（材料加工工程专业论文）a7n01s铝合金焊接接头应力腐蚀及晶间腐蚀行为的研究.pdf

摘要 近年来随着铁路客运量的日益增大，列车速度的提高，铝合金材料在铁道车 辆车体上得到了广泛的应用。因为铝合金材料在潮湿气体中具有s c c 敏感性，所 以有必要对其抗s c c 性能进行研究。 本文对应用于铝合金高速列车的a 7 n 0 1s ( 相当于国产7 0 2 0 铝合金) 和 a 6 n 0 1s 铝合金进行焊接工艺的设计，并且对两种铝合金焊接接头的各项力学性 能进行了研究。文中设计了一种用于研究铝合金应力腐蚀性能的简易试验装置， 进行了开缺口四点弯曲应力腐蚀试验。测定了焊接接头的硬度分布，分析了显微 组织结构、力学性能及抗应力腐蚀性能之间的相关性，对a 7 n 0 1 s 的应力腐蚀机 理和影响因素等进行深入的研究。文中还对a 7 n 0 1 s 铝合金焊接接头进行了晶间 腐蚀试验研究。 经试验研究发现，a 7 n 0 1 s 和a 6 n 0 1 s 铝合金焊接接头的硬度均以焊缝中心 线为对称轴近似呈对称分布。通过比较母材、焊缝和热影响区的应力腐蚀裂纹扩 展速率，得出热影响区中熔合线附近区域为应力腐蚀最敏感区域。a 7 n 0 1 s 铝合 金应力腐蚀裂纹形貌为树枝状，在裂纹尖端及主干处有细小的分枝，在应力腐蚀 裂纹的周围存在晶问腐蚀的现象，即在应力腐蚀裂纹主干及分支处均有网状晶间 腐蚀晶界。最后讨论了焊接工艺对应力腐蚀行为的影响，并提出了防止焊接应力 腐蚀的措施。 关键词：高速列车；a 7 n 0 1 s 铝合金；四点弯曲；应力腐蚀；晶间腐蚀 a b s t r a c t t h e s ey e a r s ，、i t ht h ea u g m e n to fr a i l w a yp a s s e n g e rv o l u m e ，t h ei n c r e a s eo ft h e s p e e do ft h et r a i n ，a 1 - a l l o ym a t e r i a li sw i d e l yu s e di nr a i l w a yv e h i c l eb o d y w o r k b e c a u s ea i a l l o yh a ss c cs u s c e p t i b i l i t yi nm o i s ta t m o s p h e r e ，i ti sn e c e s s a r yt os t u d y i t ss c cr e s i s t a n c e t h i sd i s s e r t a t i o ni sa b o u tt h ed e s i g no fw e l d i n gp r o c e d u r eo fa 7 n 01s ( c o r r e s p o n dt oh o m e m a d e7 0 2 0a l u m i n u m ) a n da 6 n 0 1sa i a l l o yw h i c ha r eu s e di n a l u m i n u me x p r e s st r a i n ，p a r t i c u l a ri n v e s t i g a t i o ni sc a r r i e do u ta b o u tm e c h a n i c a l p r o p e r t i e so ft h ew e l djo i n t af a c i l i t yf o rt h ee v a l u a t i o no fs t r e s sc o r r o s i o no fh i g h s t r e n g t ha l u m i n u ma l l o y sw a sd e s i g n e da n da p p l i e d t h es c cm e c h a n i s ma n dt h e f a c t o r si n f l u e n c i n gi to fa 7 n 01si s i n v e s t i g a t