铝合金牺牲阳极材料中Al-Zn-In系合金由于具有较高的电流效率，腐蚀产物易脱落等优点，被广泛用于海水中钢构件的阴极保护。但在使用过程中In对海洋环境的危害逐渐被认识。目前，国内外学者正在探索开发高性能无铟牺牲阳极材料，并开发出一些具有应用前景的无铟铝合金阳极材料。Al-Zn-Sn阳极合金的电流效率较低，腐蚀产物粘附严重且腐蚀形貌不均匀。为改善Al-Zn-Sn阳极合金的综合性能，提高其实际应用价值，本论文通过成分设计，用微量Ga、Bi、Mg和RE对三元Al-7Zn-0.1Sn合金进行微合金化。研究表明微量Ga可显著提高该阳极的电化学性能。如：阳极表面“金属海绵”状形貌消失，腐蚀产物易脱落，析氢腐蚀和晶粒脱落现象得到改善，电流效率从76%提高到95%以上。并获得电流效率达96.4%的Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga阳极合金。在此基础上用适量Bi、Mg、RE对Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga合金进一步优化，开发出电流效率达97.4%且溶解较均匀的Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga-0.1Bi合金。为进一步改善Al-Zn-Sn系阳极合金的溶解形貌，提高其综合性能，对合金Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga、Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga-0.1Bi和Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga-2Mg分别进行固溶和退火处理，研究了热处理对Al-Zn-Sn系阳极合金电化学性能的影响。结果表明：退火处理可使这3种阳极合金的析氢速率和腐蚀电流密度增加，电流效率下降，溶解形貌也不均匀；固溶处理可使阳极的电位负移，析氢速率和腐蚀电流密度大幅度降低，电流效率增加或稍有降低，但溶解形貌变得更均匀，表现出更好的综合电化学性能。3种阳极合金经470℃×4h固溶处理后其工作电位均在-1.05V(SCE)左右，电流效率均高于93%，且溶解形貌均匀，具有较高的应用前景。通过冷变形结合热处理的方法改变合金的晶粒尺寸，研究了晶粒度对合金电化学性能的影响。结果表明晶粒度与电流效率并不是简单的晶粒越小电流效率越高的关系。在热处理温度相同的情况下(通过“不同变形量+相同热处理”改变合金晶粒大小)，无论组织均匀与否阳极合金的电流效率均随晶粒尺寸的减小先增大后逐渐减小，即晶粒尺寸适中(约38μm)的阳极合金电流效率最高，分别为98%(组织不均匀)和97%(组织均匀)；在变形量相同的情况下(通过“80%变形+不同温度热处理”改变晶粒尺寸)，对组织不均匀的试样，晶粒越小电流效率越高(平均晶粒尺寸约为25μm时电流效率最高，为97.3%)；对组织均匀的试样，晶粒越大电流效率越高(平均晶粒尺寸约为167μm时电流效率最高，为96.2%)。晶粒大小对阳极表面溶解状态没有明显的影响。通过固溶处理结合不同时效处理的方法改变合金中第二相的形状和大小等，研究了第二相对阳极合金电化学性能的影响。结果表明：棒状、链状、放射状等不规则的第二相可引起严重的晶间腐蚀，导致未溶的第二相和晶粒脱落而降低阳极的电流效率，使腐蚀形貌不均匀；球状、盘状或块状等形状比较规则的第二相有利于改善铝合金牺牲阳极材料的电化学性能。第二相太小，合金活化速度较慢，易造成合金极化；较大的第二相有利于合金的活化，而第二相太大易导致第二相脱落，降低阳极合金电流效率，也不利于提高合金的电化学性能。第二相太多，导致未溶第二相和晶粒脱落越严重，电流效率降低。晶内第二相有利于合金活化和均匀腐蚀，而晶界第二相可促进腐蚀沿晶界纵向发展。具有数量和大小适中、形状较规则、分布均匀第二相的阳极合金具有高的电流效率和均匀的腐蚀形貌，如分布较均匀的尺寸约为400nm盘状第二相的Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga-2Mg合金其工作电位稳定在-1.07V(SCE)左右，电流效率达95%以上，试样表面腐蚀非常均匀。在上述研究的基础上，研究了Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga合金在3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为并探讨了该合金的溶解机理。合金首先在晶界处的阳极型第二相附近引发点蚀，此时电化学阻抗谱(EIS)的高频段为一表征合金表面双电层电容的容抗弧，低频段为一表征点蚀的感抗弧。然后，合金以点蚀和在点蚀周围的Zn2+、Sn4+、Ga3+引发的溶解-再沉积两种腐蚀形式迅速横向扩展，形成浅而宽的腐蚀区域，此时Nyquist图中除了表征点蚀的感抗弧外，在低频段又出现表征Zn2+、Sn4+、Ga3+引发的溶解-再沉积的容抗弧。随着固溶在合金基体中活性元素溶解和再沉积，点蚀逐渐连成一片发展为均匀溶解，此时Nyquist图中表征点蚀的感抗弧消失，只剩高频段表征合金表面双电层电容的容抗弧及低频表征Zn2+、Sn4+、Ga3+溶解-再沉积的容抗弧。并在此基础上建立了该阳极合金的腐蚀模型。通过循环极化测试确定了Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga合金的自腐蚀电位Ecor、点蚀电位Epit、点蚀转变电位Eptp和保护电位Erp，结合这些特征电位的腐蚀形貌观察，研究了该合金的点蚀萌生、扩展、钝化过程，揭示了该合金的点蚀扩展机理。合金第二相界面处由于Cl-的吸附和微腐蚀电池的共同作用优先发生溶解引发点蚀。由于蚀孔内部金属阳离子浓度的增加，氯离子不断向孔内迁移导致孔内氯离子浓度升高，同时由于孔内金属离子浓度的升高并发生水解，使蚀孔内H+浓度升高，蚀孔首先迅速向纵深发展。随着第二相的溶解及孔深增加，腐蚀产物在蚀孔处堆积造成金属离子传质过程的阻力增大，产生浓差极化导致蚀孔底部电位正移，蚀孔底部发生钝化，纵向腐蚀速率减慢；回沉积在蚀孔处Sn周围的Ga和Al形成液态Ga-Al汞齐，分离氧化膜与基体，使铝基体不断暴露溶解，同时也使腐蚀产物不断脱落，维持点蚀坑的横向活化扩展。另外，针对Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga合金的点蚀坑在纵深发展到一定程度后发生钝化，而不像传统认为的形成深的腐蚀孔的问题，对合金点蚀孔内酸度值与蚀孔深度的关系进行了模拟计算。通过计算发现点蚀孔内的pH值随腐蚀坑深度的增加而急速降低，即蚀孔内的H+浓度随蚀坑深度增大而快速增加。但在0～10-4cm数量级时pH值变化极小，此深度范围是点蚀孔能否继续深向发展的“壁垒”。Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga合金的第二相一般在0～10-4cm数量级，该合金由于点蚀孔外大量反应产物的沉积致使点蚀孔来不及形成高浓度酸化池便发生钝化，其未能突破小孔的深度“壁垒”，因此，Al-7Zn-0.1Sn-0.015Ga合金表面的点蚀孔不具备深挖的能力。