高速動車電氣屏柜用鋁合金型材應力腐蝕行為研究

剡蘇榮

摘要：通過微觀組織觀察、慢應變速率拉伸試驗對某動車電氣屏柜用7003-T5鋁合金型材在不同溫度3.5%中性NaCl溶液中的應力腐蝕行為進行研究。結果表明：鋁合金型材橫截面呈現大小不均勻的完全再結晶等軸晶組織，晶粒內以及晶界處分布較多點狀的η相（MgZn2），且在晶界處呈連續分布。在25℃的3.5%的中性NaCl溶液中，應力腐蝕敏感性指數高達8.75%;隨著溫度升高至50℃，應力腐蝕敏感指數增加至11.77%，表現為較高的應力腐蝕敏感性;斷口表面裂紋形貌呈現沿晶開裂，且在金屬刻面處可見清晰的“冰糖”狀花樣，為典型的應力腐蝕開裂，表明合金具有較高的應力腐蝕敏感性，腐蝕介質以及拉應力的存在是導致應力腐蝕開裂發生的直接因素。

Abstract： The stress corrosion cracking behavior of 7003-T5 aluminum alloy were investigated in 3.5% NaCl solution at different temperature by means of microstructure characterization and slow strain rate tensile tests. The results indicate that varisized equiaxed grains are observed in the cross section， which suggests completed recrystallization occurred. The majority of precipitation： fine and punctate η （MgZn2） presents in the grain，but also aggregates at the grain boundary. The stress corrosion cracking sensitivity index is as high as 8.75% in the neutral 3.5% NaCl solution at room temperature. It increases to 11.74% as the temperature increases to 50℃， which means that 7003-T5 aluminum alloy is highly sensitivity to stress corrosion cracking. Fracture morphologies show that crack propagation is typified by an intergranular cracking， meanwhile， the ice sugar pattern is apparent on the facet. These features manifest the stress corrosion cracking. It’s worth noting that stress corrosion sensitivity of Al alloy， corrosive medium and tensile stress are the direct factors resulting in stress corrosion cracking.

關鍵詞：7003-T5鋁合金;微觀組織;慢應變速率拉伸;應力腐蝕開裂

Key words： 7003-T5 aluminum alloy;microstructure;slow strain rate tensile;stress corrosion cracking

0 ?引言

隨著軌道交通事業的不斷發展，高速、質輕、安全已成為現代高速動車組發展的重要標志。鋁合金因其具有較低的密度、高的比剛度和比強度、易加工成型以及可回收利用等優點被廣泛應用軌道交通領域[1，2]。7003-T5鋁合金屬于Al-Zn-Mg系合金，具有較高強度、良好的擠壓性及可焊性，現已被大量應用于列車車體上，主要用于車體構件、縱（橫）梁、骨架等承力部件。然而，7003-T5鋁合金具有較高的應力腐蝕敏感性，型材在服役過程中受到腐蝕環境與應力的協同作用下，容易發生應力腐蝕開裂（stress corrosion cracking，SSC），導致結構件迅速失效[3]。目前，大部分學者認為應力腐蝕開裂是高強鋁合金失效主要的原因之一[4-7]，但關于鋁合金中合金組織和第二相對于鋁合金應力腐蝕行為的影響也尚未有清楚的解釋。因此，本文基于某動車電氣屏柜用7003-T5鋁合金型材進行特定腐蝕環境下的應力腐蝕行為研究，評價鋁合金的應力腐蝕敏感性，闡明應力腐蝕機理及微觀組織對應力腐蝕的影響規律，為該合金在應力腐蝕控制方面提供理論依據。

1 ?試驗研究方法

試驗材料選用10mm厚的7003-T5鋁合金擠壓型材，化學成分及機械性能如表1和表2所示。金相試樣經機械研磨并拋光后，采用Keller腐蝕試劑（1.0mL HF+1.5mL HCl+2.5mL HNO3+95mL H2O）進行腐蝕，然后在ZEISS Observer. Z1m金相顯微鏡進行組織觀察。采用離子減薄法制備透射試樣，然后置入JEOL-2100透射電子顯微鏡（transmission electron microscopy，TEM）對析出相的形態、分布進行觀察。慢應變速率拉伸（slow strain rate tensile， SSRT）試驗按照GB/T15970.7-2000《金屬和合金的應力腐蝕試驗》執行，同時參考ISO 9591：2004《Corrosion of aluminium alloys-Determination of resistance to stress corrosion cracking》等相關標準執行，試驗環境為25℃和50℃的干燥空氣以及3.5%的中性NaCl溶液，慢應變速率拉伸試樣如圖1所示，借助MFDL-100型慢應變速率應力腐蝕試驗機進行應力腐蝕試驗，應變速率為1×10-6s-1。采用Philips Quanta650 FEG掃描電鏡（scanning electron microscopy，SEM）對應力腐蝕后的斷口進行分析。