e db yp a r c r a k e d4 - p o i n tb e n ds c c e x p e r i m e n t i nt h i sd i s s e r t a t i o n ，i n t e r g r a n u l a rc o r r o s i o ne x p e r i m e n ti sc a r r i e do u t a b o u ta 7 n 0 1sa 1 - a l l o y a c o r r o d i n gt ot h ee x p e r i m e n t t h eh a r d n e s sd is t r i b u t i o no fa 7 n 0 1sa n da 6 n 01s b o t ha r ea p p r o x i m a t e l ys y m m e t r i c a lt ot h ec e n t e rl i n eo fw e l d e d jo i n t a f t e rc o m p a r e t h es c cc r a c kg r o w t hv e l o c i t yo fb a s em e t a l ，w e l dm e t a la n dh a z ，i tc a nb e c o n d u d e dt h a tt h ea r e an e a rt h ef u s i o nl i n ei nh a zi sm o s ts e n s i t i v et os c c t h e s c cc r a c ks h a p eo fa 7 n 01sa p p e a r sa sb r a n c h ，t h e r ea r et h i ne m b r a n c h m e n ta tc r a c k t i pa n dt h et r u n k t h e r ei si g cp h e n o m e n o na r o u n ds c cc r a c k ，t h e r ea r er e t i c u l a t e i g cg r a i nb o u n d a r ya l o n gt h et r u n ka n da tt h ec r a c kt i p a tl a s t ，t h ei n f l u e n c eo f w e l d i n gp r o c e d u r eo ns c ci sd i s c u s s e d ，a n dm e a s u r e st op r e v e n ts c ca r ep u t f o r w a r d k e yw o r d s ：e x p r e s st r a i n ，a 7 n 0 1sa l u m i n u ma l l o y ，4 - p o i n tb e n d ，s t r e s sc o r r o s i o n c r a c k i n g ，i n t e r g r a n u l a rc o r r o s i o n 独创性声明 本人声明所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作和耿1 岢酣 研究成果，除了文中特别加以标注和致谢之处外，论文中不包含其他人已经发表 或撰写过的研究成果，也不包含为获得苤鲞盘鲎或其他教育机构的学位或证 书而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中 作了明确的说明并表示了谢意。 学位论文作者签名：刘杨 签字日期：力唧 年 占月7e l 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解苤鎏蠢堂有关保留、使用学位论文的规定。 特授权鑫鲞盘堂可以将学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检 索，并采用影印、缩印或扫描等复制手段保存、汇编以供查阅和借阅。