明，Ｆｅ　。Ｇａ　合金在模拟海水中在远低于　

其抗拉强度的恒应力下能够发生滞后断裂，即存在应　

力腐蚀。这说明，在Ｆｅ中加入少量Ｇａ原子形成Ｆｅ　

Ｇａ固溶体后，其在模拟海水中的应力腐蚀敏感性与纯　

铁或低碳钢相比大大增加。对这种脆性材料空拉为解　

理断口，在模拟海水中慢拉伸断口仍为解理断口，宏观　

形貌没有明显的区别，这是可以理解的。　

参照文献［３ｏｌ，Ｆｅ在２５℃时发生电极反应Ｆｅ—　

Ｆｅ。　＋２ｅ时的标准电极电位为一０．４４０Ｖ，Ｇａ发生Ｇａ　

—

Ｇａ抖＋３ｅ反应的标准电极电位为一０．５３Ｖ，因而　

Ｆｅ—Ｇａ合金中富Ｇａ区电位更低，在ＮａＣ１溶液中，相对　

于基体，Ｇａ成为阳极而发生溶解。铁和铁合金在模拟　

海水中发生腐蚀时，阳极反应为金属的溶解，即：　

Ｇａ—ＧａＨ＋３ｅ或Ｆｅ—Ｆｅ抖＋２ｅ　

阴极反应是：　

２Ｈ２（）一２Ｈ　＋２（）Ｈ和２Ｈ一＋２ｅ—＋２Ｈ　

如果阴极反应的原子氢能扩散进入试样并控制裂　

纹的形核和扩展，这一类应力腐蚀就称为氢致开裂型　

应力腐蚀。但对低强度的钢或铁合金发生氢致开裂所　

需要的门槛氢浓度远比高强度钢要高，因而中性水溶　

液中应力腐蚀的氢量低于发生氢致开裂要的门槛氢浓　

度，故只能通过阳极溶解过程使应力腐蚀裂纹形核和　

扩展［２　，这类应力腐蚀称为阳极溶解型。图６的结果　

似乎表明这一ＳＣＣ属于阳极溶解型，因为阴极极化促　

进氢的析出，会使试样中氢浓度升高，实验结果　示　

ＳＣＣ断裂时间随阴极极化电位而升高，而阳极极化使　

试样的断裂时问减小，这是阳极极化促进阳极溶解造　

成的。至于阳极极化电位为一１１０ｍＶ　时，断裂时间　

升高，且实验结果具有重复性，原因有待进一步证明。　

这种异常情况在其它应力腐蚀体系的研究中也有提　

及　。无论如何，Ｆｅ—Ｇａ合金在模拟海水中的应力腐　

蚀机理还需要深入的研究。　

慢拉伸结果显示，Ｆｅ　Ｇａ　多晶在模拟海水中的　

应力腐蚀敏感性在应变速率为５×１０　ｓ时存在最大　

值。这一结果可以用滑移溶解机理（阳极溶解型应力　

腐蚀机理之一）来解释。该理论认为，试样在拉应力作　

用下局部发生滑移，氧化膜被破坏而露出新鲜表面，破　

损处相对于其它有膜覆盖的表面来说是阳极，发生择　

优溶解，导致裂纹形核或扩展＿１　。应力腐蚀就是膜破　

裂速率和膜再钝化速率相竞争的结果。当应变速率＞　

１Ｏ＿。。／ｓ时，合金来不及择优溶解就发生机械断裂而不　

显示应力腐蚀；应变速率为１０　～１Ｏ　ｓ时，膜破裂　

的速度高于再钝化的速率，合金发生应力腐蚀断裂，但　

贺君良等：Ｆｅｓ。Ｇａ　多晶在模拟海水中的应力腐蚀行为研究　

由于不同应变速率对应的使膜破裂的速度不同，应力　

腐蚀敏感性也不同。当应变速率＜１０　／ｓ时，膜再钝　

化的速率略高于膜破裂的速率，合金新鲜的表面通过　

钝化而被修复，新鲜表面来不及溶解就被膜覆盖，因此　

金属局部溶解时间变长，应力腐蚀敏感性变小；而在５　

×１Ｏ　／ｓ时应变使膜破裂的速度大致等于再钝化的　

速率，从而具有最大的应力腐蚀敏感性。　

５　结　论　

（１）铸态多晶Ｆｅ　Ｇａ　在模拟海水溶液中能够　

发生应力腐蚀，恒载荷应力腐蚀的归一化门槛应力　

ｏ＂ｓｃｃ／　一０．３４。慢应变速率拉伸显示，铸态多晶　

Ｆｅ　。Ｇａ　在模拟海水中存在ＳＣＣ敏感性，且当￡＝＝＝５×　

１０　／ｓ时ＳＣＣ敏感性具有极大值，即　一３５　。　

（２）　阴极极化升高而阳极极化降低恒载荷应力　

腐蚀断裂时间，显示Ｆｅ—Ｇａ合金在模拟海水中的应力　

腐蚀机理可能属于阳极溶解型。　

参考文献：　

［１］　

Ｄｉｎｇ　Ｙ　Ｔ，Ｉ　ｉｕ　Ｆ　Ｘ，Ｈｕ　Ｙ，ｅｔ　ａ１．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　

ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｖｅ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｍｅｌｔｓｐｕｎ　Ｆｅ—Ｇａ　ａｌｌｏｙ　ｒｉｂ—　

ｂｏｎｓ［Ｊ］．Ｓｐｅｃｉａｌ　Ｃａｓｔｉｎｇ＆Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ　Ａｌｌｏｙｓ，２００８，　

２８（５）：３４１　３４３．　

［２］　

Ｙｕ　Ｈ　Ｒ，Ｉ　ｉ　Ｚ　Ｈ，Ｗａｎｇ　Ｈ　Ｂ，ｅｔ　ａ１．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　

ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｎ　６　Ｆｅ１　７　Ｇａ２７．．．Ｃｏ　ａｌｌｏｙ　

［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２００６，３７（１２）：　

ｌ８７６—１８７８．　

［３］　

Ｌｏｇｒａｓｓｏ　Ｔ　Ａ，Ｓｕｍｍｅｒｓ　Ｅ　Ｍ．Ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｑｕａｎｔｉｆｉｃａ—　

ｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｄ（）　ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｏｒｄｅｒ　ｉｎ　Ｆｅ－Ｇａ　ａｌｌｏｙｓ　ｕｓｉｎｇ　ｈｉｇｈ　ｒｅｓ—　

ｏｌｕｔｉｏｎ　Ｘ—ｒａｙ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉ—　

ｎｅｅｒｉｎｇ　Ａ，２００６，４１６：２４０　２４５．　

［４］　

Ｌｏｇｒａｓｓｏ　Ｔ　Ａ，Ｒｏｓｓ　Ａ　Ｒ，Ｓｃｈｌａｇｅｌ　Ｄ　Ｉ　，ｅｔ　ａ１．Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　

ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓ　ｉｎ　ｑｕｅｎｃｈｅｄ　Ｆｅ　Ｇａ　ａｌｌｏｙｓ　ＥＪ］．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　

Ａｌｌｏｙｓ　ａｎｄ　Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ，２００３，３５０（１—２）：９５　１０１．　

［５］　

Ｉ，ｉｕ　Ｊ　Ｈ，Ｗａｎｇ　Ｚ　Ｂ，Ｊｉａｎｇ　Ｃ　Ｂ，ｅｔ　ａ１．Ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎ　

ｕｎｄｅｒ　ｈｉｇｈ　ｐｒｅｓｔｒｅｓｓ　ｉｎ　Ｆｅ８１　Ｇａ１　９　ｃｒｙｓｔａｌ［Ｊ］．Ｊ　Ａｐｐｌ　

Ｐｈｙｓ，２０１０，１０８：０３３９１３一ｌ一６．　

［６］　

Ｈａｎ　Ｚ　Ｙ，Ｚｈａｎｇ　Ｍ　Ｃ，Ｇａｏ　Ｘ　Ｘ，ｅｔ　ａ１．Ｓｔｕｄｙ　ｏｎ　ｔｈｅ　ｒｅｌａ—　

ｔｉｏｎ　ｂｅｔｗｅｅｎ　ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｍｏｍｅｎｔ　ａｎｄ　ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎ　ｏｆ　

（１１　Ｏ＞一ｏｒｉｅｎｔｅｄ　Ｆｅ８３　Ｇａｌ７　ａｌｌｏｙ　Ｉ－Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ　

Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２００４，３５（５）：５４８　５５２．　

Ｅ７］　

Ｓｕｍｍｅｒｓ　Ｅ，Ｉ　ｏｇｒａｓｓｏ　Ｔ　Ａ，Ｓｎｏｄｇｒａｓｓ　Ｊ　Ｄ，ｅｔ　ａ１．Ｍａｇ—　

ｎｅｔｉｃ　ａｎｄ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌ¨ｎｅ　ｇａｌｆｅｎｏｌ　

［Ｊ＿．Ｓｍａｒｔ　Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ：Ａｃｔｉｖｅ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ：　

Ｂｅｈａｖｉｏｒ　ａｎｄ　Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ，２００４，５３８７：４４８　４５９．　

［８］　

Ｗａｎｇ　Ｉ　，Ｄｕ　Ｚ　Ｆ，Ｆａｎ　Ｃ　Ｆ，ｅｔ　ａ１．Ｍａｇｎｅｔｏｅｌｅｃｔｒｉｃ　ｅｆｆｅｃｔ　

ｉｎ　ｌａｍｉｎａｔｅ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ　ＦｅＧａ／ＢＴＯ／ＦｅＧａ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　

Ｆｕｎｃｔｉｏｎａ１　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０ｌｌ，４２（ｓ１）：１４８　１５１．　

［９］　

Ｇｕｒｕｓｗａｍｙ　Ｓ，Ｓｒｉｓｕｋｈｕｍｈｏｗｏｍｃｈａｉ　Ｎ，Ｃｌａｒｋ　Ａ　Ｅ，ｅｔ　

ａ１．Ｌａｒｇｅ　ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎ　ｉｎ　ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｌｙ　ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ　ＦｅＧａ　

ａｎｄ　ＦｅＧａＡｌ　ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｓｃｒｉｐｔａ　Ｍａｔｅｒ，２０００，４３：２３９—　

２４４．　

２Ｏ６３　

［１ｏ］　

Ｉ　ｉ　Ｊ　Ｈ，Ｇａｏ　Ｘ　Ｘ，Ｚｈｕ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ，ｔｅｘｔｕｒｅ　ａｎｄ　

ｌａｒｇｅ　ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｆｅ－Ｇａ—ｂａｓｅｄ　ｓｈｅｅｔｓ［Ｊ］．Ｓｃｒｉｐ　

ｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌ，２０ｌ０，６３：２４６－２４９．　

［ｉ１］　李纪恒．硼和铬对多晶Ｆｅ　。Ｇａ　合金磁致伸缩和室温力　

学性能的影响［Ｄ］．北京：北京科技大学，２０１０．４２—５５．　

［１２］　

Ｓｒｉｓｕｋｈｕｍｂｏｗｏｒｎｃｈａｉ　Ｎ，Ｇｕｒｕｓｗａｍｙ　Ｓ．Ｉ　ａｒｇｅ　ｍａｇｎｅ～　

ｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎ　ｉｎ　ｄｉｒｅｅｔｉｏｎａｌｌｙ　ｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄ　ＦｅＧａ　ａｎｄ　ＦｅＧａＡＩ　ａｌ　

ｌｏｙｓ　ＥＪ］．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ，２００１，９０：５６８０　

５６８８．　

［１３］　

Ｊａｙａｒａｍａｎ　Ｔ　Ｖ，Ｓｒｉｓｕｋｈｕｍｂｏｗｏｒｎｃｈａｉ　Ｎ，Ｇｕｒｕｓｗａｍｙ　

Ｓ，ｅｔ　ａ１．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｓｔｕｄｉｅｓ　ｏｆ　ｓｉｎｇｌｅ　ｃｒｙｓｔａｌｓ　ｏｆ　ｉｒｏｎ—ｇａｌ—　

ｌｉｕｍ　ａｌｌｏｙｓ　ｉｎ　ａｑｕｅｏｕｓ　ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔｓ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｓｃｉ—　

ｅｎｃｅ，２００７，４９（１０）：４０１５　４０２７．　

［１４］　

Ｊａｙａｒａｍａｎ　Ｔ　Ｖ，Ｇｕｒｕｓｗａｍｙ　Ｓ，ａｎｄ　Ｆｒｅｅ　Ｍ　Ｉ　．Ｅｆｆｅｃｔ　ｏｆ　

ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｆｉｅｌｄ　ｏｎ　ｔｈｅ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｂｅｈａｖｉｏｒ　ｏｆ　ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃ—　

