軌道交通用7003鋁合金型材失效行為分析

胡桂云，陳康華, 3，陳送義，姜慧麗

軌道交通用7003鋁合金型材失效行為分析

胡桂云1, 2，陳康華1, 2, 3，陳送義1, 2，姜慧麗1, 4

(1. 中南大學 輕合金研究院，湖南 長沙，410083； 2. 中南大學 有色金屬先進結構材料與制造協同創新中心，湖南 長沙，410083；3. 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙，410083；4. 東風柳州汽車有限公司，廣西 柳州，545005)

采用金相、掃描電鏡和透射電鏡觀察以及慢應變速率拉伸應力腐蝕實驗等分析測試方法對軌道交通用7003鋁合金型材的失效原因進行分析。研究結果表明：型材失效件的裂紋為沿晶擴展，且有支裂紋向外擴展；失效件斷口形貌呈冰糖塊狀花樣特征，斷口表面附集著鋁、鋅的氧化物，還有少量氯化物和硫化物，經分析失效型材的裂紋是由應力腐蝕導致的沿晶脆性斷裂。型材試樣在30 g/L NaCl+10 mL/L HCl腐蝕溶液中的抗拉強度為181.5 MPa，斷裂時間為5.1 h，在空氣中的抗拉強度為320.3 MPa，斷裂時間為27.7 h，試樣的應力腐蝕敏感指數(SSRT)為0.46。晶界析出相尺寸較小、密度大，且呈鏈狀連續分布，在腐蝕過程中，晶界連續析出相易成為陽極腐蝕通道，是較高的應力腐蝕敏感性的主要原因。

7003鋁合金型材；失效分析；沿晶脆性斷裂；應力腐蝕；連續析出相

中強可焊7003鋁合金具有優異的比強度、熱加工性及可焊性，是航空航天、高鐵動車及車輛等領域的主要結構材料[1?3]。目前，該合金已被廣泛用于高鐵和動車的車體結構、上側梁、車頂梁、外板及骨架(型材)等[4?5]。然而，文獻[6?9]表明，7003鋁合金容易發生應力腐蝕開裂現象。應力腐蝕開裂是指合金或金屬在應力(主要是拉應力)和腐蝕介質的共同作用下引起的材料破壞現象。應力腐蝕開裂是一種與時間有關的延遲斷裂，在應力的作用下，合金材料在腐蝕環境中經過一段時間將產生微裂紋，微裂紋一旦形成，裂紋會繼續擴展且沒有任何明顯的征兆，因此，應力腐蝕開裂對材料的破壞極大[10?12]。目前，很多學者發現應力腐蝕是導致7×××鋁合金結構件服役提前失效的主要原因之一[13?15]。本文作者針對國內某軌道交通用7003鋁合金型材在服役中產生的裂紋問題，通過金相、掃描電鏡、慢應變速率拉伸應力腐蝕等實驗手段分析7003鋁合金擠壓型材失效原因及機理。

1 實驗

實驗材料取自國內某公司生產的軌道交通用擠壓型材失效件，材料為6 mm厚的7003-T5鋁合金型材，具體化學成分見表1。采用線切割機將包含裂紋的部位從失效件上取下，經打磨、拋光和超聲清洗后制得掃描電鏡試樣，在Nova NanoSEM230型場發射掃描電鏡上觀察失效件的斷口形貌以及斷口腐蝕產物的能譜分析。同時用keller腐蝕試劑(0.5% HF+1.5% HCl+2.5% HNO3+95.5% H2O，體積分數)腐蝕制得金相顯微組織試樣，在德國萊卡DM4000M智能型顯微鏡下觀察型材的金相組織。

采用慢應變速率拉伸應力腐蝕實驗測試材料的應力腐蝕敏感性，試樣選取L-T方向。實驗在西安力拓慢應變速率腐蝕拉伸機上進行，應變速率為3.34×10?8s?1，腐蝕介質分別為30 g/L NaCl+10 mL/L HCl溶液和空氣。按照HB 5254—83[16]計算應力腐蝕敏感指數(SSRT)以評價材料的應力腐蝕敏感性。將慢應變速率拉伸斷裂后的試樣在Nova NanoSEM230型場發射掃描電鏡上觀察斷口形貌。

表1 合金的化學成分(質量分數)

將型材的焊接接頭區域進行打磨、拋光和超聲清洗后，采用7501A渦流導電儀和HV-50維氏硬度計上分別測試焊接區域的電導率和硬度。晶間腐蝕實驗按照GB 7998—87[17]標準進行。試樣經打磨、拋光和超聲清洗后制得晶間腐蝕樣品，腐蝕溶液為30 g/L NaCl+10 mL/L HCl，腐蝕時間為6 h，實驗溫度為 35 ℃。

