高速列车车体铝合金抗应力腐蚀性能

基金项目： 国家科技支撑计划资助项目（2009BAG12A07-B03）；中央高校基本科研业务费专项资金资助项目（SWJTU12CX047）

作者简介： 江超（1990-），男，博士研究生，研究方向为铝合金应力腐蚀，电话： 15982124997， E-mail：

通讯作者： 陈辉（1970-），男，教授，博士，博士生导师，研究方向为铝合金结构疲劳、残余应力， E-mail：

文章编号： 0258-2724（2013）03-0500-07DOI： 10.3969/j.issn.0258-2724.2013.03.017

摘要：

为了确定高速列车常用5、6、7系列铝合金部件的安全可靠性，采用恒载荷方法和恒位移方法研究了其应力腐蚀开裂敏感性，对试样进行机械切口并预制疲劳裂纹，在施力点施加恒定载荷或恒位移后进行腐蚀试验.通过相同加载对比实验发现： 3种系列铝合金中， 7N01P-T4临界应力强度因子值低于11.238 MPa・m1/2，应力极限值低于224.3 MPa，抗应力腐蚀性能比5083P-H111、6005A-T6差，但均满足使用要求；应力腐蚀阴极反应而导致的氢脆在裂纹源区附近呈现典型的应力腐蚀特征，在疲劳区附近表现氢致开裂特征，与实际断口上直线沟槽分布状况相符.

关键词：

铝合金；车体；应力腐蚀；恒载荷加载；氢致开裂

中图分类号： TG115.28文献标志码： A

近年来高速列车的快速发展对车体轻量化提出了更高的要求，高速铁路车辆采用铝合金中空结构比钢结构减轻自重35%～66%，同时可增效和节能10%以上. 5、6、7系铝合金由于各自的优异性能，已被应用于制造高速列车车体各主要部件，对车体的安全运行起着至关重要的作用[1-3].

陈小明等认为影响7000系铝合金的SCC敏感性因素很多，如热处理工艺、外部环境、电化学效应等[7].本文对车体用5、6、7系铝合金按两种不同加载方式进行应力腐蚀试验，探讨其抵抗应力腐蚀开裂性能，对高速列车车体制造及运行过程中车体铝合金应力腐蚀行为进行评价.

1

试验原理

2

试验内容

针对高速列车常用5083P-H111、6005A-T6、7N01P-T4铝合金，采用恒位移和恒载荷两种加载方式对比其应力腐蚀性能， 3种铝合金材料化学成分、力学性能如表1和表2所示[10].

试验按照ISO7539-2003《金属和合金的腐蚀应力腐蚀试验》进行.恒位移应力腐蚀试验时，每组材料试件数量为2，试样B=6mm，W=12mm，三点弯跨距为60mm.为了使试验具有可比性，取加载到3种材料上最大应力都接近于材料屈服强度值，试样加载情况见表3所示.放入周期腐蚀试验箱内进行腐蚀，温度为室温25 ℃，腐蚀液为质量分数3.5%的NaCl溶液，箱内相对湿度为70±5%，腐蚀时间为80d.

恒载荷应力腐蚀试验时，采用线切割切口试样，切割用钼丝直径Φ≤0.2mm， B=6mm， W=12mm，切口长为2mm，预制疲劳裂纹在YK-1型音叉式疲劳开缝机上进行.预制疲劳裂纹后，在试样缺口两侧贴好刀口，在CFW-150型悬臂梁应力腐蚀持久试验机上加载，将裂纹区域浸入质量分数3.5%的NaCl溶液中.试验中利用引伸计监测刀口张开位移δ，观察采集的δ-t曲线，判断启裂时间，同时对δ-t曲线不发生变化的试样，试验时间适当延长.试验完成后，用三点弯曲法在WDW-3100型拉压试验机上将腐蚀试样压断，用JSM-6490LV扫描电镜SEM（scanning electron microscopy）观察腐蚀断口及腐蚀产物形貌.

3

试验结果及讨论

3.1

恒载荷应力腐蚀

3.1.1试验结果

恒载荷试验获得数据如表4所示.

