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扬州市迎松静电喷塑厂

Yangzhou Yingsong Electrostatic Spraying Factory

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高速列车车体用铝合金的抗应力腐蚀性能

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发布时间:
2021-12-01 05:17:54
【摘要】:

近年来,高速列车的快速发展对车体的轻量化提出了更高的要求。高速铁路车辆采用铝合金空心结构,与钢结构相比,自重减轻35%~66%,效率提高,节能10%以上。5.6、7系列铝合金以其优异的性能被用于制造高速列车车体的主要部件,对车体的安全运行起着至关重要的作用。

工业废气、汽车尾气和海洋氯离子形成的No-3和so-42容易对汽车用铝合金造成腐蚀损伤。特别是,7系列高强度铝合金对应力腐蚀开裂(SCC)非常敏感。使用过程中,应力腐蚀是铝合金构件失效的主要原因。陈晓明等人认为,影响7000系列铝合金SCC敏感性的因素很多,如热处理工艺、外部环境、电化学效应等。

根据两种不同的加载方式,对5、6、7系列车体铝合金进行了应力腐蚀试验,讨论了其抗应力腐蚀开裂性能,并对高速列车车体制造和运行过程中车体铝合金的应力腐蚀行为进行了评价。

1试验原理

应力腐蚀试验(SCC)分为恒载荷试验和恒位移试验。本文采用机械预制裂纹试件。对试样进行机械切口,并预制疲劳裂纹。通过施力点施加恒定载荷或恒定位移,试验化学腐蚀性介质中进行。通过观察其表面和断口形貌来判断其应力腐蚀敏感性。恒位移应力腐蚀试验中,采用三点加载法,最大应力出现凸面中部,并与外支点线性减小,为0。根据GB/T 15970.2-2000《弯曲梁试件的制备和应用》,三点弯曲凸面中点处的弹性应力如下:

   σ为最大拉应力;E为弹性模量;B是样品的厚度;Y为三点弯曲凸体的最大挠度;H是外支点间距。

悬臂梁样品用于恒载试验,如图1所示。

利用引伸计采集的数据曲线和试样的断口形貌判断是否发生应力腐蚀开裂。

根据弹塑性力学原理,试样的弯矩为

式中:M0为夹具自重产生的弯矩;F为可调载荷;L是负载臂。

根据GB/T 15970.6-2007《预裂试件的制备和应用》,计算的初始应力强度因子为

其中:α=1-(a/W);A为断裂裂纹长度;W是试样的宽度。

2测试内容

对于高速列车中常用的5083p-h111、6005a-t6和7n01p-t4铝合金,通过恒定位移和恒定载荷比较应力腐蚀性能。三种铝合金材料的化学成分和机械性能如表1和表2所示。


试验应按照iso7539-2003《金属和合金腐蚀应力腐蚀试验》进行。恒位移应力腐蚀试验时,每组材料的试件数量为2件,试样B=6mm,w=12mm,三点弯曲跨度为60mm。为了使试验具有可比性,三种材料上加载的最大应力应接近材料屈服强度值。样品装载量见表3。放入定期腐蚀试验箱进行腐蚀,室温下温度为25℃,腐蚀溶液为质量分数为3.5%的NaCl溶液,箱内相对湿度为70±5%,腐蚀时间为80d

恒载应力腐蚀试验采用线切割缺口试样,用钼丝直径切割Φ≤ 0.2mm,B=6mm,w=12mm,缺口长度2mm,预制疲劳裂纹YK-1音叉疲劳开槽机上进行。疲劳裂纹预制完成后,试样缺口两侧粘贴刀口,cfw-150悬臂应力腐蚀耐久性试验机上加载,并将裂纹区域浸入质量分数为3.5%的NaCl溶液中。试验中用引伸计监测刀口张开位移δ,观察采集的δ-T曲线,判断裂纹萌生时间,δ-对于T曲线无变化的试样,应适当延长试验时间。试验结束后,wdw-3100拉压试验机上用三点弯曲法对腐蚀试样进行断裂,并用jsm-6490lv扫描电镜(SEM)观察腐蚀断口和腐蚀产物的形貌。

3测试结果和讨论

3.1恒载应力腐蚀

3.1.1恒载试验结果及数据见表4。

由表4可以看出,当试样的最大弯矩为27.13 n·m时,5083p-h111和6005a-t6铝合金不存应力腐蚀开裂,7n01p-t4试样存明显的应力腐蚀开裂。

为了获得7n01p-t4铝合金SCC开裂的临界应力值并逐渐减小加载弯矩,从表4可以看出,当Hz-4~Hz-10试样的加载弯矩减小到7.255N·m(试验装置可加载的最小弯矩)时,Hz-10样品中仍存应力腐蚀开裂。因此,可以推断7n01p-t4铝合金的K I SCC值应低于11.238 MPa·M1/2