失效件采用電解雙噴法(電解液為體積比1:3的硝酸、甲醇混合溶液，電壓為20 V，溫度為?25 ℃)制備透射電鏡試樣，采用TECNAIG220透射電鏡觀察晶內晶界析出相分布形態。

2 結果與分析

2.1 裂紋宏觀形貌

圖1所示為軌道交通用7003鋁合金型材失效件裂紋的宏觀形貌。裂紋起源于角鋁型材邊緣，由外向里擴展。裂紋沿垂直于擠壓型材的方向擴展，裂紋長度約為70 mm。

2.2 裂紋擴展金相組織

圖2所示為型材失效件的裂紋擴展形態的金相組織，圖2(a)所示為裂紋源頭，圖2(b)所示為裂紋尾端。由圖2可知：失效件型材發生完全再結晶，晶粒為粗大的等軸晶，晶粒粒徑為100~200 μm，晶粒度為3~5級。裂紋擴展路線是沿著晶界擴展的，主裂紋上還有少量支裂紋向外擴展。因此，可初步判定型材失效件的斷裂方式為沿晶脆性斷裂。

2.3 裂紋斷口形貌

型體裂紋尾端切下之后就自行裂成兩半，斷口經過清洗之后，兩邊拼合能夠很好地嚙合，說明裂紋產生及發展過程中材料沒有發生塑性變形，屬于脆性斷裂。斷口表層上有黑色的沉積物，用丙酮溶液經超聲清洗之后，黑色沉積物未能清除干凈，說明失效件中裂紋已經存在了很長一段時間。圖3所示為失效件斷口掃描電鏡形貌。由圖3可知：斷口上有類冰糖塊狀花樣特征，高倍數圖中出現腐蝕坑，故可判斷該斷口斷裂方式屬于沿晶斷裂，這與金相組織中觀察的裂紋沿晶擴展是一致的。對斷口上的黑色沉積物進行能譜分析，如圖?4?所示。從元素成分可以看出：斷口上的腐蝕產物主要是鋁、鋅的氧化物，還有少量氯化物和硫化物。

圖1 型材裂紋擴展宏觀形貌

圖2 型材裂紋擴展微觀組織

從裂紋斷口的微觀形貌可以判斷：型材裂紋屬于沿晶脆性斷裂；斷口表面的腐蝕產物能譜分析反映列車運行過程中經歷過無法避免的腐蝕性環境，斷口上存在的腐蝕坑也能進一步證實型材金屬在裂紋產生前期曾受到局部腐蝕。由于列車在運行過程中，型材存在拉應力，且列車實際服役過程中合金表層有腐蝕介質的存在，考慮到7×××鋁合金有較高的應力腐蝕敏感性，結合圖2中裂紋擴展組織圖可以看出，裂紋具有沿晶擴展、有分支和裂紋由粗到細等特點，該特點基本符合7×××鋁合金應力腐蝕開裂的裂紋特征。因此，可初步判斷該型材裂紋是應力腐蝕開裂而導致的[18]。

2.4 慢應變速率應力腐蝕實驗

慢應變速率拉伸(SSRT)實驗具有實驗周期較短，能比較快速地評定材料的應力腐蝕敏感性。圖5所示為型材在不同腐蝕介質中的慢應變速率拉伸曲線。由圖5可知：試樣在30 g/L NaCl+10 mL/L HCl腐蝕溶液和空氣中的慢拉伸結果差異較大。在30 g/L NaCl+ 10 mL/L HCl腐蝕溶液中拉伸時，試樣的抗拉強度為181.5 MPa，斷裂時間為5.1 h。在空氣中拉伸時，試樣的抗拉強度為320.3 MPa，斷裂時間為27.7 h。試樣在腐蝕溶液中拉伸時的強度和斷裂時間均低于空氣中拉伸時的相應指標，故該型材在30 g/L NaCl+10 mL/L HCl腐蝕溶液中存在應力腐蝕敏感性。

根據HB 5254—83[16]，慢應變速率拉伸實驗得到的各項力學性能指標加以計算所得的應力腐蝕指數(SSRT)，比單一的力學性能指數能更好地反映應力腐蝕開裂敏感性，通常將其作為評價應力腐蝕的重要判據，其計算公式為

式中：fA為在惰性介質(如空氣)中的斷裂強度，MPa；fw為在腐蝕溶液中的斷裂強度，MPa；fA為在惰性介質中的斷裂伸長率，%；fw為在腐蝕溶液中的斷裂伸長率，%。應力腐蝕敏感指數(SSRT)越大，表示應力腐蝕斷裂敏感性越高，即SSRT越接近1，應力腐蝕斷裂敏感性越高，反之越低。