2 ?結果與分析

2.1 金相組織

圖2為7003-T5鋁合金型材橫截面及不同位置處的金相組織，可以看出，整個截面上的晶粒呈等軸狀，為完全再結晶組織。沿厚度方向晶粒大小不均勻，內壁表面晶粒較小，平均晶粒尺寸為44.9μm;中心晶粒較大，平均晶粒尺寸為89.8μm;外壁表面處的晶粒最大，并存在明顯的粗晶層。這可能是因為金屬在擠壓過程中，坯錠外表面與模具內壁劇烈摩擦，外層金屬承受最大的剪切力，發生劇烈的塑性變形，使得內能增加，降低再結晶溫度，為發生完全再結晶提供更為有利的條件，最終在外表面處形成粗晶層[8];其次晶粒粗大可能是熱擠壓與熱處理過程中采用的工藝過高（溫度較高或者保溫時間較長）使得晶粒發生完全再結晶。

2.2 透射組織

7003屬于Al-Zn-Mg系可熱處理強化鋁合金，其沉淀強化相主要為Zn和Mg元素形成的穩定相η（MgZn2）相[9]。其析出過程主要為：過飽和固溶體→GP區→亞穩相η'（MgZn2）→穩定相η（MgZn2）。圖3為型材橫截面局部TEM顯微組織，可以看出，晶內和晶界均含有較多細小的點狀η相，尺寸約為10～20nm，且η相在晶界處偏聚呈連續分布。

2.3 慢應變速率拉伸

材料應力腐蝕敏感性按ISO 9591：2004《Corrosion of aluminium alloys--Determination of resistance to stress corrosion cracking》中應力腐蝕敏感性判據進行綜合評判，首先，測得SSRT數據（平均斷裂強度及斷后平均伸長率）。其次，將慢應變速率拉伸試驗所得的數據進行綜合處理，依據公式（1）可計算應力腐蝕敏感性指數ISSRT，所得的結果更能直接反映材料應力腐蝕開裂敏感性。此外，可根據應力腐蝕斷口形貌特征，對材料應力腐蝕敏感性進行說明。

試樣分別在25℃和50℃相應的干燥空氣和3.5%的中性NaCl溶液中所測的結果以及ISSRT值，如表3和表4所示，具體的拉伸曲線如圖4和圖5所示。可以看出，相比干燥空氣，在3.5%的NaCl溶液中，材料的斷裂強度、斷后伸長率均發生了一定的程度的降低，表明鋁合金對于含有Cl-的環境具有明顯的應力腐蝕敏感性。材料在25℃條件下的ISSRT高達8.75%，表明具有極高的應力腐蝕敏感性。隨著溫度的升高，材料在腐蝕介質中的斷裂強度、斷后伸長率進一步下降，應力腐蝕敏感性指數增大至11.77%，這可能是因為溫度升高降低界面反應能，加速腐蝕介質與鋁合金之間的化學反應，促進應力腐蝕的進行。

為進一步對鋁合金應力腐蝕行為進行評價，對慢應變速率拉伸試樣斷口進行分析。圖6～圖8中（b）和（c）分別對應于各自的（a）中箭頭A和箭頭B的局部放大圖。圖6為干燥空氣中（50℃）SSRT斷口形貌，可以看出，斷口整體呈現塑性斷裂，表層部位（圖6（b））斷口主要表現為脆性斷裂，但也存在部分塑性斷裂的韌窩特征;而在中心部位（圖6（c））斷口表面則分布大量的韌窩，構成斷口整體的塑性斷裂。由于干燥空氣中不含有腐蝕性元素，試樣僅在拉伸載荷的作用下發生斷裂，其斷口符合常規拉伸斷口特征，斷口表面的大量韌窩間接表明材料發生較大的塑性變形后發生斷裂。

圖7和圖8別為25℃和50℃下的3.5%的中性NaCl溶液中斷口形貌，可以看出，在25℃時，斷口表面出現較大的分層斷裂特征，表層區域存在較大的腐蝕溝壑，部分位置出現沿晶開裂，中心部位仍表現為韌窩的塑性斷裂。隨著腐蝕介質溫度提高，斷口表面發生更大程度的腐蝕，如圖6所示，表層區域發生明顯的沿晶斷裂特征，且可見清晰的冰糖狀花樣（圖8（b））;此外，沿晶斷裂已經滲入到試樣中心部位（圖8（c）），發生明顯的應力腐蝕。這種分層斷裂的特征主要與鋁合金所處的狀態有關，在合金表面由于與腐蝕介質直接接觸，腐蝕元素與鋁合金發生較為明顯的腐蝕，形成腐蝕坑，在拉力作用下發生部分的沿晶開裂。而在中心部位，腐蝕介質進入較少，表現為韌窩狀的塑性斷裂。

綜上，腐蝕介質、拉伸應力構成了發生應力腐蝕的外在條件，而7003鋁合金本身對于應力腐蝕具有較高的敏感性（表3和表4），這三者共同作用導致鋁合金發生應力腐蝕開裂。在其他條件一定的情況下，腐蝕介質溫度的升高，能加速應力腐蝕開裂。

2.4 應力腐蝕機制

7000系鋁合金應力腐蝕發生的兩個條件：①自身因素：應力腐蝕敏感性;②外界因素：腐蝕介質、拉應力。

2.4.1 鋁合金在含Cl-環境中的腐蝕行為

鋁合金具有較低的電位，容易與環境中的氧發生反應生成致密的氧化物，對基體金屬起到保護作用。但在含有Cl-的環境中，由于Cl-活性較高，不僅能夠穿透和破壞鋁合金表面的氧化膜，而且還會與氧在合金表面競爭吸附點。隨著腐蝕時間的進行，大量Cl-通過氧化膜間隙進入到金屬內部，與基體中陽離子結合形成可溶的氯化物，導致腐蝕坑的形成。此時，點蝕坑內的金屬處于活性狀態（電位較負），表現為原電池的陽極，而點蝕坑外的金屬仍保持鈍態（電位校正），表現為原電池的陰極。因此，腐蝕坑內外構成如下的電偶腐蝕原電池：

隨著腐蝕的持續進行，腐蝕坑內的陽離子不斷增加，為了保持整個腐蝕坑內電位平衡，坑外的Cl-不斷向坑內遷移，在坑內形成高濃度可溶的AlCl3，進而使得腐蝕坑內金屬繼續溶解，點蝕坑不斷擴展，形成應力腐蝕的裂紋源。

鋁合金型材外表面粗大的再結晶組織（圖2（d）），為Cl-在合金表面富集以及進入到金屬基體提供了更有利的渠道，加速腐蝕的進行。此外，鋁合金中的析出相η（MgZn2）相比鋁合金具有更低的電位（-1.05V，鋁的標準電位為-0.85V）[10]，因此在局部腐蝕過程中作為陽極優先溶解，腐蝕最初從該相附近處開始。并且η相在晶界處容偏聚并呈連續分布（圖3（b）），形成連續的陽極溶解通道，使得晶界處發生更嚴重的腐蝕。

2.4.2 拉應力

鋁合金在腐蝕介質的作用下析出相以及金屬基體作為陽極發生溶解后，形成應力腐蝕開裂的裂紋源。而裂紋形成且達到一定的臨界尺寸時，便在裂紋尖端處迅速擴展，拉應力的存在使晶體內位錯沿著滑移面進行移動，逐漸形成較大的滑移階梯，導致鋁合金表面的鈍化膜破裂，新鮮的金屬隨之暴露在腐蝕介質中，進而加速腐蝕[7]。同時，在發生的腐蝕過程中，產生的還原H，在拉應力的作用下迅速向晶界富集，形成鋁氫化合物，引起晶界氫脆并降低晶界結合能，使得裂紋沿晶界迅速擴展。因此，鋁合金發生應力腐蝕后裂紋擴展主要特征為典型的沿晶開裂。

3 ?結語

通過對7003-T5鋁合金型材金相組織、析出相以及慢應變速率拉伸進行研究，主要得出如下結論：

①型材中粗大的完全再結晶組織和晶界處連續分布的η相增大了鋁合金應力腐蝕敏感性;在含有Cl-的腐蝕環境中，斷口表面裂紋呈現沿晶開裂，在金屬刻面處可見冰糖狀花樣，為典型的應力腐蝕開裂。

②7003鋁合金具有較高的應力腐蝕敏感性，表明在腐蝕介質及其拉應力的共同作用下，容易發生應力腐蝕開裂。

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