近年來高速列車的快速發展對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構比鋼結構減輕自重35% ～ 66%，同時可增效和節能10% 以上。 5、6、7 系鋁合金由于各自的優異性能，已被應用于制造高速列車車體各主要部件，對車體的安全運行起著至關重要的作用。

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

本文對車體用5、6、7 系鋁合金按兩種不同加載方式進行應力腐蝕試驗，探討其抵抗應力腐蝕開裂性能，對高速列車車體制造及運行過程中車體鋁合金應力腐蝕行為進行評價。

1 試驗原理

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

σ 為最大張應力； E 為彈性模量； B 為試樣厚度； y 為三點彎凸形最大撓度； H 為外支點間距。

恒載荷試驗中采用懸臂梁試樣，如圖1 所示。

通過引伸計采集數據曲線和試樣斷口形貌判斷是否發生應力腐蝕開裂。

根據彈塑性力學原理可知，試樣所受彎矩為

其中： M0為夾具自重產生彎矩； F 為可調加載載荷； L 為加載載荷力臂。

根據GB /T 15970. 6—2007《預裂紋試樣的制備和應用》可知，計算初始應力強度因子為

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

2 試驗內容

針對高速列車常用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比其應力腐蝕性能，3 種鋁合金材料化學成分、力學性能如表1和表2 所示。

試驗按照ISO7539-2003《金屬和合金的腐蝕應力腐蝕試驗》進行。 恒位移應力腐蝕試驗時，每組材料試件數量為2，試樣B = 6 mm，W = 12 mm，三點彎跨距為60 mm. 為了使試驗具有可比性，取加載到3 種材料上最大應力都接近于材料屈服強度值，試樣加載情況見表3 所示。 放入周期腐蝕試驗箱內進行腐蝕，溫度為室溫25 ℃，腐蝕液為質量分數3. 5%的NaCl 溶液，箱內相對濕度為70 ± 5%，腐蝕時間為80 d.

恒載荷應力腐蝕試驗時，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，預制疲勞裂紋在YK-1 型音叉式疲勞開縫機上進行。 預制疲勞裂紋后，在試樣缺口兩側貼好刀口，在CFW-150 型懸臂梁應力腐蝕持久試驗機上加載，將裂紋區域浸入質量分數3. 5%的NaCl 溶液中。 試驗中利用引伸計監測刀口張開位移δ，觀察采集的δ-t 曲線，判斷啟裂時間，同時對δ-t 曲線不發生變化的試樣，試驗時間適當延長。 試驗完成后，用三點彎曲法在WDW-3100 型拉壓試驗機上將腐蝕試樣壓斷，用JSM-6490LV 掃描電鏡SEM（ scanning electron microscopy） 觀察腐蝕斷口及腐蝕產物形貌。

3 試驗結果及討論

3. 1 恒載荷應力腐蝕

3. 1. 1 試驗結果恒載荷試驗獲得數據如表4 所示。

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

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

HZ-10 號試樣在承受最小彎矩7. 255 N·m 時仍發生應力腐蝕，表明當7N01P-T4 鋁合金構件處于潮濕含氯離子的環境中，裂紋前端KIi ＞11. 238 MPa·m1/2時，發生應力腐蝕破壞。

假設應力腐蝕裂紋尖端簡單且完全平直，根據式（ 4） 可得到疲勞裂紋尖端的正應力。 以試樣加載K1SCC最小的HZ-10 號試樣為模型進行計算，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 為對試樣施加載荷產生應力； Wz為試樣彎曲截面系數。

經計算得到σ = 224. 3 MPa，此值為力學理想模型下估算值。

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

3. 1. 2 試樣裂紋宏觀形貌

恒載荷應力腐蝕實驗中，5083P-H111 和6005A-T6 鋁合金母材表面都未出現應力腐蝕裂紋，7N01P-T4 母材發生了應力腐蝕表面出現了細小的應力腐蝕裂紋，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物的堆積，沒有出現應力腐蝕。 7N01P-T4 的HZ-4 號試樣疲勞裂紋下出現了明顯的分叉式應力腐蝕裂紋，主裂紋比較平直，細小的裂紋分叉隨機分布。

3. 1. 3 試樣斷口宏觀形貌

恒載荷應力腐蝕試驗中，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 號試樣斷口平整細膩，沒有出現應力腐蝕溝槽。 圖3（ b） 中，HZ-2 號試樣預制疲勞區斷口比較粗糙，出現了直線溝槽，一直延伸到線切割切口處，但疲勞裂紋前端沒有出現應力腐蝕裂紋，沒有發生應力腐蝕開裂。 圖3（ c） 中，HZ-4試樣斷口上應力腐蝕區出現了明顯的應力腐蝕裂紋，且疲勞區也出現了較深的直線溝槽，一直延伸穿過線切割區。 圖3（ d） 為HZ-10 號試樣加載最小載荷經過12 d 腐蝕后的斷口圖，疲勞裂紋前段有細微的應力腐蝕開裂，說明應力腐蝕剛剛開始，而疲勞裂紋區上直線溝槽也有擴大變深的趨勢。