表2所示為失效型材在不同腐蝕介質中的拉伸強度和伸長率，經式(1)計算得出試樣的SSRT為0.46，一般SSRT大于0.1，即具有較強的應力腐蝕敏感性[18]。因此，當型材在腐蝕環境中受到拉應力時更容易發生應力腐蝕。

圖6所示為失效型材在不同介質中進行慢應變速率拉伸實驗后的斷口掃描形貌圖。由圖6可知：試樣的拉伸斷口呈冰糖塊狀花樣特征，并伴有二次裂紋存在，為明顯的沿晶脆性斷裂。試樣在腐蝕溶液中的拉伸斷口形貌(見圖6(b))表面附有少量的腐蝕產物，且該形貌圖與圖3(b)形貌特征相似，故可判斷型材的斷裂是由于應力腐蝕開裂而導致的。

圖3 失效型材斷口形貌

圖4 失效型材斷口形貌與能譜圖

1—30 g/L NaCl+10 mL/L HCl；2—空氣。

表2 失效型材的應力腐蝕敏感指數

圖6 慢應變速率拉伸斷口形貌

2.5 焊接對型材性能的影響

2.5.1 焊接對型材硬度的影響

由于該列車7003鋁合金型材采用焊接連接，焊接容易導致焊接接頭出現軟化和耐蝕性變差等問題，且斷裂部位位于焊接區域附近[19]，因此，對材料焊接接頭區域進行性能表征將能更好地分析柜體裂紋產生的原因。圖7所示為焊接接頭各區域的硬度和電導率分布曲線。由圖7可知：合金的焊接接頭明顯分為熔合區(fusion zone, FZ)、熱影響區(heat affected zone, HAZ)和母材區(base material, BM)，熱影響區又分為固溶區(solid solution zone, SSZ)和過時效區(overaging zone, OZ)。合金的硬度在固溶區最高，過時效區最低，最低值為116(HV)，母材區的硬度為118(HV)。其原因是焊接后自然時效顯著提高了固溶區的強度，而過時效區強度沒有明顯影響。電導率隨著距焊縫距離增大而增加，且固溶區的電導率增幅最大。固溶區的電導率變化與焊接過程中高溫受熱而導致溶質原子回溶，引起后續自然時效析出密切相關。

1—硬度；2—電導率。

2.5.2 焊接對型材耐蝕性的影響

對7×××系鋁合金而言，合金的應力腐蝕性能一定程度上與晶間腐蝕相對應，這源于它們的腐蝕機理都跟晶界析出相有關。圖8所示為焊接接頭各區域的晶間腐蝕形貌圖。由圖8可知：合金的焊接接頭在晶間腐蝕溶液中的腐蝕深度差別不大，故可間接反映焊接過程對型材晶界析出相的連續性影響不大，且可判斷焊接對型材的應力腐蝕敏感性影響也不大。因此，結合圖7和圖8可判斷，焊接不是造成型材出現裂紋的主要原因。

圖8 焊接接頭各區域的晶間腐蝕

3 分析與討論

從受力方面分析，型材本身承受的載荷并不大，但是作為安裝在列車車身上的部件，運行過程中必然會隨車身經受交變應力。因此，型材裂紋也可能屬于疲勞裂紋。但是，根據疲勞裂紋的典型特征可知，疲勞裂紋的形態通常呈平直化，多屬穿晶裂紋，斷口宏觀形貌平坦，微觀上可見條紋花樣[8]，這與上述系列實驗檢測結果不符，故該型材的斷裂方式不太可能為疲勞斷裂。

根據失效型材的裂紋金相顯微組織和斷口形貌分析可初步判斷，該失效件的斷裂方式為沿晶脆性斷裂，導致型材斷裂的主要原因為應力腐蝕開裂。通過慢應變速率拉伸實驗結果可知：型材存在較強的應力腐蝕開裂敏感性，該材料在腐蝕環境中服役時更容易遭受應力腐蝕(圖5)。其次，圖9所示為型材失效件的晶內和晶界析出相分布圖。由圖9可知：合金的晶內析出相呈部分粗大現象，分布不均勻；合金的晶界析出相尺寸較小、密度大，呈鏈狀連續分布。合金在腐蝕過程中，晶界連續析出相與周圍的基體易構成電偶腐蝕，晶界連續析出相易成為陽極腐蝕通道。因此，該型材在腐蝕環境中易發生沿晶腐蝕，且連續分布的晶界析出相也增大了合金的應力腐蝕敏感傾向。

