朱瑞棟，劉 建，汪 任，何亞玲

（1.中車青島四方機車車輛股份有限公司，山東青島266111；2.西南交通大學生命科學與工程學院，四川成都610031）

粗晶層對A7N01S-T5鋁合金應力腐蝕性能的影響

朱瑞棟1，劉 建1，汪 任1，何亞玲2

（1.中車青島四方機車車輛股份有限公司，山東青島266111；2.西南交通大學生命科學與工程學院，四川成都610031）

通過四點彎梁應力腐蝕試驗，研究不同截取位置的A7N01S-T5鋁合金母材和焊接接頭在3.5％NaCl溶液中的耐應力腐蝕性能。運用光學顯微鏡、掃描電鏡及激光共聚焦顯微鏡檢測四種試樣的顯微組織和腐蝕形貌。結(jié)果表明，四種試樣的腐蝕形式均由表面點蝕向內(nèi)部沿材料的擠壓方向擴展，最后呈現(xiàn)剝層腐蝕的特征。具有粗晶層試樣的耐應力腐蝕性能明顯優(yōu)于去除粗晶層后的試樣，焊接接頭熱影響區(qū)的耐應力腐蝕性能最差。

A7N01S-T5鋁合金；四點彎梁應力腐蝕；焊接接頭；粗晶層

0 前言

A7N01屬7000系鋁合金中的Al-Zn-Mg系鋁合金，具有較高的強度且擠壓性能好、焊接性能好，是最理想的焊接結(jié)構(gòu)材料[1-2]，但在應力與腐蝕環(huán)境的共同作用下易發(fā)生應力腐蝕開裂（SCC），進而導致各方面失效。而焊接接頭由于結(jié)構(gòu)的不均質(zhì)性，其耐蝕性無法與母材相比，尤其是對SCC。焊接接頭各微區(qū)的組織及成分具有較大的差異性，從而導致其電化學腐蝕更易發(fā)生，增加了接頭的SCC敏感性[3-4]。

A7N01鋁合金在熱處理過程中，表面容易形成一層粗晶層，粗晶層晶粒粗大，會對金屬的力學性能產(chǎn)生不利影響。寧永照等人在研究LY12CZ鋁合金粗細晶粒的性能時發(fā)現(xiàn)，無論是橫向、縱向還是高向，細晶區(qū)的強度、彎曲及拉伸疲勞性能都高于粗晶區(qū)，但粗晶區(qū)的耐應力腐蝕性能比細晶區(qū)的高2～3倍[5]，且粗晶區(qū)的抗電化學腐蝕能力較細晶區(qū)

的更強，說明粗晶層是一種有效的腐蝕阻擋層[6]。本研究通過在A7N01S-T5鋁合金的粗晶區(qū)及細晶區(qū)分別取樣，進行四點彎梁應力腐蝕試驗，考察表面粗晶層對母材和焊接接頭耐應力腐蝕性能的影響，為后續(xù)的研究工作提供基礎的數(shù)據(jù)和參考。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗母材為板厚13 mm的A7N01S-T5型材，采用直徑1.2 mm的ER5356焊絲，保護氣體為99.99％的氬氣，A7N01S-T5型材及焊絲化學成分見表1，焊接參數(shù)如表2所示。分別在A7N01S-T5母材上表面和距其上表面5 mm處平行取樣（垂直于擠壓方向），命名為1#、2#；在A7N01S-T5焊接接頭上表面和距其上表面5 mm處平行取樣，命名為3#、4#；試樣尺寸均為130 mm×15 mm×2 mm，待測試樣如圖1所示。

表1 A7N01S-T5型材及焊絲化學成分Tab.1Chemical compositions of A7N01S-T5 profiles and welding wire％

表2 焊接工藝參數(shù)Tab.2Welding process parameters

圖1 待測試樣Fig.1Specimen of stress corrosion

1.2 母材顯微組織

沿7N01S-T5母材板長度方向取尺寸30 mm× 13 mm×13 mm的試樣，預磨、拋光后使用混合酸（HF：HCl：HNO3：H2O=2：3：5：90）浸蝕，觀察浸蝕后試樣的金相顯微組織，檢查其表面是否存在粗晶層，以此對該材料的性能進行定性分析。

1.3 試驗方法

四點彎梁應力腐蝕試驗根據(jù)GB/T15970.2-2000《金屬和合金的腐蝕應力腐蝕試驗第2部分：彎梁試樣的制備和應用》進行，腐蝕液選用3.5％的NaCl溶液，試驗溫度25℃±1℃，濕度45％～70％，每隔1天補充腐蝕液（2％），每周更換一次腐蝕液。試驗周期為：在空氣中暴露50 min，在鹽水中浸漬10 min，往復循環(huán)。分別在腐蝕的第3d、7d、14d、21 d和28 d取出試樣，用CrO3-H3PO4清洗腐蝕產(chǎn)物后稱取質(zhì)量，計算試樣失重情況，通過光學顯微鏡、掃描電鏡及激光共聚焦顯微鏡觀察表面腐蝕形貌。