ｔｉｖｅ　ｉｒｏｎ—ｇａｌｌｉｕｍ　ａｌｌｏｙ　ｓｉｎｇｌｅ　ｃｒｙｓｔａｌｓ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，　

２００７，６３：１０４２—１Ｏ４７．　

［１５］　

ｈｔｔｐｌｆ　ｆｗｗｗ．ｄｏｃｉｎ．ｃｏｍ／ｐ一８９４４６８３９．ｈｔｍ１．　

［１６］　褚武扬，乔利杰，陈奇志，等．断裂与环境断裂［Ｍ］．北　

京：科学出版社，２０００．１６０　１９１．　

［１７］　

Ｇｅｂｅｒｔ　Ａ，Ｒｏｔｈ　Ｓ，Ｏｓｗａｌｄ　Ｓ，ｅｔ　ａ１．Ｐａｓｓｉｖｉｔｙ　ｏｆ　ｐｏｌｙ—　

ｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　ＮｉＭｎＧａ　ａｌｌｏｙｓ　ｆｏｒ　ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｓｈａｐｅ　ｍｅｍｏｒｙ　

ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｓｃｉｅｎｃｅ，２００９，５１：１１６３—　

１１　７１．　

［１８］　

Ｓｈｅｎ　Ｉ　Ｃ，Ｈｅ　Ｊ　Ｙ，Ｓｕ　Ｙ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　

ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｏｆ　Ｎｉ２　ＭｎＧａ　ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｓｈａｐｅ　ｍｅｍｏｒｙ　ａｌｌｏｙ　ｉｎ　

ｗａｔｅｒ　ａｎｄ　ｍｏｉｓｔ　ａｔｍｏｓｐｈｅｒｅ　ＥＪ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｓｃｉｅｎｃｅ，　

２００９，５１：９４９—９５３．　

［１９］　

Ｓｈｅｎ　Ｌ，Ｓｕ　Ｙ，Ｈｅ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｉｎｄｕｃｅｄ　ｃｒａｃｋｉｎｇ　

ａｎｄ　ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ　ｏｆ　Ｎｉ２　ＭｎＧａ　ＦＳＭＡｓ［Ｊ］．Ｊ　

Ｐｈｙｓ　Ｄ　Ａｐｐｌ　Ｐｈｙｓ，２０１０，４３：０５５００　１　６．　

［２Ｏ］　

Ｓａｃｈｄｅｖａ　Ｄ，Ｂａｌａｓｕｂｒａｍａｎｉａｍ　Ｒ．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｂｅｈａｖｉｏｕｒ　

ｏｆ　Ｔｅｒｆｅｎｏｌ　Ｄ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｓｃｉｅｎｃｅ，２００８，５０：１　３４０—　

１３５２．　

［２ｉ］　

Ｎｉｕ　Ｅ，Ｈｅ　Ｊ　Ｙ，Ｑｉａｏ　Ｌ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｄｅｌａｙｅｄ　ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｉｎ　

ｄｕｃｅｄ　ｂｙ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｍａｇｎｅｔｉｃ　ｆｉｅｌｄ　ｉｎ　ｈｕｍｉｄ　ａｉｒ　ｆｏｒ（Ｔｂ，　

Ｄｙ）Ｆｅ２　ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ　Ｓｉｎｉｃａ，２００６，４２　

（４）１　３６９—３７３．　

［２２］　Ｃａｒｔｅｒ　Ｃ　Ｓ，Ｈｙａｔｔ　Ｍ　Ｖ．Ｒｅｖｉｅｗ　ｏｆ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　

ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｉｎ　ｌｏｗ　ａｌｌｏｙ　ｓｔｅｅｌｓ　ｗｉｔｈ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｓ　ｂｅｌｏｗ　