3.1.2试样裂纹宏观形貌

恒载荷应力腐蚀实验中，5083P-H111和6005A-T6铝合金母材表面都未出现应力腐蚀裂纹， 7N01P-T4母材发生了应力腐蚀表面出现了细小的应力腐蚀裂纹，宏观形貌如图2所示.

从图2看出， 5083P-H111和6005A-T6铝合金试样疲劳裂纹下面只有腐蚀产物的堆积，没有出现应力腐蚀.7N01P-T4的HZ-4号试样疲劳裂纹下出现了明显的分叉式应力腐蚀裂纹，主裂纹比较平直，细小的裂纹分叉随机分布.

3.1.3试样断口宏观形貌

恒载荷应力腐蚀试验中， 5、6、7系列铝合金试样断口宏观形貌如图3所示.

图3（a）中， HZ-1号试样断口平整细腻，没有出现应力腐蚀沟槽.图3（b）中， HZ-2号试样预制疲劳区断口比较粗糙，出现了直线沟槽，一直延伸到线切割切口处，但疲劳裂纹前端没有出现应力腐蚀裂纹，没有发生应力腐蚀开裂.图3（c）中， HZ-4试样断口上应力腐蚀区出现了明显的应力腐蚀裂纹，且疲劳区也出现了较深的直线沟槽，一直延伸穿过线切割区.图3（d）为HZ-10号试样加载最小载荷经过12 d腐蚀后的断口图，疲劳裂纹前段有细微的应力腐蚀开裂，说明应力腐蚀刚刚开始，而疲劳裂纹区上直线沟槽也有扩大变深的趋势.

3.1.4试样断口微观形貌

应力腐蚀试样断口扫描电镜如图4所示.

图4（c）中， 5083P-H111断口疲劳区平直无褶皱，其上很多点坑无序排列着，其尺寸比塑性区韧窝尺寸小很多，点坑很浅，可认为没有发生应力腐蚀.腐蚀液中的Cl-吸附在试样表面，氧化膜破坏的倾向增大，根据变形显微组织的特点，可知试样表面的点蚀将向纵深发展，沿晶间不断往纵向和横向扩展直到晶界处的β相被腐蚀掉，晶粒脱落，当各蚀坑沿晶间彼此相连时，形成片层状金属脱落[12].图4（a）中， 6005A-T6疲劳区断口上有很多平行链状点坑，其方向与板厚方向平行，同时在断口上可看到明显的直线沟槽，其方向与点坑方向一致，推测直线沟槽是由链状点坑扩展而来.在直线沟槽附近A区进行能谱分析，结果如图5所示.

由图5可知， A区域中， Mg含量为1.82%，高于标准的0.4%～0.8%. Mg含量越高时，合金耐蚀性能就比较差，从而产生链状点坑.

图4（b）为7N01P-T4试样SCC区前段塑性压断区，很多二次裂纹平行分布并不相连，其裂纹起源于SCC裂纹顶端，处在应力腐蚀裂纹尖端，同时裂纹间隙、深度较小，在塑性压断过程中没有与主应力腐蚀裂纹相连，其穿过塑性压断区韧窝，向塑性区扩展.图4（d）为图4（b）中SCC前端B区，可在应力腐蚀裂纹底部发现类似冰糖状花样，晶粒边缘较钝可能是腐蚀时间过长所致，空洞可能是第二相粒子的脱落形成.图4（e）为7N01P-T4试样在最小载荷作用下疲劳区前段发生应力腐蚀开裂，其裂纹附近覆盖了较厚的一层腐蚀物，说明应力腐蚀裂纹一旦开裂，腐蚀液沿着应力腐蚀裂纹向材料深处润湿，从而引发深处材料继续受到应力腐蚀.

3.2

恒位移应力腐蚀

3.2.1试样裂纹宏观形貌

恒位移腐蚀实验中，试样表面宏观形貌如图6所示.

