近年來高速列車的快速發(fā)展對(duì)車體輕量化提出了更高的要求，高速鐵路車輛采用鋁合金中空結(jié)構(gòu)比鋼結(jié)構(gòu)減輕自重35% ～ 66%，同時(shí)可增效和節(jié)能10% 以上。 5、6、7 系鋁合金由于各自的優(yōu)異性能，已被應(yīng)用于制造高速列車車體各主要部件，對(duì)車體的安全運(yùn)行起著至關(guān)重要的作用。

    工業(yè)廢氣和汽車尾氣形成NO －3和SO － 42以及來源于海洋的Cl － ，容易對(duì)車輛用鋁合金造成腐蝕破壞。 特別是7 系高強(qiáng)度鋁合金對(duì)應(yīng)力腐蝕SCC（ stress corrosion cracking） 開裂非常敏感，在服役過程中，應(yīng)力腐蝕是導(dǎo)致鋁合金構(gòu)件失效的主要原因。 陳小明等認(rèn)為影響7000 系鋁合金的SCC敏感性因素很多，如熱處理工藝、外部環(huán)境、電化學(xué)效應(yīng)等。

    本文對(duì)車體用5、6、7 系鋁合金按兩種不同加載方式進(jìn)行應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)，探討其抵抗應(yīng)力腐蝕開裂性能，對(duì)高速列車車體制造及運(yùn)行過程中車體鋁合金應(yīng)力腐蝕行為進(jìn)行評(píng)價(jià)。

    1 試驗(yàn)原理

    應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)（ SCC） 方法分為恒載荷試驗(yàn)和恒位移試驗(yàn)。 本文試驗(yàn)中全部使用機(jī)械預(yù)制裂紋試樣。 對(duì)試樣進(jìn)行機(jī)械切口并預(yù)制疲勞裂紋，通過在施力點(diǎn)施加恒定載荷或恒位移，在化學(xué)侵蝕性介質(zhì)中進(jìn)行試驗(yàn)，通過觀察其表面和斷口形貌來判斷其應(yīng)力腐蝕敏感性。 恒位移應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中采用三點(diǎn)加載的方式，最大應(yīng)力出現(xiàn)在凸形表面的中部，并線性下降至外支點(diǎn)處為0. 根據(jù)GB /T 15970. 2—2000《彎梁試樣的制備和應(yīng)用》可知，三點(diǎn)彎凸形表面中點(diǎn)彈性應(yīng)力為式中：

    σ 為最大張應(yīng)力； E 為彈性模量； B 為試樣厚度； y 為三點(diǎn)彎凸形最大撓度； H 為外支點(diǎn)間距。

    恒載荷試驗(yàn)中采用懸臂梁試樣，如圖1 所示。

    通過引伸計(jì)采集數(shù)據(jù)曲線和試樣斷口形貌判斷是否發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂。

    根據(jù)彈塑性力學(xué)原理可知，試樣所受彎矩為

    其中： M0為夾具自重產(chǎn)生彎矩； F 為可調(diào)加載載荷； L 為加載載荷力臂。

    根據(jù)GB /T 15970. 6—2007《預(yù)裂紋試樣的制備和應(yīng)用》可知，計(jì)算初始應(yīng)力強(qiáng)度因子為

    其中： α = 1 － （ a /W） ; a 為斷口裂紋長度； W 為試樣寬度。

    2 試驗(yàn)內(nèi)容

    針對(duì)高速列車常用5083P-H111、6005A-T6、7N01P-T4 鋁合金，采用恒位移和恒載荷兩種加載方式對(duì)比其應(yīng)力腐蝕性能，3 種鋁合金材料化學(xué)成分、力學(xué)性能如表1和表2 所示。

    試驗(yàn)按照ISO7539-2003《金屬和合金的腐蝕應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)》進(jìn)行。 恒位移應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)時(shí)，每組材料試件數(shù)量為2，試樣B = 6 mm，W = 12 mm，三點(diǎn)彎跨距為60 mm. 為了使試驗(yàn)具有可比性，取加載到3 種材料上最大應(yīng)力都接近于材料屈服強(qiáng)度值，試樣加載情況見表3 所示。 放入周期腐蝕試驗(yàn)箱內(nèi)進(jìn)行腐蝕，溫度為室溫25 ℃，腐蝕液為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3. 5%的NaCl 溶液，箱內(nèi)相對(duì)濕度為70 ± 5%，腐蝕時(shí)間為80 d.