1.4 應力加載

試驗采用四點彎梁方式加載應力，借助夾具將試樣彎曲至一定撓度后固定位移，如圖2所示。

圖2 四點彎梁示意Fig.2Schematic diagram of four-point bending

母材和焊接接頭試樣分別加載兩種不同大小的應力，3個平行樣。應力加載結(jié)果如表3所示。

加載撓度為

式中σ0=245 MPa（A7N01屈服強度）；彈性模量E=69×109Pa；t為試樣厚度（單位：m）；H=0.112 m；A=0.026 6 m；y為撓度（單位：mm）

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 母材顯微組織觀察

圖3a為母材深度方向的宏觀組織形貌，該母材上下表面存在明顯的粗晶層，晶粒肉眼即可見，十分粗大，晶界數(shù)量遠遠少于中間層細晶區(qū)。通過測量，上表面粗晶層厚度高達3 mm，其中粗大的

晶粒直徑達2.304 mm（見圖3c）。母材中間層形貌則為因擠壓變形后呈纖維狀的細小晶粒（見圖3d），沿擠壓方向排列成行。

表3 試樣應力加載Tab.3Stress loading level of sample

圖3 母材金相顯微組織Fig.3Metallographic microstructure of base metal

2.2 四點彎梁應力腐蝕

2.2.1 母材的腐蝕形貌

由圖4可知，1#試樣在腐蝕3 d后，試樣表面光澤度較暗，有少量腐蝕的痕跡。腐蝕7 d后，由于在兩端部夾具頭部較尖，則存在應力集中使得尖端附近有腐蝕點生成，撓度最大處附近較灰暗。腐蝕14 d后，表面明顯變得灰暗，整體分散的存在著各種腐蝕坑，在尖端處腐蝕產(chǎn)物更是明顯，有大片的腐蝕產(chǎn)物存在。腐蝕21 d后，試樣1-1～1-3發(fā)生斷裂，且表面粗大的腐蝕坑成片狀分布，開裂處腐蝕坑更是粗大，甚至連片脫落，對其斷口進行掃描電鏡分析，形貌如圖5所示。

1#試樣位于粗晶層區(qū)，組織晶粒粗大，晶界明顯，腐蝕處呈現(xiàn)窟窿狀，有塊狀掉渣的跡象，斷口中未看到冰糖塊狀花樣或泥狀花樣，腐蝕斷裂主要為粗大晶粒腐蝕脫落所致。

2#試樣隨著腐蝕時間的延長，試樣表面的光亮度逐漸下降，與夾具接觸處的腐蝕黑點也逐漸增多。腐蝕28 d后，試樣表面變得灰暗，點狀腐蝕坑已成片存在，有開裂的傾向。

2.2.2 焊接接頭的腐蝕形貌

圖6為3#、4#試樣在3.5％NaCl溶液中浸泡

28 d腐蝕后的激光共聚焦顯微形貌，腐蝕面積率及腐蝕深度如表4所示。

圖4 母材腐蝕形貌Fig.4Corrosion morphology of base metal

由表4可知，有粗晶層的3#試樣的腐蝕面積率、蝕坑最大深度及平均深度均小于去除粗晶層的4#試樣，表明其耐應力腐蝕性能優(yōu)于4#試樣，腐蝕規(guī)律與母材試樣一致，且兩種試樣的腐蝕程度均是熱影響區(qū)＞母材區(qū)＞焊縫區(qū)。由于Zn、Mg元素是A7N01鋁合金中的主要強化相，經(jīng)長期時效后，晶界上會析出平衡相MgZn2（η相）或Al2Mg3Zn3（T相），在腐蝕介質(zhì)中，這些富鋅相的電位相比于周圍基體的更負，導致其成為陽極而發(fā)生腐蝕溶解，所以焊接接頭的母材區(qū)具有一定的SCC敏感性。而熱影響區(qū)由于焊接熱輸入導致組織的不均勻化，使熱影響區(qū)成為整個焊接接頭中最易受到腐蝕的部分，富鎂含量的ER5356焊絲使焊縫處析出電位較高的Mg5Al8相，在腐蝕介質(zhì)中構(gòu)成陰極區(qū)，而電位較低的熱影響區(qū)作為陽極而優(yōu)先溶解腐蝕，耐蝕性較差。