１５０　ｋｓｉ［Ｊ］．Ｒｅｆ［１６］，１９７７，５２４　６００．　

［２３］　

Ｉ　ｕｎａｒｓａ　Ｅ。Ｍｉｋｅｌａｄｚｅ　Ａ．Ｅｆｆｅｃｔ　ｏｆ　ｓｅｃｏｎｄ　ｐｈａｓｅ　ｐａｒｔｌ—　

ｃｌｅｓ　ｏｎ　ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｅｍｂｒｉｔｔｌｅｍｅｎｔ　ｏｆ　ｉｒｏｎ　ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒ　

Ｊ　Ｈｙｄｒｏｇｅｎ　Ｅｎｅｒｇｙ，１９９７，２２：１３１—１３９．　

［２４］　褚武扬．氢损伤与滞后断裂［Ｍ］．北京：冶金工业出版　

社，１９８８．　

［２５］　

Ｗａｎｇ　Ｙ　Ｂ，Ｃｈｕ　Ｗ　Ｙ，Ｘｉａｏ　Ｊ　Ｍ．Ｈｙｄｒｏｇｅｎ　ｉｎｄｕｃｅｄ　

ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｉｎ　ｍｉｌｄ　ｓｔｅｅｌ　ａｎｄ　ｐｕｒｅ　ｉｒｏｎ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，　

ｌ９８５，４１：４２７—４３Ｏ．　

［２６］　

蒋刚，李自胜．长储装备中钛合金连接件的大气腐蚀　

ＥＪ］．四川Ｉ兵工学报，２０１１，３２（２）：７６　７８．　

［２７］　

Ｚｈｅｎｇ　Ｗ　Ｉ　．Ｚｈｕ　Ｘ　Ｙ，Ｓｕ　Ｉ　Ｍ．Ｅｆｆｅｃｔ　ｏｆ　ｃａｔｈｏｄｉｃ　ｐｒｏ　

ｔｅｃｔｉｏｎ　ｏｎ　ｆｒａｃｔｕｒｅ　ｂｅｈａｖｉｏｕｒ　ｏｆ　ｌｏｗ——ａｌｌｏｙ　ｓｔｅｅｌｓ　ｉｎ　ｓｅａ——　

ｗａｔｅｒ　ＥＪ］．Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ　Ｓｉｎｉｃａ，１９８８，２４（４）：２７６—　

２Ｏ６４　

助　

２８１．　

材　料　２０１３年第１４期（４４）卷　

Ｊｉａｏｔｏｎｇ　Ｕｎｉｖ，１９９８，３２：９８—１０１．　

￣２８２　

Ｄｒｏｄｔｅｎ　Ｐ，Ｐｉｒｃｈｅｒ　Ｈ．Ｓｔｕｄｉｅｓ　ｏｆ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｏｆ　

［３Ｏ］　

何业东，齐慧滨．材料腐蚀与防护概论［Ｍ］．机械工业　

出版社，２００５．１７０　１７２．　

Ｂｅａｖｅｒｓ　Ｊ　Ａ，Ｋｏｃｈ　Ｇ　Ｈ．Ｉ　ｉｍｉｔａｔｉｏｎｓ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｓｌｏｗ　ｓｔｒａｉｎ　

ｈｉｇｈ——ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｓｔｅｅｌｓ　ｅｘｐｏｓｅｄ　ｔｏ　ｓｅａｗａｔｅｒ　ＥＪ］．　

Ｍａｔｅｒ　Ｃｏｒｒｏ，１９９６，４７：４３９－４４５．　

ｎｇ　ｏｆ　ｌｏｗ　ａｌ一　

Ｅ２９］　

Ｄｏｎｇ　Ｊ　Ｍ．Ｐａｎ　Ｘ　Ｄ．Ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｃｒａｃｋｉ

１ｏｙ　ｓｔｅｅｌｓ　ａｎｄ　ｗｅｌｄｅｄ　ｊｏｉｎｓ　ｉｎ　ｓｅａ　ｗａｔｅｒ　ＥＪ］．Ｊ　ｘｉ’ａｎ　

ｒａｔｅ　ｔｅｓｔ　ｆｏｒ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｃｒａｃｋｉｎｇ　ｔｅｓｔｉｎｇ　ＥＪ］．Ｃｏｒｒｏ一　