    恒載荷應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)時(shí)，采用線切割切口試樣，切割用鉬絲直徑Φ≤0. 2 mm，B = 6 mm，W =12 mm，切口長為2 mm，預(yù)制疲勞裂紋在YK-1 型音叉式疲勞開縫機(jī)上進(jìn)行。 預(yù)制疲勞裂紋后，在試樣缺口兩側(cè)貼好刀口，在CFW-150 型懸臂梁應(yīng)力腐蝕持久試驗(yàn)機(jī)上加載，將裂紋區(qū)域浸入質(zhì)量分?jǐn)?shù)3. 5%的NaCl 溶液中。 試驗(yàn)中利用引伸計(jì)監(jiān)測(cè)刀口張開位移δ，觀察采集的δ-t 曲線，判斷啟裂時(shí)間，同時(shí)對(duì)δ-t 曲線不發(fā)生變化的試樣，試驗(yàn)時(shí)間適當(dāng)延長。 試驗(yàn)完成后，用三點(diǎn)彎曲法在WDW-3100 型拉壓試驗(yàn)機(jī)上將腐蝕試樣壓斷，用JSM-6490LV 掃描電鏡SEM（ scanning electron microscopy） 觀察腐蝕斷口及腐蝕產(chǎn)物形貌。

    3 試驗(yàn)結(jié)果及討論

    3. 1 恒載荷應(yīng)力腐蝕

    3. 1. 1 試驗(yàn)結(jié)果恒載荷試驗(yàn)獲得數(shù)據(jù)如表4 所示。

    從表4 看出，試樣承受最大彎矩為27. 13 N·m時(shí)，5083P-H111、6005A-T6 鋁合金都沒有發(fā)生SCC 開裂，7N01P-T4 試樣有很明顯的SCC 開裂。

    為了得到7N01P-T4 鋁合金發(fā)生SCC 開裂的應(yīng)力臨界值，逐步減小加載彎矩，從表4 可以看出，HZ-4 ～ HZ-10 號(hào)試樣加載彎矩一直減小到7. 255 N·m（ 試驗(yàn)裝置所能加載最小彎矩） 時(shí)，HZ-10號(hào)試樣仍發(fā)生了SCC 開裂，由此可推斷7N01P-T4 鋁合金的KⅠSCC值應(yīng)低于11. 238 MPa·m1/2 .

    HZ-10 號(hào)試樣在承受最小彎矩7. 255 N·m 時(shí)仍發(fā)生應(yīng)力腐蝕，表明當(dāng)7N01P-T4 鋁合金構(gòu)件處于潮濕含氯離子的環(huán)境中，裂紋前端KIi ＞11. 238 MPa·m1/2時(shí)，發(fā)生應(yīng)力腐蝕破壞。

    假設(shè)應(yīng)力腐蝕裂紋尖端簡單且完全平直，根據(jù)式（ 4） 可得到疲勞裂紋尖端的正應(yīng)力。 以試樣加載K1SCC最小的HZ-10 號(hào)試樣為模型進(jìn)行計(jì)算，Mmin = 7. 255 N·m，試樣的有效寬度、厚度分別為5. 735、5. 90 mm，則式中：

    σ 為對(duì)試樣施加載荷產(chǎn)生應(yīng)力； Wz為試樣彎曲截面系數(shù)。

    經(jīng)計(jì)算得到σ = 224. 3 MPa，此值為力學(xué)理想模型下估算值。

    由于試件板厚尺寸的限制，該值理論上稍偏高。 對(duì)于7N01P-T4 鋁合金母材，其抗拉強(qiáng)度σb為460 MPa，σ/σb = 0. 488，此估算值再次證明試驗(yàn)采用7N01P-T4 鋁合金的應(yīng)力腐蝕敏感性很高。