同意学校 向国家有关部门或机构送交论文的复印件和磁盘。 ( 保密的学位论文在解密后适用本授权说明) 学位论文作者签名： 划扬 签字日期：刁年占月1 7 日 翩躲儒 签字日期：硼年月f 7 日 第一章绪论 第一章绪论 1 1 铝合金在机车车辆上的应用 铝制列车因其减重性好、耐蚀性好、运行性好、维修费低等被当今世界各国 竞相研制和生产【l a j 。 与含铜耐磨钢车体结构相比，铝车可减重3 5 以上。由于重量减轻，在同样 牵引力条件下，可增加运量1 0 ，节能9 6 1 2 5 。同时由于铝材表面可自然产 生一层致密的氧化铝保护膜，它在大气中有很好的防腐能力。另外，铝合金车辆 运行时对线路和车辆本身损伤小，减少了维修费用。至1 j 1 9 9 1 年为止，世界上投入 运行的铝车已达3 0 0 0 0 辆以上。 研制铝车，寻找一种强度较高、挤压性好、焊接性好、耐蚀性好的车体、底 架、框架大型材用铝合金尤为关键。目前高速列车和地铁列车用大型铝合金型材 主要采用6 x x x 系或7 x x x 系t 5 或t 6 状态的复杂断面的空心型材和实心型材【4 1 。 从高速列车用铝材的发展趋势上看，在大型挤压铝型材的三个发展阶段中， 用材也在发生变化：第一阶段以5 0 8 3 和a 7 n 0 1 合金为主导地位；日本1 9 8 0 年开发 2 0 0 系车辆，其运行速度为2 1 0 k m h ，该车车体采用日本轻金属株式会社等开发的 薄壁宽幅型材，从车体所用材料看，型材主要用a 7 n 0 1 ，也有部分7 0 0 3 合金，板 材主要采用5 0 8 3 合金。第二阶段由于大型薄壁宽幅带筋板材和中空型材在车辆上 使用比例增加，挤压性能好i 拘a i - m g s i 系6 0 0 5 a ( 或6 n 0 1 ) 合金在列车上的用量迅 速增加。由于大型挤压型材与车体同长，全部为纵向长直焊缝，第二阶段比第一 阶段采用的合金焊接时发生变形的程度小。例如日本1 9 8 1 年制造的3 0 0 系山阳电 铁车体就是由6 0 0 5 a ( 或a 6 n 0 1 ) 型材构成，其中中空型材又占整个型材的6 4 3 。 以日本2 0 0 系车辆和3 0 5 0 系车辆为例，可以说明这一点。下图为日本2 0 0 系车辆示 意图5 1 。 第一章绪论 1 墙板；2 一外顶板；3 一补强；4 一车顶弯梁；5 一车顶端弯梁；6 一雨檐；7 一窗框； 8 一侧柱；9 一腰带；1 0 一补强；l l - g , l 梁；1 2 一横梁；1 3 一底架承梁 在欧洲也有类似情况：自1 9 7 9 年巴黎地铁首次采用6 0 0 5 a ( 相当于a 6 n 0 1 铝合 金) 铝型材以来，欧洲各国均己相继将其用于列车车体，如最近德国的i c e 高速 列车等。由此可见，大型型材在车辆上的应用正日趋广泛。 根据高速列车对不同部位材料性能的要求，不同的铝合金分别用于高速列车 的不同部位。a 7 n 0 1 铝合金抗拉强度、屈服强度高，硬度高，因此可用于承重 结构。但由于这两种合金的挤压性能不是很好，只能设计成小断面较短长度的铝 型材或板材。因此在车辆使用上，这类型材一般用在承力的牵枕缓部位。 a 6 n 0 1 铝合金具有中等强度，并且是以上铝合金中挤压性能最好的合金， 在底架、车顶、侧墙上的拼接型材均可采用这种材料。但这种合金的塑性、强度 指标不是很理想，需要设计成蜂窝结构以保证刚性。由于a 6 n 0 1 铝合金塑性相 对较低，对需要塑性成型的部件，一般不采用此合金。 日本铝合金车体结构材料使用最多的是a 7 n 0 1 ( 7 0 0 5 ) 合金。作为中等强度 结构材料，它具有良好的挤压性能和焊接性能。a 7 n 0 1 型材用于断面梁、底座、 门槛、侧面构建骨架、车体枕梁、车端墙等。近几年日本开发了挤压性能、焊接 性能和耐蚀性能更好的a 6 n 0 1 合金( 及6 0 0 5 合金的日产化) 生产的多孔复杂薄 壁空心型材，广泛代替a 7 n 0 1 型材作车体地板、侧板和顶板结构【6 】。 1 2 国内外铝合金车体的研究概况 铝合金车辆的发展是个比较缓慢的过程。1 9 5 2 年英国伦敦地铁的出现宣告了 首个铝合金车辆的问世，紧随其后出现了诸多的铝合金车辆，如加拿大多伦多地 2 第一章绪论 铁，瑞士联邦的铁路客车等。