图6中试样表面被灰色腐蚀产物覆盖，三点弯支点处由于与钢接触产生了电化学腐蚀，出现了一些点蚀坑和剥蚀.线切割开口处表面没有出现裂纹，试样表面其他位置由于包铝层的保护作用，没有出现明显的腐蚀现象.

3.2.2试样断口宏观形貌

恒位移应力腐蚀试验中5、6、7系列铝合金试验腐蚀80 d后压断后断口宏观形貌如图7所示.

在图7（a）、（b）中， 5083P-H111和6005A-T6铝合金试样断口平齐，机械切口下部并没有出现应力腐蚀裂纹；图7（c）中试样有应力腐蚀裂纹经压断形成的明显“舌状”突起，与板厚方向平行，中部还延伸有细微的二次裂纹，相互平行并不交叉.

3.2.3试样断口微观形貌

7N01P-T4铝合金试样发生了应力腐蚀，其断口扫描电镜如图8所示.

图8中可知， HW-5断口上有多条相互平行的应力腐蚀裂纹，裂纹平直并不连续，有未连接的台阶裂纹，符合氢致破裂机理. HW-5断口微观形貌与图4（b）的形貌相似，从而证明了7N01P-T4试样在恒位移应力腐蚀实验中也发生了应力腐蚀现象.

4

分析讨论

根据对氢在金属中行为的了解，在应力腐蚀发生后，阴极析氢反应产生的活性氢原子能够扩散到铝合金内难溶相与基材间的空隙聚集，既使该处变脆，又复合成氢分子，由此形成的巨大内压使微裂纹产生并协助局部应力使裂纹解理扩展；其次，因氢具有应力诱导上坡扩散的特性，氢原子会向裂纹尖端应力集中处扩散聚集，当氢量增至临界值后裂纹扩展，随后继续此过程.因此，裂纹可以是异地萌生、扩展相连.氢脆与应力腐蚀同时发生，由应力腐蚀阴极反应而导致的氢脆在裂纹源区附近则呈现典型的应力腐蚀特征，如图4（d）所示.图4（b）和图8断口氢脆裂纹特征明显裂纹平直没有分叉，整个过程与焊接时产生氢致裂纹十分相似，具有延迟、间歇扩展特点，并且是混合型断裂.

氢致穿晶裂纹形成过程的推测解释6、7系铝合金断口疲劳区上直线沟槽的产生. 6、7系列铝合金难溶相呈链式分布在晶界上，其方向与挤压或扎制方向平行.由于力学性能与基体有差异，在疲劳裂纹扩展时，疲劳裂纹断口上形成直线沟纹.当产生电化学腐蚀阴极析氢反应，产生活性氢原子，除就地参与应力腐蚀外，还长程扩散到难溶相周围聚集并复合成氢分子造成内压力促成裂纹生成，使原先的沟纹扩大伸长变成裂纹. 6系铝合金属于Al-Mg-Si系铝合金，没有出现应力腐蚀，电化学腐蚀析氢反应产氢量少，不足以使直线沟纹扩大. 5083P-H111属于非热处理铝合金，不仅没有发生应力腐蚀，也没有直线沟纹.

5

结论

（1） 通过恒载荷和恒位移实验得到5083P-H111、6005A-T6铝合金应力腐蚀敏感性小， 7N01P-T4容易出现应力腐蚀裂纹，断口上有“舌状”凸起；

（2） 7N01P-T4铝合金K1SCC值应在11.238 MPa・m1/2以下，对应的应力临界极值为224.3 MPa， σ/σb=0.488，应力腐蚀敏感性高；

（3） 应力腐蚀裂纹容易引起二次微裂纹，应力腐蚀阴极反应导致的氢脆在裂纹源区附近则呈现典型的应力腐蚀特征，有明显冰糖状花样；

（4） 应力腐蚀阴极反应导致的氢脆在疲劳区附近则呈现氢致开裂特征，与7N01P-T4断口上直线沟槽相符.

参考文献：

[1]林钢，林慧国，赵玉涛. 铝合金应用手册[M]. 北京：机械工业出版社，2006： 1-10.