    3. 1. 2 試樣裂紋宏觀形貌

    恒載荷應(yīng)力腐蝕實(shí)驗(yàn)中，5083P-H111 和6005A-T6 鋁合金母材表面都未出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕裂紋，7N01P-T4 母材發(fā)生了應(yīng)力腐蝕表面出現(xiàn)了細(xì)小的應(yīng)力腐蝕裂紋，宏觀形貌如圖2 所示。

    從圖2 看出，5083P-H111 和6005A-T6 鋁合金試樣疲勞裂紋下面只有腐蝕產(chǎn)物的堆積，沒有出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕。 7N01P-T4 的HZ-4 號(hào)試樣疲勞裂紋下出現(xiàn)了明顯的分叉式應(yīng)力腐蝕裂紋，主裂紋比較平直，細(xì)小的裂紋分叉隨機(jī)分布。

    3. 1. 3 試樣斷口宏觀形貌

    恒載荷應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中，5、6、7 系列鋁合金試樣斷口宏觀形貌如圖3 所示。

    圖3（ a） 中，HZ-1 號(hào)試樣斷口平整細(xì)膩，沒有出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕溝槽。 圖3（ b） 中，HZ-2 號(hào)試樣預(yù)制疲勞區(qū)斷口比較粗糙，出現(xiàn)了直線溝槽，一直延伸到線切割切口處，但疲勞裂紋前端沒有出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕裂紋，沒有發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂。 圖3（ c） 中，HZ-4試樣斷口上應(yīng)力腐蝕區(qū)出現(xiàn)了明顯的應(yīng)力腐蝕裂紋，且疲勞區(qū)也出現(xiàn)了較深的直線溝槽，一直延伸穿過線切割區(qū)。 圖3（ d） 為HZ-10 號(hào)試樣加載最小載荷經(jīng)過12 d 腐蝕后的斷口圖，疲勞裂紋前段有細(xì)微的應(yīng)力腐蝕開裂，說明應(yīng)力腐蝕剛剛開始，而疲勞裂紋區(qū)上直線溝槽也有擴(kuò)大變深的趨勢(shì)。

    3. 1. 4 試樣斷口微觀形貌

    應(yīng)力腐蝕試樣斷口掃描電鏡如圖4 所示。

    圖4（ c） 中，5083P-H111 斷口疲勞區(qū)平直無褶皺，其上很多點(diǎn)坑無序排列著，其尺寸比塑性區(qū)韌窩尺寸小很多，點(diǎn)坑很淺，可認(rèn)為沒有發(fā)生應(yīng)力腐蝕。 腐蝕液中的Cl － 吸附在試樣表面，氧化膜破壞的傾向增大，根據(jù)變形顯微組織的特點(diǎn)，可知試樣表面的點(diǎn)蝕將向縱深發(fā)展，沿晶間不斷往縱向和橫向擴(kuò)展直到晶界處的β 相被腐蝕掉，晶粒脫落，當(dāng)各蝕坑沿晶間彼此相連時(shí)，形成片層狀金屬脫落。 圖4（ a） 中，6005A-T6 疲勞區(qū)斷口上有很多平行鏈狀點(diǎn)坑，其方向與板厚方向平行，同時(shí)在斷口上可看到明顯的直線溝槽，其方向與點(diǎn)坑方向一致，推測(cè)直線溝槽是由鏈狀點(diǎn)坑擴(kuò)展而來。 在直線溝槽附近A 區(qū)進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如圖5 所示。

    由圖5 可知，A 區(qū)域中，Mg 含量為1. 82%，高于標(biāo)準(zhǔn)的0. 4% ～ 0. 8%. Mg 含量越高時(shí)，合金耐蝕性能就比較差，從而產(chǎn)生鏈狀點(diǎn)坑。