3. 1. 4 試樣斷口微觀形貌

應力腐蝕試樣斷口掃描電鏡如圖4 所示。

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

由圖5 可知，A 區域中，Mg 含量為1. 82%，高于標準的0. 4% ～ 0. 8%. Mg 含量越高時，合金耐蝕性能就比較差，從而產生鏈狀點坑。

圖4（ b） 為7N01P-T4 試樣SCC 區前段塑性壓斷區，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，處在應力腐蝕裂紋尖端，同時裂紋間隙、深度較小，在塑性壓斷過程中沒有與主應力腐蝕裂紋相連，其穿過塑性壓斷區韌窩，向塑性區擴展。 圖4（ d） 為圖4（ b） 中SCC 前端B 區，可在應力腐蝕裂紋底部發現類似冰糖狀花樣，晶粒邊緣較鈍可能是腐蝕時間過長所致，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前段發生應力腐蝕開裂，其裂紋附近覆蓋了較厚的一層腐蝕物，說明應力腐蝕裂紋一旦開裂，腐蝕液沿著應力腐蝕裂紋向材料深處潤濕，從而引發深處材料繼續受到應力腐蝕。

3. 2 恒位移應力腐蝕

3. 2. 1 試樣裂紋宏觀形貌

恒位移腐蝕實驗中，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物覆蓋，三點彎支點處由于與鋼接觸產生了電化學腐蝕，出現了一些點蝕坑和剝蝕。 線切割開口處表面沒有出現裂紋，試樣表面其他位置由于包鋁層的保護作用，沒有出現明顯的腐蝕現象。

3. 2. 2 試樣斷口宏觀形貌

恒位移應力腐蝕試驗中5、6、7 系列鋁合金試驗腐蝕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，機械切口下部并沒有出現應力腐蝕裂紋； 圖7（ c） 中試樣有應力腐蝕裂紋經壓斷形成的明顯“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 鋁合金試樣發生了應力腐蝕，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力腐蝕裂紋，裂紋平直并不連續，有未連接的臺階裂紋，符合氫致破裂機理。 HW-5 斷口微觀形貌與圖4（ b） 的形貌相似，從而證明了7N01P-T4 試樣在恒位移應力腐蝕實驗中也發生了應力腐蝕現象。

4 分析討論

關于鋁合金應力腐蝕機理主要有3 種理論： 陽極溶解、鈍化膜破裂和氫致開裂。 Burleigh 指出，對7 系鋁合金應力腐蝕，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果中認為，氫引起開裂的應力腐蝕。 7N01P-T4 鋁合金中，Zn 和Mg 是形成強化相的主要合金元素，其主要強化相是η（ MgZn2）相。 η 相在共晶溫度下溶解度達28%，在室溫下降低到4% ～ 5%，有很強的時效強化效果，并且時效時間越長其強化作用越顯著。 7N01P-T4 鋁合金軋制板材材，強度可高達460 MPa左右，其強化相η 相在晶界處容易聚集形成較細小的連續鏈狀質點。 圖6 中應力腐蝕裂紋附近Mg 元素含量偏高，除了時效相變造成η 相偏聚外，還有部分自由Mg在晶界偏析。 而自由Mg 在晶界偏析會促使氫在晶界偏聚，氫在晶界的偏聚使晶界結合能下降，促使裂紋擴展。 鋁合金在潮濕空氣中電化學腐蝕陰極析氫反應產生的原子氫是主要來源。

根據對氫在金屬中行為的了解，在應力腐蝕發生后，陰極析氫反應產生的活性氫原子能夠擴散到鋁合金內難溶相與基材間的空隙聚集，既使該處變脆，又復合成氫分子，由此形成的巨大內壓使微裂紋產生并協助局部應力使裂紋解理擴展； 其次，因氫具有應力誘導上坡擴散的特性，氫原子會向裂紋尖端應力集中處擴散聚集，當氫量增至臨界值后裂紋擴展，隨后繼續此過程。 因此，裂紋可以是異地萌生、擴展相連。 氫脆與應力腐蝕同時發生，由應力腐蝕陰極反應而導致的氫脆在裂紋源區附近則呈現典型的應力腐蝕特征，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，整個過程與焊接時產生氫致裂紋十分相似，具有延遲、間歇擴展特點，并且是混合型斷裂。

氫致穿晶裂紋形成過程的推測解釋6、7 系鋁合金斷口疲勞區上直線溝槽的產生。 6、7 系列鋁合金難溶相呈鏈式分布在晶界上，其方向與擠壓或扎制方向平行。 由于力學性能與基體有差異，在疲勞裂紋擴展時，疲勞裂紋斷口上形成直線溝紋。 當產生電化學腐蝕陰極析氫反應，產生活性氫原子，除就地參與應力腐蝕外，還長程擴散到難溶相周圍聚集并復合成氫分子造成內壓力促成裂紋生成，使原先的溝紋擴大伸長變成裂紋。 6 系鋁合金屬于Al-Mg-Si 系鋁合金，沒有出現應力腐蝕，電化學腐蝕析氫反應產氫量少，不足以使直線溝紋擴大。5083P-H111 屬于非熱處理鋁合金，不僅沒有發生應力腐蝕，也沒有直線溝紋。

5 結論

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

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責任編輯：王元

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