2.2 .3腐蝕失重

圖5 1#試樣斷口掃描電鏡形貌Fig.5Fracture SEM morphology of sample 1#

圖6 焊接接頭試樣腐蝕28 d后的LCSM微觀形貌Fig.6LCSM morphologies of welding joints after 28 d immersion time

表4 28 d腐蝕后LCSM表面腐蝕數(shù)據(jù)Tab.4Data of corrosion surface LCSM for 28 d

不同材料、不同部位試樣的腐蝕失重曲線如圖7所示。由圖7可知，各試樣的失重均隨時間的延長而增大，但在腐蝕后期，試樣的失重速率會逐漸呈下降趨勢，這是由于腐蝕產(chǎn)物在試樣表面堆積從而阻止了腐蝕液的浸入所致。失重曲線對數(shù)擬合相關性較好，相關系數(shù)R2均大于0.97。焊接接頭試樣（3#、4#）在腐蝕短期14 d內(nèi)失重增長快，其腐蝕失重較母材試樣（1#、2#）的更為明顯，具有粗晶層的1#、3#試樣較去除粗晶層的2#、4#失重小，表明粗晶層能夠明顯降低材料的應力腐蝕敏感性，增強耐蝕性，具有一定的保護作用。7000系鋁合金應力腐蝕

一般是在拉應力和腐蝕環(huán)境的共同作用下沿晶界擴展，因此晶界起著非常重要的作用[7]。對于細晶組織而言，晶粒細小，存在亞晶界，晶界數(shù)量較多，腐蝕介質(zhì)易于從眾多晶界穿透，裂紋易連續(xù)擴展，從而加速了應力腐蝕傾向。而粗晶組織晶粒粗大，大角晶界較少，裂紋擴展通道也相應減少，裂紋發(fā)生停滯或沿晶間迥轉(zhuǎn)，所以擴展較慢[5，8]，且粗晶組織的屈服強度較低，位錯運動阻力較小，裂紋尖端擴展易發(fā)生滑移，使應力腐蝕強度因子增大[9]。同時粗晶組織能減輕基體中晶界附近H原子聚集，從而降低了SCC敏感性[10]。因此，材料表面的粗晶層能有效阻擋應力腐蝕，一旦該層被腐蝕介質(zhì)滲入，粗晶層發(fā)生破裂，就無法阻止裂紋的擴展，當其超過材料的斷裂強度極限時，試樣就會斷裂失效，所以取自母材上表面的1#試樣在腐蝕21 d后發(fā)生斷裂[6]。

圖7 不同材料不同部位試樣的腐蝕失重曲線Fig.7Mass loss curves of samples of different materials in different parts

3 結(jié)論

（1）四種試樣的腐蝕均由表面點蝕沿擠壓方向向內(nèi)部擴展，最后呈現(xiàn)剝層腐蝕的特征。

（2）去除粗晶層的2#試樣晶粒細小，呈現(xiàn)纖維狀，在腐蝕28 d后未出現(xiàn)斷裂；具有粗晶層的1#試樣晶粒粗大，大角晶界較少，能有效降低合金試樣的應力腐蝕敏感性，在腐蝕21 d后試樣斷裂。

（3）A7N01S-T5焊接接頭試樣在腐蝕28 d后，各微區(qū)均未出現(xiàn)應力腐蝕開裂，SCC敏感性為：熱影響區(qū)＞母材區(qū)＞焊縫區(qū)，去除粗晶層＞具有粗晶層。

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Effect of coarse-grained layer on stress corrosion cracking sensitivity of A7N01S-T5 aluminum alloy

ZHU Ruidong1，LIU Jian1，WANG Ren1，HE Yaling2
（1.CRRC Qingdao Sifang Co.，Ltd.，Qingdao 266111，China；2.School of Life Science and Engineering，Southwest Jiaotong University，Chengdu 610031，China）

The SCC properties of the different locations of A7N01S-T5 aluminum alloy base metal and welded joints were investigated by four-point bending stress corrosion test in 3.5％NaCl solution，the microstructure and corrosion morphology were examined by optical microscopy（OM），scan electron microscopy（SEM），and laser confocal scanning microscope（LCSM）.The results showed that the corrosion forms of four samples were from the pitting on the surface expanding to the interior of sample along the extrusion direction，finally presented the characteristics of exfoliation corrosion，the sample with coarse-grained layer had a better SCC resistance，and HAZ was the most sensitive corrosion zone in welded joint of A7N01S-T5.

A7N01S-T5 aluminum alloy；four-point bending stress corrosion；welded joints；coarse-grained layer

TG457.14

A

1001-2303（2016）08-0096-06

10.7512/j.issn.1001-2303.2016.08.23

2016-03-31

朱瑞棟（1988—），男，四川遂寧人，碩士，主要從事焊接應力與變形研究工作。