    圖4（ b） 為7N01P-T4 試樣SCC 區(qū)前段塑性壓斷區(qū)，很多二次裂紋平行分布并不相連，其裂紋起源于SCC 裂紋頂端，處在應(yīng)力腐蝕裂紋尖端，同時(shí)裂紋間隙、深度較小，在塑性壓斷過程中沒有與主應(yīng)力腐蝕裂紋相連，其穿過塑性壓斷區(qū)韌窩，向塑性區(qū)擴(kuò)展。 圖4（ d） 為圖4（ b） 中SCC 前端B 區(qū)，可在應(yīng)力腐蝕裂紋底部發(fā)現(xiàn)類似冰糖狀花樣，晶粒邊緣較鈍可能是腐蝕時(shí)間過長所致，空洞可能是第二相粒子的脫落形成。 圖4（ e） 為7N01P-T4 試樣在最小載荷作用下疲勞區(qū)前段發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂，其裂紋附近覆蓋了較厚的一層腐蝕物，說明應(yīng)力腐蝕裂紋一旦開裂，腐蝕液沿著應(yīng)力腐蝕裂紋向材料深處潤濕，從而引發(fā)深處材料繼續(xù)受到應(yīng)力腐蝕。

    3. 2 恒位移應(yīng)力腐蝕

    3. 2. 1 試樣裂紋宏觀形貌

    恒位移腐蝕實(shí)驗(yàn)中，試樣表面宏觀形貌如圖6所示。 圖6 中試樣表面被灰色腐蝕產(chǎn)物覆蓋，三點(diǎn)彎支點(diǎn)處由于與鋼接觸產(chǎn)生了電化學(xué)腐蝕，出現(xiàn)了一些點(diǎn)蝕坑和剝蝕。 線切割開口處表面沒有出現(xiàn)裂紋，試樣表面其他位置由于包鋁層的保護(hù)作用，沒有出現(xiàn)明顯的腐蝕現(xiàn)象。

    3. 2. 2 試樣斷口宏觀形貌

    恒位移應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)中5、6、7 系列鋁合金試驗(yàn)腐蝕80 d 后壓斷后斷口宏觀形貌如圖7 所示。

    在圖7（ a） 、（ b） 中，5083P-H111 和6005A-T6鋁合金試樣斷口平齊，機(jī)械切口下部并沒有出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕裂紋； 圖7（ c） 中試樣有應(yīng)力腐蝕裂紋經(jīng)壓斷形成的明顯“舌狀”突起，與板厚方向平行，中部還延伸有細(xì)微的二次裂紋，相互平行并不交叉。

    3. 2. 3 試樣斷口微觀形貌

    7N01P-T4 鋁合金試樣發(fā)生了應(yīng)力腐蝕，其斷口掃描電鏡如圖8 所示。

    圖8 中可知，HW-5 斷口上有多條相互平行的應(yīng)力腐蝕裂紋，裂紋平直并不連續(xù)，有未連接的臺(tái)階裂紋，符合氫致破裂機(jī)理。 HW-5 斷口微觀形貌與圖4（ b） 的形貌相似，從而證明了7N01P-T4 試樣在恒位移應(yīng)力腐蝕實(shí)驗(yàn)中也發(fā)生了應(yīng)力腐蝕現(xiàn)象。

    4 分析討論

    關(guān)于鋁合金應(yīng)力腐蝕機(jī)理主要有3 種理論： 陽極溶解、鈍化膜破裂和氫致開裂。 Burleigh 指出，對(duì)7 系鋁合金應(yīng)力腐蝕，適用性按以下順序遞減： 氫致開裂﹥鈍化膜破裂﹥陽極溶解。 在很多7 系鋁合金失效分析結(jié)果中認(rèn)為，氫引起開裂的應(yīng)力腐蝕。 7N01P-T4 鋁合金中，Zn 和Mg 是形成強(qiáng)化相的主要合金元素，其主要強(qiáng)化相是η（ MgZn2）相。 η 相在共晶溫度下溶解度達(dá)28%，在室溫下降低到4% ～ 5%，有很強(qiáng)的時(shí)效強(qiáng)化效果，并且時(shí)效時(shí)間越長其強(qiáng)化作用越顯著。 7N01P-T4 鋁合金軋制板材材，強(qiáng)度可高達(dá)460 MPa左右，其強(qiáng)化相η 相在晶界處容易聚集形成較細(xì)小的連續(xù)鏈狀質(zhì)點(diǎn)。 圖6 中應(yīng)力腐蝕裂紋附近Mg 元素含量偏高，除了時(shí)效相變?cè)斐?eta; 相偏聚外，還有部分自由Mg在晶界偏析。 而自由Mg 在晶界偏析會(huì)促使氫在晶界偏聚，氫在晶界的偏聚使晶界結(jié)合能下降，促使裂紋擴(kuò)展。 鋁合金在潮濕空氣中電化學(xué)腐蝕陰極析氫反應(yīng)產(chǎn)生的原子氫是主要來源。