[2]崔旭梅，唐正华，彭倩，等. 组织对N18新锆合金的碘致应力腐蚀行为的影响[J]. 四川大学学报：工程科学版，2002，34（6）： 75-77.

CUI Xumei， TANG Zhenghua， PENG Qian， et al. Effect of structure on the iodine-induced stress corrosion crack of N18 new zirconium alloy[J]. Journal of Sichuan University： Engineering Science Edition， 2002， 34（6）： 75-77.

[3]郭飞跃，尹志民，王炎金. 铁路车辆用6005A铝合金大型材焊接性能研究[J]. 轻合金加工技术，2003，3（1）： 41-44.

GUO Feiyue， YIN Zhimin， WANG Yanjin. Study on the welding property of 6005A aluminum alloy large-sized profile for vehicle fabrication[J]. Light Alloy Fabrication Technology， 2003， 3（1）： 41-44.

[4]刘智勇，翟国丽，杜翠薇，等. X70钢在鹰潭酸性土壤中的应力腐蚀行为[J]. 四川大学学报：工程科学版，2008，40（2）： 76-81.

LIU Zhiyong， ZHAI Guoli， DU Cuiwei， et al. SCC of X70 pipeline steel in yingtan acid soil environment [J]. Journal of Sichuan University： Engineering Science Edition， 2008， 40（2）： 76-81.

[5]LIU X F， HUANG S J， GU H C. The effect of corrosion inhibiting pigments on environmentally assisted cracking of high strength aluminum alloy[J]. Corrosion Science， 2003， 45（2）： 1918-1940.

[6]KIM Seong Jong， JANG S K. Effects of solution heat treatment on corrosion resistance of 5083F Al alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China， 2009， 19（4）： 880-900.

[7]陈小明，宋仁国. 7000系铝合金应力腐蚀开裂的研究进展[J]. 腐蚀科学与防护技术，2010，22（2）： 120-123.

CHEN Xiaoming， SONG Renguo. Progress in research on stress corrosion cracking of 7000 series Aluminum Alloys[J]. Corrosion Science and Protection Technology， 2010， 22（2）： 120-123.

[8]王志平，王吉孝，纪朝辉，等. 表面纳米化0Cr18Ni9Ti焊接接头抗应力腐蚀性能[J]. 焊接学报，2007，28（1）： 5-9.

WANG Zhiping， WANG Jixiao， JI Zhaohui， et al. Surface nanocrystallization of 0Cr18Ni9Ti steel welded joints and its stress corrosion resistance[J]. Transactions of the China-Welding Institution， 2007， 28（1）： 5-9.

[9]中国国家标准化管理委员会. GB/T 15970.6―2007 金属和合金的腐蚀应力腐蚀试验[S]. 北京：中国标准出版社，2007.

[10]王祝堂，田荣璋. 铝合金及其加工手册[M]. 长沙：中南工业大学出版社，2000： 166-176.

[11]李庆华，许留旺. 材料力学[M]. 成都：西南交通大学出版社，2008： 108-139.

[12]黄光杰，张珂，汪凌云，等. 不同元素含量对5083铝合金腐蚀性能的影响[J]. 有色金属，2011，63（2）： 22-25.

HUANG Guangjie， ZHANG Ke， WANG Lingyun， et al. Effect of different element component on corrosive property of 5083 aluminum alloy[J]. Nonferrous Metals， 2011， 63（2）： 22-25.

[13]KOTSIKOSA G， SUTCLIE J M， HOLROYD N J H. Hydrogen effects in the corrosion fatigue behavior of the white zone of 7xxx series aluminum alloy welds[J]. Corrosion Science， 2000（42）： 17-33.

[14]宋仁国，曾梅光. 高强度铝合金的氢脆[J]. 材料科学与工程，1995，13（1）： 55-65.

SONG Renguo， ZENG Meiguang. Hydrogen embitterment of high strength aluminum alloys[J]. Materials Science & Engineering， 1995， 13（1）： 55-65.

[15]LIN J C. Effect of heat treatments on the tensile strength and SCC-resistance of AA7050 in an alkaline saline solution[J]. Corrosion Science， 2006， 8（23）： 24-37.