Hz-10试样承受7.255N·m最小弯矩时仍发生应力腐蚀,表明7n01p-t4铝合金构件含有氯离子的潮湿环境中,裂纹前端Kii>11.238MPa·M1/2时发生应力腐蚀失效。

假设应力腐蚀裂纹尖端简单且完全笔直,则可根据方程式(4)获得疲劳裂纹尖端处的法向应力。以加载试样上最小k1scc的Hz-10试样为模型,mmin=7.255N·m,试样的有效宽度和有效厚度分别为5.735和5.90mm,则公式为:

   σ产生加载试样的应力;WZ是试样的弯曲截面系数。

计算σ=224。3 MPa,这是理想力学模型下估算的。

由于试样厚度的限制,该值理论上略高。对于7n01p-t4铝合金母材,其抗拉强度σB为460MPa,σ/σB=0.488,再次证明7n01p-t4铝合金试验中对应力腐蚀高度敏感。

3.1.2试样裂纹的宏观形貌

恒载应力腐蚀试验中,5083p-h111和6005a-t6铝合金母材表面无应力腐蚀裂纹,7n01p-t4母材表面无应力腐蚀裂纹,表面有小的应力腐蚀裂纹。宏观形态如图2所示。

从图2可以看出,5083p-h111和6005a-t6铝合金试样的疲劳裂纹下,只有腐蚀产物的积累,没有应力腐蚀。7n01p-t4的Hz-4试样疲劳裂纹下存明显的应力腐蚀分叉裂纹。主裂纹较直,小裂纹随机分布。

3.1.3试样断口的宏观形貌

恒载应力腐蚀试验中,系列5、6和7铝合金试样的宏观断口形貌如图3所示。

图3(a)中,Hz-1试样断口平整、细小,无应力腐蚀槽。图3(b)中,Hz-2样品预制疲劳区内的断裂较为粗糙,线性凹槽延伸至线切割缺口,但疲劳裂纹前端没有应力腐蚀裂纹和应力腐蚀裂纹。图3(c)中,Hz-4试样断口上的应力腐蚀区存明显的应力腐蚀裂纹,疲劳区也出现较深的线性凹槽,延伸至线切割区。图3(d)显示了Hz-10样品最小载荷下腐蚀12天后的断裂图。疲劳裂纹的前段有轻微的应力腐蚀裂纹,表明应力腐蚀刚刚开始,疲劳裂纹区域上的线性沟槽也有扩大和加深的趋势。

3.1.4试样断裂的微观形貌

应力腐蚀试样断口的SEM如图4所示。

图4(c)中,5083p-h111断裂的疲劳区平直,无褶皱,多个凹坑排列无序。它的尺寸比塑性区的凹陷小得多。凹坑非常浅,因此可以认为没有应力腐蚀。腐蚀溶液中的Cl-吸附试样表面,氧化膜损伤趋势增加。从变形组织特征可以看出,试样表面的点蚀将向纵深发展,并沿晶间纵向和横向扩展,直至晶界β处的点蚀相被腐蚀,晶粒脱落。当腐蚀坑沿晶粒相互连接时,层状金属脱落。图4(a)中,6005a-t6疲劳区断口上有许多平行链状凹坑,其方向与板厚方向平行。同时,断口上可见明显的线性沟槽,其方向与点蚀方向一致。据推测,线性槽从链坑延伸而来。线性槽附近的区域a进行能谱分析,结果如图5所示。

从图5可以看出,a区镁含量为1.82%,高于标准0.4%~0.8%。当镁含量较高时,合金的耐蚀性相对较差,导致链状凹坑。

图4(b)显示了7n01p-t4样品SCC区前部的塑性压缩断裂带。许多次级裂纹平行分布,且未连接。裂纹起源于应力腐蚀裂纹尖端的应力腐蚀裂纹顶部。同时,裂纹间距和深度较小。它们与塑性压缩断裂时的主应力腐蚀裂纹无关。它们通过塑性压缩断裂区的韧窝,并扩展到塑性区。图4(d)显示了图4(B)中SCC前端的区域B。应力腐蚀裂纹的底部可以发现一种结晶糖状图案。腐蚀时间过长可能导致晶粒边缘变钝,第二相颗粒脱落可能形成空洞。图4(E)显示,7n01p-t4试样最小载荷作用下,疲劳区前段出现应力腐蚀开裂,裂纹附近覆盖了一层厚厚的腐蚀层,表明一旦应力腐蚀裂纹开裂,腐蚀溶液沿应力腐蚀裂纹浸润到材料的深度,导致深层材料继续受到应力腐蚀。

3.2恒定位移应力腐蚀

3.2.1试样裂纹的宏观形貌

恒定位移腐蚀试验中,样品表面的宏观形貌如图6所示。图6中,样品表面被灰色腐蚀产物覆盖。由于与钢材接触,三点弯曲支点处发生电化学腐蚀,出现点蚀和剥蚀。线切割口表面无裂纹,由于覆铝层的保护,样品表面其他部位无明显腐蚀。