随着大断面铝型材的出现，焊接技术的进步，到了 二十世纪8 0 年代后期，铝合金在高速列车上的应用也在不断增加1 7 1 。 为适应列车的发展，世界各国均在大力发展制造铝合金车体，如德国、意大 利、加拿大、日本、瑞士、法国、丹麦等发达国家。在西欧，铝合金车辆每年约 以1 5 0 0 辆的速度递增，目前全世界铝结构车辆已超过5 0 0 0 0 辆。一些发展中国家 也正在集中力量，积极引进技术，开发研制铝合金车体。由此可以看出，在世界 范围内生产制造铝合金车体是铁路运输事业发展的必然趋势。 近年来随着铁路客运量的日益增大，列车速度的提高，国内外高速列车的技 术交流，铝合金产业的发展，中南大学、西南交通大学等院校，铁道部戚墅堰机 车车辆工艺研究所等科研院所和西南铝合金加工厂等企业对铝质高速客车和双 层客车及地铁车辆等进行了国产化的开发研制工作，为铝合金材料在铁道车辆车 体上的运用作好了准备。 1 9 8 9 年，长春轨道客车股份有限公司开发了首辆铝合金地铁车体，目前仍然 在北京运行。由于该车体制造工艺烦琐，平整度差而没有在市场上大面积推广使 用。1 9 9 6 年，铁道部组织人力、物力开发i c e 2 型铁路闭式型材结构铝合金车体， 长春客车厂采用德国进口材料，用简易自动焊设备和机加设备制造出了中国第一 台闭式和开式型材混合结构铝合金车体。该车体的制造成功，客观上促进了国内 企业对车辆用铝合金的技术研究和开发【8 】。 2 0 0 2 年，我国第一辆使用国产大型铝型材制造的列车车体在长春轨道客车股 份有限公司组装成功并通过测试。这辆我国自行研制的高速列车，将用于广深高 速铁路并延伸至香港线路。 随着国民经济的发展，我国将有一大批城市地铁和高速铁道项目陆续开工。 n 2 0 0 5 年，我国己建造1 0 0 0 0 余辆铝质车辆。完全可以预料，我国交通运输事业 的发展，特别是高速列车、双层铁道车辆以及地铁运输的发展，将使铝合金车辆 在交通运输业中得到迅速发展。 1 3 铝合金应力腐蚀及晶间腐蚀研究概况 1 3 1 应力腐蚀研究概况 铝合金的应力腐蚀开裂( s c c ) 是在2 0 世纪3 0 年代初发现的。它是指在拉应 力和腐蚀环境的共同作用下【9 。2 2 】，伴随着裂纹的发生和传播引起的延时破坏。其 特征是形成腐蚀一机械裂缝，即可以沿晶界发展，也可以穿过晶粒扩展。图1 2 为应力腐蚀产生条件的示意图。 3 第一章绪论 余缮i 抉遗扩廷建残 图l 一2 应力腐蚀产生条件示意图 为了扩大焊接用a j z n m g 系铝合金的应用范围，人们希望得到高强度可焊 a 1 - z n m g 合金，但实际开发却遇到很多困难。因为要提高合金强度，锌镁总含 量必须达到或超过7 8 ，这降低了抗应力腐蚀性能；如果加入大量的铜，成为 a i - z n m g c u 合金，能提高强度和抗应力腐蚀性能，但会严重损坏焊接性能【2 3 1 。 这些年来，关于应力腐蚀开裂和时效处理过程己经有大量的研究，目的是在 强度相同的情况下提高抗应力腐蚀性能。虽然应力腐蚀开裂的机制很复杂而且受 各种微观机制因素的影响，晶粒边界沉淀预先分解和由于氢原子在晶粒边界的聚 集产生的氢脆( 脏) 被认为是s c c 的机制。晶界沉淀物的数量和分布和晶粒边 界沉淀物的不连续性分别决定了7 x x x 高强铝合金的强度和抗应力腐蚀性【2 4 , 2 5 】。 7 x x x 系铝合金开裂的主要机制仍然不是很清楚，不同的作者对于阳极溶解和氢脆 分别提供了根据【2 6 ，2 7 】。b u r l e i g h 发表了一篇评论并且把s c c 机制划分为三个主要 类别：( a ) 阳极溶解；( a d ) ( b ) 氢致开裂；( i - n c ) ( c _ ) 钝化膜破裂( p f r ) 。经过对 许多论文的总结之后，他得出结论：7 0 0 0 系铝合金s c c 可以由这三种机制解释， 但是它们的适用性按以下顺序递减：h i c p f r a d 。图l 一3 为三种s c c 机制示 意图。 