高速列車A7N01S-T5鋁合金焊接接頭晶間腐蝕性能研究

王曉敏，茍國慶，劉 艷，陳 輝，孟立春

(1.西南交通大學 生命科學與工程學院，四川 成都 610031；2.西南交通大學 材料科學與工程學院，四川 成都 610031；3.南車四方機車車輛股份有限公司，山東 青島 266111)

高速列車A7N01S-T5鋁合金焊接接頭晶間腐蝕性能研究

王曉敏1，茍國慶2，劉 艷2，陳 輝2，孟立春3

(1.西南交通大學 生命科學與工程學院，四川 成都 610031；2.西南交通大學 材料科學與工程學院，四川 成都 610031；3.南車四方機車車輛股份有限公司，山東 青島 266111)

研究高速列車A7N01S-T5鋁合金母材及焊接接頭的晶間腐蝕行為，測定和觀察腐蝕失重、硬度變化、斷面和表面形貌。結果表明，在含氯的腐蝕介質(zhì)中，焊接接頭的腐蝕速率高于母材，熱影響區(qū)是接頭腐蝕最為嚴重的區(qū)域，腐蝕沿晶界擴展，形成網(wǎng)狀裂紋。焊接熱輸入使熱影響區(qū)的富鋅強化相沿晶界連續(xù)析出，其電位最低因而成為腐蝕電池的陽極，不斷發(fā)生電化學反應而溶解，導致晶界成為腐蝕的陽極活性通道，使腐蝕沿不斷向金屬內(nèi)部發(fā)展。

高速列車；A7N01S-T5鋁合金；焊接接頭；晶間腐蝕

0 前言

高速列車速度的不斷提升，不僅要求車體材料輕量化，而且對材料的強度性能要求也越來越高。A7N01是鋁鎂鋅系合金，具有良好的擠壓性和焊接性，因添加了MgZn2強化相而具有較好的強度，是最為理想的中強焊接結構材料，在高速列車車體材料中有著廣泛的應用，主要用于車體的端面梁、車端緩沖器、底座、側面構件骨架、車架枕梁等重要承重部件[1]。A7N01鋁合金提高了Zn、Mg含量，雖然抗拉強度和硬度得以提高，但也導致耐腐蝕性能降低[2-4]。在焊接結構中，焊接接頭一般被認為是薄弱環(huán)節(jié)，其強度、塑性和韌性等很難做到與母材相當，同時，其耐腐蝕性能也低于母材[5-7]。高速列車由于運行環(huán)境復雜，耐腐蝕性是對其焊接結構的一個重要要求，焊接接頭耐腐蝕性的降低將導致焊接結構整體疲勞性能的降低，從而影響列車運行的安全性和使用壽命。

據(jù)文獻報道，高強鋁合金的腐蝕易發(fā)生在晶粒間，尤其是在受力的情況下，腐蝕易沿晶界擴展，因而7000系鋁合金的晶間腐蝕是其大氣腐蝕的主要形式[8-9]。焊接接頭在焊接熱輸入的影響下，晶界的化學性質(zhì)與晶粒內(nèi)部差別加大，更容易發(fā)生晶間腐蝕。另外，焊接接頭具有不均質(zhì)性，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的組織和形貌不同，其腐蝕程度也不同。鞏發(fā)彤等人對6005鋁合金焊接接頭進行了晶間腐蝕實驗研究，表明焊縫區(qū)的腐蝕程度高于母材區(qū)[10]；文獻[11]表明AA7075-T651合金、AA7075-T6合金腐蝕主要發(fā)生在焊接接頭的熱影響區(qū)域，文獻[12]表明AA2024-T3和AA2195合金焊縫區(qū)域腐蝕性能與母材相當，那么A7N01焊接接頭對晶間腐蝕最為敏感的是焊縫區(qū)還是熱影響區(qū)，是一個值得研究的問題，這對于7N01焊接工藝的調(diào)整、焊接結構疲勞壽命的預測等具有重要的意義。在此采用晶間腐蝕試驗對A7N01S-T5鋁合金焊接接頭的腐蝕行為進行了研究，比較母材和焊接接頭的腐蝕失重、接頭腐蝕前后的硬度變化，考察焊接接頭的腐蝕形貌，并比較分析接頭焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的腐蝕。

1 試驗

A7N01S-T5采用11 mm厚的型材和φ 1.6 mm的ER5356焊絲，焊接工藝為雙脈沖MIG焊。母材及焊絲的化學成分如表1所示，焊接工藝參數(shù)如表2所示，焊接接頭可見明顯的均勻魚鱗紋，成形美觀，焊接與兩側母材熔合良好，未出現(xiàn)咬邊、未熔合和未焊透等缺陷。

表1 A7N01S-T5鋁合金母材及E5356焊絲化學成分%

表2 焊接工藝參數(shù)

將母材試樣(7B)和焊接接頭試樣(7W)加工為尺寸40 mm×25 mm×h(厚度h＜10 mm)，每個試樣均有三個平行樣。試樣先用丙酮、乙醇等擦凈表面油污，然后在室溫下將其浸入10%NaOH溶液5～15 min，再浸入30%硝酸溶液中，直到表面光潔。取出試樣、洗凈后浸入3%NaCl+1%HCl，試樣表面積與實驗溶液體積的比值小于0.05 mL／mm2，保持35℃±1℃，腐蝕48 h后將試樣取出后洗凈，按GB／T 16545-1996清除腐蝕產(chǎn)物。

2 結果與討論

2.1 宏觀形貌

母材7B和焊接接頭7W腐蝕48 h后的宏觀形貌如圖1所示。7B腐蝕后試樣表面發(fā)黑，且黑色紋路沿軋制方向分布。7W清除腐蝕產(chǎn)物前發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)被黑色腐蝕產(chǎn)物覆蓋，腐蝕產(chǎn)物在此處積累，體積膨脹，沿晶界產(chǎn)生與材料表面的垂直于焊縫方向、與法線方向一致的應力。隨著腐蝕的進行，應力越來越大，使與基體失去結合的晶粒向外鼓起，最終呈層狀剝落，清除腐蝕產(chǎn)物后可見。焊縫區(qū)和熔合區(qū)的腐蝕程度明顯不同，熔合線清晰可見，熔合區(qū)剝落腐蝕較嚴重。

2.1 腐蝕失重

取清除腐蝕產(chǎn)物后最終質(zhì)量為試樣腐蝕后質(zhì)量，記為W，將其與試樣腐蝕前質(zhì)量W0和試樣表面積S相比，得試樣腐蝕失重(見表3)

由表3可知，7W的腐蝕失重大于7B，平行樣之間的標準偏差均較小。晶間腐蝕液中的氯離子是引起A7N01-T4鋁合金腐蝕的重要原因，Cl-通過競爭吸附，逐漸取代表面氧化膜中的OH-，生成可溶性的AlCl3而進入溶液中，導致試樣質(zhì)量減小。失重越多表明腐蝕程度越大，因而由失重數(shù)據(jù)可知，A7N01S-T5焊接接頭的腐蝕程度大于母材。

2.2 硬度

A7N01S-T5焊接接頭腐蝕前后的硬度分布如圖2所示，腐蝕后焊接接頭硬度值與腐蝕前各個區(qū)域硬度值的變化趨勢相同，焊縫區(qū)均為硬度最低的區(qū)域。但腐蝕后各個區(qū)域硬度值均低于腐蝕前，腐蝕后焊縫區(qū)硬度值最低為45 HV，母材區(qū)硬度降低幅度大于焊縫區(qū)。腐蝕前后焊接接頭的硬度變化表明，晶間腐蝕會降低焊接接頭硬度，隨著時間的延長，腐蝕由表面向材料內(nèi)部擴展加深，導致晶粒間的結合力大大降低，從而降低材料的強度和塑性，影響材料的使用壽命。

圖1 A7N01S-T5母材及焊接接頭晶間腐蝕宏觀形貌

表3 母材及焊接接頭腐蝕失重

圖2 A7N01S-T5焊接接頭腐蝕前后硬度分布

2.3 腐蝕形貌

食用向日葵是內(nèi)蒙古重要的經(jīng)濟作物?？諝ぢ矢呤怯绊懴蛉湛a(chǎn)量的主要因素，提高向日葵耕作栽培水平，降低空殼率提高產(chǎn)量是目前急需解決的問題[1]。油菜上的研究發(fā)現(xiàn)，深松措施對籽粒性狀的建成有積極的意義[2]。魏姍姍[3]的研究表明，合理的栽培措施能促進玉米群體與個體功能協(xié)同增益的同時，還能調(diào)節(jié)植株個體與群體間的矛盾，提高籽粒灌漿能力。

腐蝕48 h后，母材及焊接接頭的斷面金相形貌如圖3所示。整體上焊接接頭焊縫區(qū)腐蝕程度最大，由于受焊接熱影響作用，焊接接頭母材區(qū)比母材的腐蝕程度大，而焊接接頭的焊縫區(qū)和熱影響區(qū)腐蝕程度大于母材區(qū)。其中焊接接頭的熱影響區(qū)可明顯看到腐蝕裂紋相互連接成網(wǎng)狀，是典型的晶間腐蝕裂紋形貌，裂紋由試樣表面向內(nèi)部延伸至超過100 μ m，可見焊接接頭的熱影響區(qū)對晶間腐蝕非常敏感。

為進一步比較焊接接頭不同區(qū)域對晶間腐蝕的敏感程度，對試樣表面進行了激光共聚焦觀察，并分析腐蝕坑的深度和面積率。

母材及焊接接頭表面的LCSM形貌如圖4所示。由圖4可知，母材及焊接接頭不同區(qū)域的表面都有蝕坑分布，但三維圖像顯示，母材及接頭不同區(qū)域的腐蝕程度有所不同。對蝕坑深度和蝕坑所占面積比例進行測量(見表4)，焊接接頭的腐蝕程度大于母材，而接頭熱影響區(qū)的蝕坑深度和蝕坑面積率均大于焊縫區(qū)，是A7N01-T5焊接接頭腐蝕最嚴重的區(qū)域。

表4 A7N01S-T5母材及焊接接頭表面蝕坑深度及蝕坑面積率

由于高速列車用A7N01大型擠壓型材為熱處理強化鋁合金，焊后一般不再進行任何形式的熱處理。然而MIG焊需要提供很高的熱量，焊接過程中所輸入的熱量實質(zhì)上是在對焊接區(qū)域進行著一個特殊的熱處理過程，使部分熔化的母材和焊絲材料在經(jīng)歷化學冶金過程后形成焊縫區(qū)，而鄰近的熱影響區(qū)則經(jīng)歷近似于熱處理的物理冶金過程，這導致了熱影響區(qū)的晶粒粗化，同時強化相MgZn2由于過時效而在晶界偏析，一方面削弱了對合金的強化作用，另一方面在晶界聚集粗化的強化相粒子降低了晶界的結合能[13-15]。

圖3 A7N01S-T5鋁合金母材及焊接接頭晶間腐蝕斷面金相顯微形貌

鋁合金晶間腐蝕機制的一種基本觀點是晶界的析出物與周圍的電極存在電位差，聚集在晶界處的這些活化相優(yōu)先溶解而發(fā)生晶間腐蝕[16]。在A7N01ST5焊接接頭熱影響區(qū)晶界偏析的Zn2Mg(η相)電位為-0.86 V，強化相偏析的同時在晶粒邊界形成了電位為-0.57 V的貧合金元素(Mg，Zn)區(qū)，而晶粒本體為固溶體，電位為-0.68 V[17]，三者形成多電極的腐蝕微電池，由于Zn2Mg電位最負，在微電池里成為陽極，優(yōu)先發(fā)生溶解。沿晶界連續(xù)分布的富鋅相不斷發(fā)生電化學反應而溶解，導致晶界成為腐蝕的陽極活性通道，使腐蝕沿不斷向金屬內(nèi)部發(fā)展。

腐蝕液中含有的Cl-半徑小，是活性非常高的離子。Cl-首先在鋁合金表面的活性位置如氧化膜不完整、材質(zhì)不均勻處發(fā)生吸附，吸附的離子與氧化膜的化學反應導致氧化膜的減薄、破裂和鋁的溶解，形成Al(OH)3、AlCl3等腐蝕產(chǎn)物，酸性的腐蝕介質(zhì)也促使了Al的溶解，加速腐蝕的進行，結構疏松的腐蝕產(chǎn)物堆積在材料表面，其中的孔洞進一步成為Cl-的活性通道。同時，A7N01S-T5熱影響區(qū)晶界富鋅相的溶解在晶界形成通道，使Cl-易于向基體內(nèi)部滲透,導致腐蝕向金屬內(nèi)部擴展，由于金屬內(nèi)部閉塞導致pH值下降，Cl-富集，腐蝕便進一步向深處發(fā)展，導致熱影響區(qū)發(fā)生嚴重的晶間腐蝕。

3 結論

(1)A7N01-T5焊接接頭的腐蝕速率大于其母材。

(2)A7N01-T5焊接接頭的晶間腐蝕在熱影響區(qū)最為嚴重，主要是由于在焊接熱作用影響下，MgZn2強化相在晶界上偏析連續(xù)分布，與晶?；w及貧合金元素區(qū)形成腐蝕微電池，其電位最低，作為陽極優(yōu)先被腐蝕，導致晶界腐蝕在熱影響區(qū)的發(fā)生和發(fā)展。

[1]戶取征二郎.日本鋁合金車輛的最新技術與發(fā)展趨勢[J].國外鐵道車輛，2002，39(2)：7-11.

[2] Tao L，Song S Z，Zhang X Y.Image analysis of atmospheric corrosion of field exposure high strength aluminium alloy[J].Applied Surface Science，2008(254)：6870-6874.

[3]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)：1921-1938.

[4]李朝興，徐 靜，李勁風.不同時效制度7075鋁合金力學性能及腐蝕性能綜合比較研究[J].鋁加工，2009(5)：10-16.

[5]馬 騰，王振堯，韓 薇.鋁和鋁合金的大氣腐蝕[J].腐蝕科學與防護技術，2004(3)：155-161.

[6] Guillaumin V，Mankowski G.Localized corrosion of 6056 T6 aluminium alloy in chloride media[J].Corrosion Science，2000，42(1)：105-125.

圖4 A7N01S-T5母材及焊接接頭腐蝕后的LCSM形貌

[7] Vera R D D，Blanca M.Effect of atmospheric pollutants on the corrosion of high power electrical conductors：Part I.Aluminium andAA6201alloy[J].CorrosionScience，2006， 48(10)：2882-2900.

[8] Robinson M J，Jackson N C.The infuence of grain structure and intergranular corrosion rate on exfoliation and stress corrosion cracking of high strength Al_Cu_Mg alloys[J].Corrosion Science，1999(41)：1013-1028.

[9]李勁風，賈志強，李朝興.7150鋁合金剝蝕行為及機理研究[J].腐蝕科學與防護技術，2009，21(2)：107-109.

[10]鞏發(fā)彤，傅成俊，覃作祥.6005A焊接接頭的腐蝕行為[J].大連交通大學學報，2009，30(2)：67-69.

[11]ZupancU，GrumJ.Effectofpittingcorrosiononfatigue performance of shot-peened aluminum alloy 7075-T651[J].Journal of Materials Processing Technology，2010(210)：1197-1202.

[12]Jariyaboon J，Davenport A J，Ambat R.The effect of welding parameters on the corrosion behavior of friction stir welded AA2024-T351[J].Corrosion Science，2007(49)：877-909.

[13]Kuo H C，Wu L J P.Reduction of heat-affected zone using Grey theory[J].Journal of Materials Processing Technology，2002(120)：151-168.

[14]田福泉，付高峰，周傳良.高速列車車廂用的鋁合金板焊接接頭的組織與性能[J].東北大學學報(自然科學版)，2006，27(1)：49-52.

[15]彭 云，許良紅，田志凌.焊接熱輸入對高強鋁合金接頭組織和性能的影響[J].焊接學報，2008，29(2)：17-21.

[16]Zhang C，Zhang X M，Liu S D.Effect of rolling deformation on quench sensitivity relative to intergranular corrosion of 7A55 aluminum alloy[J].Mining and metallurgical engineering，2007，27(6)：69-75.

[17]林 鋼，林慧國，趙玉濤.鋁合金應用手冊[M].北京：機械工業(yè)出版社，2006.

Research on the intergranular corrosion of welding joint of A7N01S-T5 Al-Alloy for high-speed train

WANG Xiao-min1，GOU Guo-qing2，LIU Yan2，CHEN Hui2，MENG Li-chun3
(1.School of Life Science and Engineering，Southwest Jiaotong University，Chengdu 610031，China；2.College of Materials Science and Engineering，Southwest Jiaotong University，Chengdu 610031，China；3.CSR Qingdao Sifang Co.,Ltd.，Qingdao 266111，China)

This paper studied the intergranular corrosion property of A7N01-T5 Al-alloy and its welding joint.The weight loss，hardness change and morphology of section and surface after corrosion were tested.The result showed that the corrosion rate of welding joint was higher than that of the base，the heat affected zone(HAZ)was corroded severely and the corrosion extended along grain boundary and connected as network.Zn2Mg strengthening phase of HAZ segregated continuously along grain boundary under the affected of heat-input of welding.This zinc-rich phase was anode in corrosion cell for its low potential and this made it dissolve preferentially thus forming active corrosion route along grain boundary，which made further corrosion develop into inner alloy.

high speed train；A7N01S-T5 aluminum alloy；welded joint；intergranular corrosion

TG457.14

A

1001-2303(2011)11-0015-06

2011-07-25；

2011-08-12

國家科學支撐計劃資助項目(2009BAG12A07)

王曉敏(1975—)，女，河南濮陽人，講師，博士，主要從事鋁合金焊接腐蝕的研究工作。