    根據(jù)對(duì)氫在金屬中行為的了解，在應(yīng)力腐蝕發(fā)生后，陰極析氫反應(yīng)產(chǎn)生的活性氫原子能夠擴(kuò)散到鋁合金內(nèi)難溶相與基材間的空隙聚集，既使該處變脆，又復(fù)合成氫分子，由此形成的巨大內(nèi)壓使微裂紋產(chǎn)生并協(xié)助局部應(yīng)力使裂紋解理擴(kuò)展； 其次，因氫具有應(yīng)力誘導(dǎo)上坡擴(kuò)散的特性，氫原子會(huì)向裂紋尖端應(yīng)力集中處擴(kuò)散聚集，當(dāng)氫量增至臨界值后裂紋擴(kuò)展，隨后繼續(xù)此過程。 因此，裂紋可以是異地萌生、擴(kuò)展相連。 氫脆與應(yīng)力腐蝕同時(shí)發(fā)生，由應(yīng)力腐蝕陰極反應(yīng)而導(dǎo)致的氫脆在裂紋源區(qū)附近則呈現(xiàn)典型的應(yīng)力腐蝕特征，如圖4（ d） 所示。 圖4（ b） 和圖8 斷口氫脆裂紋特征明顯裂紋平直沒有分叉，整個(gè)過程與焊接時(shí)產(chǎn)生氫致裂紋十分相似，具有延遲、間歇擴(kuò)展特點(diǎn)，并且是混合型斷裂。

    氫致穿晶裂紋形成過程的推測(cè)解釋6、7 系鋁合金斷口疲勞區(qū)上直線溝槽的產(chǎn)生。 6、7 系列鋁合金難溶相呈鏈?zhǔn)椒植荚诰Ы缟?，其方向與擠壓或扎制方向平行。 由于力學(xué)性能與基體有差異，在疲勞裂紋擴(kuò)展時(shí)，疲勞裂紋斷口上形成直線溝紋。 當(dāng)產(chǎn)生電化學(xué)腐蝕陰極析氫反應(yīng)，產(chǎn)生活性氫原子，除就地參與應(yīng)力腐蝕外，還長程擴(kuò)散到難溶相周圍聚集并復(fù)合成氫分子造成內(nèi)壓力促成裂紋生成，使原先的溝紋擴(kuò)大伸長變成裂紋。 6 系鋁合金屬于Al-Mg-Si 系鋁合金，沒有出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕，電化學(xué)腐蝕析氫反應(yīng)產(chǎn)氫量少，不足以使直線溝紋擴(kuò)大。5083P-H111 屬于非熱處理鋁合金，不僅沒有發(fā)生應(yīng)力腐蝕，也沒有直線溝紋。

    5 結(jié)論

    （ 1） 通過恒載荷和恒位移實(shí)驗(yàn)得到5083PH111、6005A-T6 鋁合金應(yīng)力腐蝕敏感性小，7N01P-T4 容易出現(xiàn)應(yīng)力腐蝕裂紋，斷口上有“舌狀”凸起；（ 2） 7N01P-T4鋁合金K1SCC值應(yīng)在11.238 MPa·m1/2以下，對(duì)應(yīng)的應(yīng)力臨界極值為224. 3 MPa，σ/σb =0. 488，應(yīng)力腐蝕敏感性高；（ 3） 應(yīng)力腐蝕裂紋容易引起二次微裂紋，應(yīng)力腐蝕陰極反應(yīng)導(dǎo)致的氫脆在裂紋源區(qū)附近則呈現(xiàn)典型的應(yīng)力腐蝕特征，有明顯冰糖狀花樣；（ 4） 應(yīng)力腐蝕陰極反應(yīng)導(dǎo)致的氫脆在疲勞區(qū)附近則呈現(xiàn)氫致開裂特征，與7N01P-T4 斷口上直線溝槽相符。

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責(zé)任編輯：王元

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