合金產生應力腐蝕開裂需具備2個條件[15]：1) 存在拉應力。車體在運行過程中，型材本身承受較小的拉應力。其次，型材產生裂紋的地方位于角鋁棱邊附近，角鋁兩側附近均存在焊縫，焊縫在焊接時縱向收縮會產生殘余拉應力，拉應力方向平行于角鋁方向，并與裂紋垂直。再者，列車在運行時處于不等振幅的振動狀態，此時也會形成交變應力。雖然拉應力、殘余應力和交變應力均較小，遠遠低于7003型材的屈服強度，但是應力腐蝕屬于低應力的破壞形式，產生應力腐蝕的門檻應力遠低于合金的屈服強度，實際存在的應力只需要大于該合金在一定腐蝕介質中的門檻應力即可。2) 存在易于7×××鋁合金發生應力腐蝕的外界環境[20]。列車在實際服役過程中會經歷各種不同的外界環境，例如國內南方地區具有潮濕、帶有氯離子的海洋性空氣、含硫的空氣環境以及污染較嚴重的酸雨環境，列車在這種腐蝕性環境中服役很容易誘發應力腐蝕開裂現象。因此，現役軌道交通7003鋁合金型材在國內偏酸性的腐蝕環境運輸過程中，由于型材承受著各種應力，且本身抗應力腐蝕性能不足，從而導致在服役過程中出現嚴重的開裂現象。

圖9 失效型材晶內和晶界析出相分布

4 結論

1) 7003鋁合金型材失效件的金相組織呈完全再結晶態，晶粒為粗大的等軸晶，晶粒度為3~5級，斷裂裂紋沿著晶界擴展，斷口形貌呈冰糖塊狀花樣特征，斷裂方式為沿晶脆性斷裂。

2) 該7003鋁合金型材具有較高的應力腐蝕敏感性，應力腐蝕指數(SSRT)為0.46；其慢應變速率拉伸斷口呈冰糖塊狀花樣特征，并伴有二次裂紋存在，合金在腐蝕溶液中的斷口形貌表面附有少量的腐蝕產物，故試樣的斷裂屬于典型的應力腐蝕開裂。

3) 焊接過程對合金的焊接接頭強度沒有明顯的降低，接頭各區域的晶間腐蝕深度差別也不大。焊接過程不是造成該型材出現裂紋的主要原因。

4) 合金的晶界析出相呈鏈狀連續分布。合金在腐蝕過程中，晶界連續析出相與周圍的無沉淀析出帶構成電偶腐蝕，易成為陽極腐蝕通道，是引起合金的應力腐蝕敏感性傾向較大的主要原因。

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(編輯 楊幼平)

Failure behavior analysis of railway 7003 aluminum alloy extrusions

HU Guiyun1, 2, CHEN Kanghua1, 2, 3, CHEN Songyi1, 2, JIANG Huili1, 4

(1. Light Alloy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Nonferrous Metal Oriented Advanced Structural Materials and Manufacturing Cooperative Innovation Center, Central South University, Changsha 410083, China; 3. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 4. Dongfeng Liuzhou Automobile Co., Ltd., Liuzhou 545005, China)

The failure behavior analysis of rail railway 7003 aluminum alloy extrusions was studied by optical microstructure, scanning electron microscopy(SEM), transmission electron microscopy (TEM) and slow strain rate tensile stress corrosion testing, etc. The results show that the crack of extrusions extends along the grain boundary and bits of branch crack extend outward. Fracture morphology of failure extrusions is sugar lump pattern features, and also the fracture surface is attached to aluminum, zinc oxide and bits of chlorides and sulfides. The intergranular brittle fracture is caused by stress corrosion. The tensile strength and break time of extrusions sample are respectively 181.5 MPa and 5.1 h in 30 g/L NaCl+10 mL/L HCl corrosion solution; The tensile strength and break time of extrusions sample in air are320.3 MPa and 27.7 h, respectively. Stress corrosion sensitivity index (SSRT) is 0.46. The small size, high density and continuous chain distribution of grain boundries precipiates which easily become anodic corrosion channel during the corrosion process, are the main causes of high sensitivity to stress corrosion.

7003 aluminum alloy; failure behavior analysis; intergranular brittle fracture; stress corrosion; continuous precipiates

TG 146.2+1

A

1672?7207(2018)04?0802?07

10.11817/j.issn.1672?7207.2018.04.005

2017?04?16；

2017?06?13

國家重點研發計劃(2016YFB0300801)；國家重點基礎研究計劃(973計劃)項目(2012CB619502)；國家自然科學基金資助項目(51201186)；國家重大科研儀器設備研制專項(51327902)；研究生自主探索創新項目(2016zzts317)(Project(2016YFB0300801) supported by the National Key Research and Development Program of China; Project(2012CB619502) supported by the National Basic Research Program (973 Program) of China; Project(51201186) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(51327902) supported by the Major Research Equipment Development Projects of National Natural Science Foundation of China; Project(2016zzts317) supported by the Graduate Students Explore Innovation Project)

陳送義，博士，從事高性能鋁合金研究；E-mail：sychen08@csu.edu.cn