ｓｉｏｎ，１９９２，４８：２５６　２６４　

０ｆ　Ｆｅ８５　Ｇａｌ５　ｐ０ｌｙｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　

Ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｂｅｈａｖｉｏｒ　

ｉｎ　ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｓｅａｗａｔｅｒ　

ＨＥ　Ｊｕｎ－ｌｉａｎｇ１。ＬＩ　Ｊｉｎ—ｘｕ　，ＺＨＵ　Ｊｉｅ　，ＱＩＡＯ　Ｌｉ—ｊｉｅ　

（１．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ａｎｄ　Ｐｒｏｔｅｃｔｉｏｎ　Ｃｅｎｔｅｒ，Ｋｅｙ　Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ　ｆｏｒ　Ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔａｌ　Ｆｒａｃｔｕｒｅ（ＭＯＥ），　

Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｖ　ｏｆ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　Ｂｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ　１０００８３，Ｃｈｉｎａ；　

２．　Ｓｔａｔｅ　Ｋｅｖ　Ｌａｂｏｒａｔｏｒｙ　ｆｏｒ　Ａｄｖａｎｃｅｄ　Ｍｅｔａｌｓ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ　ｏｆ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　Ｂｅｉｊ　ｉｎｇ，　

Ｂｅｉｊｉｎｇ　１０００８３，Ｃｈｉｎａ）　

Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｒｏｎ－ｇａｌｌｉｕｍ（Ｆｅ　Ｇａ）ａｌｌｏｙ　ｉｓ　ａ　ｎｅｗ　ｃｌａｓｓ　ｏｆ　ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｖｅ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ　ｗｉｔｈ　ａｎ　ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ　ｃｏｒｎｂ　ｎａｔ　ｏｎ　

ｏｆ　１ａｒｇｅ　ｌｏｗ—ｆｉｅ１ｄ　ｍａｇｎｅｔｏｓｔｒｉｃｔｉｏｎ，ｈｉｇｈ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ，ｇｏｏｄ　ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ　ａｎｄ　ｌｏｗ　ｃｏｓｔ・Ｔｈｉｓ　ｐａｐｅｒ　ｒｅｐ。ｒｔ　

ｔｈｅ　ｆｉｒｓｔ　ｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏＨｏｓｉｏｎ　ｃｒａｃｋｉｎｇ（ＳＣＣ）ｂｅｈａｖｉｏｒｓ　ｏｆ　ｐｏｌｙｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ　ｏｆ　Ｆｅ一１５ａｔ　Ｇａ　ｉｎ　ｓｉｍ—　

ｕｌａｔｅｄ　ｓｅａｗａｔｅｒ（３．５ｗｔ　ＮａＥ１）ｅｎｖｉｒｏｎｍｅｎｔ　ｂｙ　ｕｓｉｎｇ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｌｏａｄ　ｔｅｓｔ，ｓｌｏｗ　ｓｔｒａｉｎ　ｒａｔｅ　ｔｅｎｓｉｌｅ（ＳＳＲＴ）ｔｅｓｔ　

ａｎｄ　ｃｏｍｂｉｎｅｄ　ｏｆ　ｅｌｅｃｔｒｉｃｈｅｍｉｃａｌ　ｍｅｔｈｏｄ．　Ｆｕｒｔｈｅｒ　ｔｈｅ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｍｅｃｈａｎｉｓｍ　ｗａｓ　ｄｉｓｃｕｓｓｅｄ　ｂｙ　ｃｏＦｔｌ　ｂ　ｎ　ｎｇ　

ｅｌｅｃｔｒｏｃｈｅｍｉｃａｌ　ａｎｄ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｔｅｓｔｓ．Ｔｈｅ　ｒｅｓｕｌｔｓ　ｓｈｏｗｅｄ　ｔｈａｔ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｌｏａｄ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｆｒａｃｔｕｒｅ　ｃａｎ　ｏｃｃｕｒ　ｂｅｌｏｗ　ｔｈｅ　

ｕ１ｔｉｍａｔｅ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｓｔｅｓｓ　ｗｈｅｎ　ｓｍｏｏｔｈ　ｓｈｅｅｔ　ｓｐｅｃｉｍｅｎｓ　ｉｍｍｅｒｇｉｎｇ　ｉｎ　ｔｈｅ　ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｓｅａｗａｔｅｒ　ａｔ　ｏｐｅｎ　ｃｌｒｃｕ　ｔ　Ｐｏｔｅｎ—　