3.2.2试样断口的宏观形貌

恒定位移应力腐蚀试验中,系列5、6和7铝合金腐蚀80天后压缩断裂后的宏观断口形貌如图7所示。

图7(a)和(b)中,5083p-h111和6005a-t6铝合金试样的断裂面齐平,机械缺口下部无应力腐蚀裂纹;图7(c)中,有明显的“舌”突起,由应力腐蚀裂纹形成,它们平行于板厚度方向,中间有细小的二次裂纹,它们彼此平行且不交叉。

3.2.3试样断裂的微观形貌

7n01p-t4铝合金试样发生应力腐蚀,断口扫描电镜如图8所示。

  

从图8可以看出,hw-5断口上存多条平行的应力腐蚀裂纹,裂纹平直不连续,存不连通的台阶裂纹,符合氢致断裂机理。hw-5断口微观形貌与图4(b)相似,证明7n01p-t4试样恒位移应力腐蚀试验中也发生了应力腐蚀。

4分析和讨论

铝合金应力腐蚀机理主要有三种理论:阳极溶解理论、钝化膜断裂理论和氢致开裂理论。Burleigh指出,7系列铝合金应力腐蚀的适用性按以下顺序降低:氢致开裂>钝化膜破裂>阳极溶解。7系列铝合金的许多失效分析结果中,认为氢导致应力腐蚀开裂。7n01p-t4铝合金中,锌和镁是形成强化相的主要合金元素,主要强化相为η(mgzn2)相。η共晶温度下,相的溶解度达到28%,室温下下降到4%~5%。具有较强的时效强化效果,时效时间越长,强化效果越显著。7n01p-t4铝合金轧制板的强度可达460MPaη左右,相容易晶界聚集形成细小连续的链状颗粒。图6中,应力腐蚀裂纹附近的Mg含量较高,除时效相变η外,除相偏析外,一些游离Mg晶界偏析。游离镁晶界的偏析将促进氢晶界的偏析。氢晶界的偏析会降低晶界结合能,促进裂纹扩展。阴极析氢反应产生的原子氢是铝合金潮湿空气中电化学腐蚀的主要来源。

根据对氢金属中行为的理解,应力腐蚀后,阴极析氢反应产生的活性氢原子可以扩散到铝合金中不溶相与基体之间的空隙中,这不仅使铝合金变脆,而且还形成氢分子。由此产生的巨大内压导致微裂纹,并协助局部应力劈裂和扩展裂纹;其次,由于氢具有应力诱导上坡扩散的特性,氢原子会裂纹尖端的应力集中处扩散和聚集。当氢含量增加到临界值时,裂纹将扩展,然后继续此过程。因此,裂纹可以不同的位置萌生和扩展。氢脆和应力腐蚀同时发生。应力腐蚀阴极反应引起的氢脆裂纹源区附近呈现典型的应力腐蚀特征,如图4(d)所示。图4(b)和图8中断口上的氢脆裂纹具有明显的特征。裂纹平直,无分叉。整个过程与焊接过程中的氢致裂纹非常相似,具有延迟和间歇性扩展的特点,是一种混合断裂。

氢致穿晶裂纹形成的推测解释了6系和7系铝合金断裂疲劳区线性槽的产生。6.7系列铝合金的不溶相呈链状分布晶界上,其方向与挤压或轧制方向平行。由于材料的力学性能与基体的不同,疲劳裂纹扩展时疲劳裂纹断口上形成了一条线性沟槽。当发生电化学腐蚀时,阴极析氢反应产生活性氢原子。它除了参与原位应力腐蚀外,还不溶相周围长时间扩散,聚集并结合成氢分子,引起内压促进裂纹的形成,使原始沟槽扩展并拉长成裂纹。6系列铝合金属于Al-Mg-Si系列铝合金。没有应力腐蚀。电化学腐蚀析氢反应的产氢量小,不足以扩展线性槽。5083p-h111是一种非热处理铝合金,不仅没有应力腐蚀,而且没有线性槽。

5结论

(1) 通过恒载荷和恒位移试验,5083ph111和6005a-t6铝合金的应力腐蚀敏感性较低,7n01p-t4易产生应力腐蚀裂纹,断口上有“舌”状突起;(2) 7n01p-t4铝合金k1scc值应低于11.238MPa·M1/2,对应的应力临界极值为224.3MPa,σ/σB=0.488,应力腐蚀敏感性高;(3) 应力腐蚀裂纹易产生二次微裂纹,应力腐蚀阴极反应引起的氢脆裂纹源区附近表现出典型的应力腐蚀特征,具有明显的岩糖型;(4) 应力腐蚀阴极反应引起的氢脆表明,疲劳区附近存氢致裂纹,这与7n01p-t4断口上的直槽一致。



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