2 5 ( k i s c c a s ) 2 式中k i s c c 一临界应力强度因子( m p a m m ) ； g s 一抗拉强度( m p a ) 。 ( 3 - - 7 ) p ：竺0 8 1 s s 。 式中p 一施加的力( n ) ； m 一加载弯距( n m ) ； s 一下支点间距离( m m ) ； s l - 上支点间距离( m m ) 。 ( 4 ) 用酒精棉球擦拭试样表面并吹干，但要防止酒精进入疲劳裂纹表面。 ( 5 ) 将预先制备好的3 5 的n a c i 加入溶液盒中，使液面略高于试样，实验 中保持液面高度( 加入去离子水保持液面) 。 ( 6 ) 按计算的弯矩加载，加载时要平稳，缓慢，防止冲击载荷。 ( 7 ) 记录实验开始和断裂( 或截止) 的时间( 记录表3 - - 3 ) 。 ( 8 ) 用各试样所加的弯矩计算其真实的k ，k 1 2 一值， 3 3 试验结果分析 k = 塑铲 表3 3 为悬臂弯曲试样应力腐蚀试验记录。 2 4 ( 3 - - 9 ) 第j 章a t n 0 1 s 铝含台f 4 接接头的应力腐蚀及晶问腐蚀试验 3 3 1 裂纹宏观及接头金相 第组试样中1 号试样为焊缝中心开缺口，卜图为1 号试样经4 0 小h t 应力腐蚀 后的试验结果。试样经应力腐蚀前后宏观形貌对l t 立0 图3 - 3 所示n 对比图3 3 ( a ) 和幽3 3 ( b ) 可以发现，焊缝区域几乎没有腐蚀的现象，靠近熔台线附近的热影 响区被腐蚀的程度很深，材料表面有层很厚的腐蚀产物，母材t 也存在腐蚀产 物，但是腐蚀的程度没有热影响区深。 蒸黛糍孽羹 图3 3 应力腐蚀前后宏观形貌 图3 4 为试样经应力腐蚀后在光学显微镜下微观形貌图片。图3 4 c a ，b ) 为 应力腐蚀前后母材的微观组织，对比发现应力腐蚀前合金的主要强化相m g z n 2 均 匀弥散分布，部分固溶到基体中。应山腐蚀后，大部分m g z n ：成为阳极溶解到基 体中出现许多氧化物和夹杂物。 图3 4 ( c ，d ) 为应力腐蚀前后焊缝区域微观组织形貌圈。对比发现，应力腐 蚀前焊缝中心晶粒较粗大，呈等轴晶状，靠近熔合线的焊缝组织为柱状品组织。 应力腐蚀后晶粒比较细小，焊缝中存在氧化物，夹杂及气孔，这些缺陷都可以成 为应力腐蚀的裂纹源和扩展的通道，增加应力腐蚀的敏感性。 第三章a t n 0 1 s 铝台金焊接接头的应力腐蚀殛晶问腐蚀试验 从图3 - - 4 ( k ，i ) 中迹可以打到品问腐蚀的现象。在裂纹的附近【x 域出现了嘲 状的晶问腐蚀的组织。 ( e ) 应力腐蚀前熔合区x 2 0 0 ( f ) 应力腐蚀后熔台区x 2 0 0 第三章a 7 n 0 1 s 错含金焊接接头的麻力腐蚀及晶间腐蚀试骑 ( k ) 应力腐蚀裂纹中部x 5 0 0( i ) 应力腐蚀裂纹中部1 0 0 0 图3 4 应力腐蚀前后微观形貌 鬻缀该罐磁誓。，一。一瞩瓣瓣瓣鬟鬟一麟攀燃鬻黼獭灞 燃戮攀鬻蔓筝蠹量 ， 湖糕一獬嚣爨戮静螺?一躐鞣私|_i瓢黎纛燃蘩。溅黪嗡 鬻鬻一一0然鬻，爨一 簿。叠 ；_、一慧粪霉攀馨蔓黛鬻蒸霪鬻蘩勰饕篓蛾 肇溪潘一釜鋈鏊麓鬻 鬻誊董 曩 黪麓。囊誊黛勘鬻謦薹|臻鬻麓镶嘲壤黪鬻。黼 燃黧熏甥。瀵。糕键嚣黧_ 鬃戮良黔瓤囊薹意薹l巍辫薯。、磐；臻萋荟镳冀!，勤 瓣瓣黻鬻瓤。瓣荔骥嚣囊薹鬻 鼎擞鲞冀曩辑鼙口i掰瓢x曩。豫蕊g一鬟 曩_；1*麓博誊。t誓j叠。薯。毫嚣q d 獬燃黼溉蘩麒谶麓糍i：=蝴糍一秣鬻鏊黛i= 熏蓥蒸蘸蒸誉攀鬻一瓣隳鬓攀一 第三章a 7 n 0 1 s 铝台金焊接接头的应力腐蚀及品问腐蚀试验 筇二组试样巾2 号试样为热影响区开缺e l ，腐蚀时间为8 6 小时。圈3 5 中 ( a ) 和( b ) 为应力腐蚀前后的宏观形貌图。 蔫鏊l 图3 5 应力腐蚀前后的宏剃形貌 豳鬻爨 蓊霪霪毵蓊鬻蒸黪i i ij 嚣篓i ；i j j j ；| | 鬟 图3 6 为应力腐蚀后裂纹尖端形貌图。从图中可以看到裂纹出现明显的分叉 现象，具有咀显的应力腐蚀开裂现苏。裂纹呈现出树根状放射式生长，即一条主 裂纹带有几个裂纹分支，这反映了应力腐蚀开裂的发生和发展过程。腐蚀开始时， 应力和腐蚀的共同作用产生些微小裂纹；随着时间的延长这些小裂纹逐步扩 展，并= f 日互合并，形成条主裂纹，并带有若干分支裂纹。 