ｔｉａ１．Ａｎｄ　ｔｈｅ　ｆｒａｃｔｕｒｅ　ｔｉｍｅ　ｉｓ　ｓｉｇｎｉｆｉｃａｎｔｌｙ　ｄｅｐｅｎｄｅｎｔ　ｏｎ　ｔｈｅ　ａｐｐｌｉｅｄ　ｓｔｒｅｓｓ．Ｔｈｅ　ｇｒｅａｔｅｒ　ｔｈｅ　ａｐｐｌｉｅｄ　Ｓｔｒｅｓｓ，ｔｈｅ　

ｓｈｅｒｔｅｒ　ｔｈｅ　ｔｉｍｅ　ｔｏ　ｒｕｐｔｕｒｅ．　Ｉｔ　ｉｎｄｉｃａｔｅｓ　ｔｈａｔ　ｔｈｅ　ＳＣＣ　ｃａｎ　ｏｃｃｕｒ　ｆｏｒ　ｔｈｅ　Ｆｅ８５　Ｇａ　Ｌ　ｓ　ａｌｌｏｙ　ｉｎ　ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｓｅａｗａｔｅｒ・　

Ｔｈｅ　ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ　ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ　ｓｔｒｅｓｓ　ｆｏｒ　ＳＣＣ　ｉｓ　／　ｂ一０．３４．Ｔｈｅｒｅ　ｉｓ　ａ　ｍａｘｉｍａｌ　ｓｕｓｃｅｐｔｉｂｉｌｉｔｙ　ｔｏ　ＳＣＣ　ｗｈｅｎ　ｔｈｅ　

ｓｔｒａｉｎ　ｒａｔｅ　ｉｓ　５×１０／ｓ，ｗｈｉｃｈ　ｉｓ　Ｉ　＝＝＝（１一　／　）×１００　一３５　．Ｔｈｅ　ｆｒａｃｔｕｒｅ　ｔｉｍｅ　ｄｅｃｒｅａｓｅｄ　ｗｈｅｎ　ａｎｏｄｉｃ　ｐｏ—　

ｔｅｎｔｉａ１　ｗａｓ　ｉｍｐｏｓｅｄ　ｔｏ　ｔｈｅ　ｓａｍｐｌｅ　ｕｎｄｅｒ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｌｏａｄ，ｗｈｉｌｅ　ｉｔ　ｉｎｃｒｅａｓｅｄ　ｗｈｅｎ　ｃａｔｈｏｄｉｃ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ　ｗａｓ　ｄｏｎｅ．　

Ｔｈｅ　ｒｅｓｕｌｔｓ　ｓｅｅｍ　ｔｈａｔ　ｔｈｅ　ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　ｆｏｒ　Ｆｅ８５　Ｇａ１　５　ｉｎ　ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｓｅａｗａｔｅｒ　ｉｓ　ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ　ｂｙ　ａｎｏｄｉｃ　ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ・　

Ｋｅｖ　ｗｏｒｄｓ：Ｆｅ－Ｇａ　ａｌｌｏｙ；ｓｔｒｅｓｓ　ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ；ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ｓｅａｗａｔｅｒ；ｎｏｒｍａｌｉｚｅｄ　ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ　ｓｔｒｅｓｓ　

（上接第２０５８页）　

Ｅｌｅｃｔｒ０ｄｅｐ０ｓｉｔｉ０ｎ　ａｎｄ　ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｃｕ２　Ｏ　ｔｈｉｎ　ｆｉｌｍｓ　

ＮＩＮＧ　Ｊ　ｉｅ－ｙｕｌ～。ＬＩ　Ｙｕｎ＿ｂａｉ　。Ｉ　ＩＵ　Ｂａｎｇ—ｗｕ　，ＸＩＡ　Ｙａｎｇ　，ＬＩ　Ｃｈａｏ—ｂｅ　

（１．　Ｋｅｖ　Ｉ　ａｂｏｒａｔｏｒｙ　ｏｆ　Ｌｕｍｉｎｅｓｃｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｉｎｆｏｒｍａｔｉｏｎ，Ｍｉｎｉｓｔｒｙ　ｏｆ　Ｅｄｕｃａｔｉｏｎ，　

Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｏｐｔｏｅ１ｅｃｔｒｏｎｉｃ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，ＢｅｉｊｉｎｇＪｉａｏｔｏｎｇ　Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｂｅｉｊｉｎｇ　１０００４４，Ｃｈｉｎａ；　

２．Ｋｅｖ　Ｌａｂｅｒａｔｏｒｙ　ｏｆ　Ｍｉｃｒｏｅ１ｅｃｔｒｏｎｉｃｓ　Ｄｅｖｉｃｅｓ　ａｎｄ　Ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｍｉｃｒｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ　ｏｆ　

Ｃｈｉｎｅｓｅ　Ａｃａｄｅｍｙ　ｏｆ　Ｓｃｉｅｎｃｅｓ，Ｂｅｉｊｉｎｇ　１０００２９，Ｃｈｉｎａ）　

Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｃｕｐｒｏｕｓ　ｏｘｉｄｅ（Ｃｕ２　Ｏ）ｆｉｌｍｓ　ｗｅｒｅ　ｆａｂｒｉｃａｔｅｄ　ｂｙ　ａ　ｔｗｏ—ｐｏｌｅ　ｅｌｅｃｔｒｏｄｅｐｏｓｉｔｅｄ　ｍｅｔｈｏｄ　ｕｓｉｎｇ　ｉｎｄｉ　ｕｍ—　

ｄｏｐｅｄ　ｔｉｎ　ｏｘｉｄｅ（ＩＴＯ）ｃｏｖｅｒｅｄ　ｇｌａｓｓ　ｓｕｂｓｔｒａｔｅ　ａｎｄ　Ｃｕ　ｓｔｒｉｐ．Ｔｈｅ　ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ　ｏｆ　ｓｏｍｅ　ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌ　ｆａｃｔｏｒｓ（ｐ　Ｈ　

ｖａｌｕｅ，ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ　Ｄｏｔｅｎｔｉａ１）ｏｎ　Ｃｕ２　Ｏ　ｆｉｌｍｓ　ｗａｓ　ｓｔｕｄｉｅｄ．Ｔｈｅ　ａｓ　ｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄ　ｐｒｏｄｕｃｔｓ　ｈａｖｅ　ｂｅｅｎ　ｓｙｓｔｅｍａｔｉｃａｌｌｙ　

ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚｅｄ　ｂｖ　Ｘ—ｒａｙ　ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ（ＸＲＤ），ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＳＥＭ）ａｎｄ　Ｘ—ｒａｙ　ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｓｐｅｃ—　

ｔｒｏｓｃｏＤｅ（ＸＰＳ）．Ｔｈｅ　ｒｅｓｕｌｔｓ　ｉｎｄｉｃａｔｅ　ｔｈａｔ　ｔｈｅ　ｐＨ　ｖａｌｕｅ　ａｎｄ　ｔｈｅ　ａｐｐｌｉｅｄ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ　ｐｌａｙ　ｉｍｐｏｒｔａｎｔ　ｒｏｌｅｓ　ｉｎ　ｔｈｅ　

Ｃｕ。Ｏ　ｆｉｈｎｓ．Ｔｈｅ　ｏＤｔｉｍｕｍ　ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｃａｌ　ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ　ａｒｅ　ｏｂｔａｉｎｅｄ　ａｓ　ｆｏｌｌｏｗｓ：ｔｈｅ　ｐＨ　ｖａｌｕｅ　ｉｓ　５．７　５．９　ａｎｄ　ｔｈｅ　ａｐ　

ｐｌｉｅｄ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ　ｉｓ　１．１—１．３Ｖ．Ｗｈａｔ’ｓ　ｍｏｒｅ，ｉｎ　ｔｈｉｓ　ｐａｐｅｒ，ｗｅ　ａｌｓｏ　ｐｕｔ　ｅｍｐｈａｓｉｚｅ　ｏｎ　ｔｈｅ　ｆｏｒｍｉｎｇ　ｒｅａｓｏｎｓ　ｏｆ　ｍｏｒ　

ｐｈｏｌｏｇｙ　ｏｆ　Ｃｕ２　Ｏ．　

Ｋｅｙ　ｗｏｒｄｓ：ｃｕｐｒｏｕｓ　ｏｘｉｄｅ；ｅｌｅｃｔｒ０ｄｅｐ０ｓｉｔｉＯｎ；ｔｈｉｎ　ｆｉｌｍ；ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ　