A7N01S-T5鋁合金焊縫金屬腐蝕疲勞裂紋萌生行為

徐曉龍，陳 輝，李 鵬，王曉敏，茍國(guó)慶

（1.西南交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 610031；2.南車(chē)青島四方機(jī)車(chē)車(chē)輛股份有限公司，山東 青島 266111；3.西南交通大學(xué)生命科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 610031）

A7N01S-T5鋁合金焊縫金屬腐蝕疲勞裂紋萌生行為

徐曉龍1，陳 輝1，李 鵬2，王曉敏3，茍國(guó)慶1

（1.西南交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 610031；2.南車(chē)青島四方機(jī)車(chē)車(chē)輛股份有限公司，山東 青島 266111；3.西南交通大學(xué)生命科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 610031）

以高速列車(chē)常用的A7N01S-T5鋁合金型材ER5356焊縫金屬為研究對(duì)象，采用掃描電鏡觀察不同時(shí)間節(jié)點(diǎn)焊縫部位腐蝕疲勞裂紋的萌生過(guò)程，并分析第二相在腐蝕疲勞裂紋萌生過(guò)程中的變化。結(jié)果表明，點(diǎn)蝕坑在第二相周?chē)鷥?yōu)先萌生，點(diǎn)蝕機(jī)理為陽(yáng)極溶解，在交變應(yīng)力的促進(jìn)作用下，焊縫區(qū)腐蝕疲勞“短裂紋”沿著點(diǎn)蝕坑周?chē)壬?/p>

A7N01S-T5鋁合金；焊縫；腐蝕疲勞；裂紋萌生

0 前言

列車(chē)在高速運(yùn)行時(shí)，車(chē)體長(zhǎng)時(shí)間承受著交變動(dòng)載，在沿海和大氣污染嚴(yán)重的工業(yè)地區(qū)，列車(chē)還處于不同程度的腐蝕環(huán)境，如鹽霧、酸雨等。構(gòu)件在交變應(yīng)力和腐蝕環(huán)境交互、協(xié)同作用下，疲勞抗力較一般純機(jī)械疲勞相比更是明顯降低，疲勞壽命顯著縮短[1-2]，焊接接頭部位由于其不均質(zhì)性，腐蝕疲勞現(xiàn)象尤為突出，常引起突發(fā)性、災(zāi)難性事故。這種腐蝕疲勞現(xiàn)象逐漸受到人們重視，成為材料研究和工程設(shè)計(jì)中的重要考慮因素。

A7N01S-T5鋁合金屬于中高強(qiáng)鋁合金，焊接填充材料多采用ER5356焊絲，廣泛應(yīng)用于車(chē)體底架、枕梁、端面梁、橫梁等高應(yīng)力部位[3]。5系鋁合金（Al-Mg系）焊縫金屬往往具有較低的疲勞強(qiáng)度，當(dāng)交變載荷與腐蝕介質(zhì)交互作用時(shí)，疲勞抗力會(huì)顯著降低。前期關(guān)于腐蝕疲勞研究主要集中于飛機(jī)結(jié)構(gòu)、海洋工程等領(lǐng)域，由于高速列車(chē)研究在我國(guó)起步較晚，現(xiàn)階段針對(duì)高速列車(chē)車(chē)體用鋁合金材料的腐蝕疲勞研究少有報(bào)道。腐蝕疲勞機(jī)理復(fù)雜，焊接接頭各微區(qū)性能差異顯著，其腐蝕疲勞涉及材料、冶金、環(huán)境的化學(xué)因素及電化學(xué)過(guò)程、構(gòu)件所受的交變載荷，非常復(fù)雜，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)焊接接頭的腐蝕疲勞裂紋擴(kuò)展過(guò)程和機(jī)制。在此研究了A7N01S-T5鋁合金焊接接頭ER5356焊縫金屬在3.5%NaCl溶液中的腐蝕疲勞裂紋萌生行為。

1 實(shí)驗(yàn)方法

試驗(yàn)用母材為厚8 mm的A7N01S-T5鋁合金型材，填充材料采用ER5356焊絲（φ1.2 mm），保護(hù)氣為99.999%Ar，母材及焊絲化學(xué)成分見(jiàn)表1，焊接接頭設(shè)計(jì)如圖1所示，焊接參數(shù)見(jiàn)表2。

圖1 焊接接頭示意

表1 母材及焊絲的化學(xué)成分 %

表2 A7N01S-T5 MIG焊接工藝參數(shù)

對(duì)焊接試板橫向取樣，腐蝕疲勞試樣尺寸如圖2所示，對(duì)腐蝕疲勞試樣進(jìn)行機(jī)械拋光直至在金相顯微鏡下觀察無(wú)明顯溝紋、劃痕。用油性記號(hào)筆在焊縫中心標(biāo)記4 mm×4 mm正方形區(qū)域，分別在試驗(yàn)進(jìn)行2h、6h、14h、22h、30h后取出（直至試樣斷裂），超聲清洗焊縫金屬表面，在HITACHI JSM-6490LV掃描電鏡下結(jié)合EDS觀察分析焊縫標(biāo)記區(qū)域內(nèi)腐蝕微觀形貌演變過(guò)程。

圖2 腐蝕疲勞試樣尺寸

腐蝕疲勞試驗(yàn)在PWS-100電液伺服低頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，設(shè)定最大加載應(yīng)力95 MPa，應(yīng)力比R=0.1，試驗(yàn)頻率10 Hz，試驗(yàn)波形為正弦波，腐蝕介質(zhì)為3.5%NaCl溶液，介質(zhì)溫度25℃，相對(duì)濕度RH= 50%～70%。腐蝕疲勞試樣裝配效果如圖3所示。

圖3 腐蝕疲勞試樣裝配效果

2 結(jié)果分析和討論

鋁合金的微觀組織結(jié)構(gòu)中往往存在大量的第二相，第二相與點(diǎn)蝕坑生長(zhǎng)、腐蝕疲勞裂紋萌生有直接關(guān)聯(lián)[4-6]。在腐蝕疲勞過(guò)程中各時(shí)間節(jié)點(diǎn)焊縫金屬表面形貌演變過(guò)程如圖4所示。2 h時(shí)焊縫區(qū)白色第二相清晰可見(jiàn)，第二相彌散分布于焊縫基體表面（見(jiàn)圖4a），將析出相附近放大（見(jiàn)圖4b），析出相周?chē)幕w被腐蝕溶解，點(diǎn)蝕坑萌生于第二相附近，圖4b、圖4c及表3是對(duì)白色第二相及焊縫α（Al）基體的EDS分析結(jié)果，結(jié)果表明焊縫區(qū)白色第二相富集有較多量的Mg、Si、Fe、Zn等合金元素以及雜質(zhì)O元素，顯然O元素主要以化合態(tài)存在于夾雜物中；焊縫基體則主要以Al、Mg合金元素存在，有少量Zn，焊縫中Zn元素為母材熔化時(shí)所帶入。

表3 A7N01S-T5焊縫區(qū)第二相及基體EDS分析 %

點(diǎn)蝕一般萌生于金屬表面化學(xué)性質(zhì)與物理性質(zhì)的不均勻處，如第二相沉淀、非金屬夾雜、鈍化膜缺陷部位，這些部位容易產(chǎn)生局部腐蝕。由于第二相中Mg、Zn的高化學(xué)溶解性，Mg、Zn等化學(xué)活潑元素將優(yōu)先選擇性溶解，同時(shí)導(dǎo)致不活潑元素Fe的富集，而Fe的富集將使第二相電位逐步變正，與α（Al）基體建立起新的腐蝕微電偶，被腐蝕后富Fe的第二相作為陰極，其附近的α（Al）基體作為陽(yáng)極并發(fā)生陽(yáng)極溶解[7-8]，不斷發(fā)生如下電化學(xué)反應(yīng)：

圖4 焊縫區(qū)在腐蝕疲勞過(guò)程中表面形貌變化（3.5%NaCl溶液）

隨著腐蝕疲勞時(shí)間的增加，焊縫基體不斷溶解，點(diǎn)蝕坑數(shù)量和面積均在不斷增加，同時(shí)蝕坑在深度和直徑方向不斷長(zhǎng)大（見(jiàn)圖4d～圖4h），導(dǎo)致第二相與基體的結(jié)合力逐漸減弱，在持續(xù)交變應(yīng)力的作用下，部分較大尺寸點(diǎn)蝕坑內(nèi)的第二相脫離基體，表現(xiàn)為深邃的“小黑洞”（見(jiàn)圖4 f）。

腐蝕疲勞36.5 h時(shí)，試樣斷裂。由于蝕坑尺寸不斷長(zhǎng)大，部分距離較近的蝕坑相連在一起，相鄰蝕坑間之間的“壁壘”被溶解而形成更大尺寸的腐蝕坑，蝕坑內(nèi)部晶粒被腐蝕、脫落，腐蝕疲勞“短裂紋”沿著點(diǎn)蝕坑周?chē)壬▓D4h～圖4i）。

另一方面，在交變應(yīng)力和腐蝕介質(zhì)的持續(xù)交互作用下，大部分點(diǎn)蝕坑內(nèi)的第二相已經(jīng)脫落，蝕坑內(nèi)新的裸露金屬處于活性溶解狀態(tài)，坑外金屬相對(duì)處于鈍化狀態(tài)，蝕坑內(nèi)外又處于一個(gè)很大的活化——鈍化電池，在蝕坑內(nèi)部，新裸露金屬作為陽(yáng)極而不斷溶解，產(chǎn)生可溶性金屬離子。為了維持內(nèi)部溶液電中性，蝕坑外侵蝕性陰離子（如Cl-）不斷向蝕坑內(nèi)遷移，蝕坑內(nèi)Cl-濃度升高并促進(jìn)水解反應(yīng)：

蝕坑內(nèi)溶液PH值降低，也會(huì)加速點(diǎn)蝕的迅速發(fā)展。

3 結(jié)論

（1）焊縫區(qū)點(diǎn)蝕坑彌散分布于α(Al)基體，點(diǎn)蝕坑主要在富含F(xiàn)e的第二相附近的基體處萌生，點(diǎn)蝕機(jī)理為陽(yáng)極溶解。

（2）隨著腐蝕疲勞試驗(yàn)時(shí)間的增加，點(diǎn)蝕坑不斷長(zhǎng)大，相鄰蝕坑連在一起形成更大尺寸點(diǎn)蝕坑，焊縫金屬腐蝕疲勞短裂紋沿著點(diǎn)蝕坑周?chē)壬?/p>

[1]肖紀(jì)美.腐蝕控制總論——材料的腐蝕及其控制方法[M].北京：化學(xué)工業(yè)出版社，1994.

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Corrosion fatigue crack initiation behavior of A7N01S-T5 aluminum alloy welding metal

XU Xiaolong1，CHEN Hui1，LI Peng2，WANG Xiaomin3，GOU Guoqing1
（1.School of Materials Science and Engineering，Southwest Jiaotong University，Chengdu 610031，China；2.CSR Qingdao Sifang Co.，Ltd.，Qingdao 266111，China；3.School of Life Science and Engineering，Southwest Jiaotong University，Chengdu 610031，China）

By taking welding metal of a typical aluminium alloy profile A7N01S-T5 on the high-speed train as research object，this paper researched the corrosion fatigue crack initiation process under different time nodes with SEM，and the change of microstructures and chemical composition of second phase particles were analyzed.The results showed that corrosion pits initiated around the second phase particles as a result of anodic dissolution，and short corrosion fatigue cracks in the welding metal formed and propagated around the pits under the action of alternating stress.

A7N01S-T5 aluminium alloy；welding metal；corrosion fatigue；crack initiation

TG405

：A

：1001-2303（2015）10-0050-04

10.7512/j.issn.1001-2303.2015.10.11

2015-03-17；

：2015-06-17

徐曉龍（1988—），男，四川達(dá)州人，碩士，主要從事高速列車(chē)鋁合金焊接及服役行為評(píng)價(jià)、焊接材料的研究工作。