应力腐蚀裂纹伴随着晶问腐蚀现象。在应力腐蚀裂纹间围出现了典型的网状 晶间腐蚀形貌。 第二组试样中3 号试样为母材开缺口。图3 - - 7 ( a ) 和( b ) 为腐蚀前后的宏观形貌 国。图3 8 ( a ) 和( b ) 为应力腐蚀裂纹尖端微观形貌图。裂纹分叉现象不明显，在 第兰章a t n o i s ；台金焊接接头的应力腐蚀及晶问腐蚀试验 裂纹尖端附近可以看到晶问腐蚀现象。 黧蠢妻 n 撼：妻鍪端蝴黼g # # j * l 揪麒黼；| | 羹辫鞲鼢 i 瀵鬟鬻瀚溺溺瀚黼 黧i 鬻黛纛 ( b ) 腐蚀后 图3 7 腐蚀前后宏观形貌阿 聪豳 鬟麟麓隧震戮鬓熏瓣蘩 辫鍪羹隧鬟嚣g 鏊i 鬓i 鬻鬻萋鬻鬻鬻攀鬻鍪滚l 颦鬻鬻鬻鬃鬈 黻缓纂鬻攀鏊鬻霪鬻鬻隳鬟黎鬓震鬻蒸霪 ( a ) 裂纹尖端x 5 0 0( b ) 裂纹尖端1 0 0 0 囤3 8 应力腐蚀裂纹尖端形貌阁 从金相显微镜下观察裂纹扩展所止的路径，a t n 0 1 s 铝合金s c c 裂纹属沿晶 型，且裂纹较深，宽度较窄，裂纹深、宽比相当大，前端尖细，深入到基体内部， 后端宽度较大，边缘较为圆滑。裂纹与试样受力的方向垂直，不发生塑性变形， 裂纹的后部处于镀层的缺陷处，此处基体腐蚀较为严重，裂纹穿晶向内扩展尽 管裂纹有分枝，但主裂纹的走向与拉应力相垂直。并且存在有与主裂纹面大致垂 直的近于等间编的二次裂纹。 从显微组织中看出，当试样在氢中浸泡后，其断口附近可见微裂纹呈币连续 分布，裂纹走向与拉伸轴垂直，随着氢浓度的增加，裂纹数量也增加。最终形成 沿晶断裂。试样中微裂纹往往与点蚀和夹杂物有关。 第三章a 7 n 0 1 s 铅合袅卅接接头的应力腐蚀驶品问j 暂蚀试验 在应力的作用下，裂纹尖端的腐蚀产物无法对合金形成有设的保护会不断 将台金基体暴露于腐蚀介质中。使得腐蚀区域进一步向径向发展。腐蚀和应力协 同作用下，上述过程小断进行，直至合金失效。 将试样在半厚度处沿平行r 表面切开，抛光，对其内部裂纹彤态进行观察。 图3 - - 9 ( a ) 和( b ) 为试样表【f i f 和中部麻力腐蚀裂纹形貌对比图，图3 - - 9 ( c ) 和( d ) 为裂 纹尖端在试样表面和内部形貌图。 ( a ) 试样雾鬻 飘 c ) 试样表面裂纹尖端x 1 0 0 0d ) 试样中部裂纹尖端x 1 0 0 0 图39 试样表面盐中部裂纹形貌对比 从凹3 9 国) 和( b ) 的对比中可以发现，试样表面裂纹周围存在品问腐蚀的现 象，但是现象没有图3 9 ( b ) 中内部裂纹用围明显。从图3 9 ( b ) 中可以很清晰的 看到晶问腐蚀从裂纹表面开始向材料内部扩展，而且可以清楚的看到晶间腐蚀典 型的网状晶界。 从图3 9 ( c ) 和( d ) 的对比中可以发现，试样表面应力腐蚀裂纹尖端周围晶间 第三章a 7 n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀及晶问腐蚀试验 腐蚀现象比较明显，裂纹尖端出现了分枝现象。试样中部裂纹尖端也存在晶间腐 蚀现象，裂纹发生了转向，裂纹分枝变得不明显。在裂纹尖端前方出现了间断的 裂纹缝。图3 - - 9 ( d ) 中裂纹的延伸部分为腐蚀后显现出的晶界。在试样表面几乎 观察不到这些现象。 分析试样表面裂纹和中部裂纹形貌的区别，因为试样表面处于平面应力状 态，中部处于平面应变状态，使氢更易在中部富集，所以试样中部裂纹尖端前缘 微裂缝更加明显。 3 3 2 裂纹扩展速率计算 当裂纹前端的k i k i s c c 时，裂纹就会随时间而长大。单位时间内裂纹的扩展 量叫做应力腐蚀裂纹扩展速率，用d a d t 表示。 裂纹扩展速率d a d t 是试样表面裂纹产生宏观分支时的平均裂纹扩展速率。由 于应力腐蚀裂纹形态的特征之一是除主裂纹外，常伴有微观及宏观分枝裂纹，且 分枝现象一般均发生于d a d t 基本上与裂纹顶端的应力场强度因子k i 无依存关系 的第1 i 阶段( u p 平台区) ，因此可以认为表中所给出的d a d t 实际上就是平台区的裂 纹扩展速率。 图3 1 0 ( a ) 为第一组中1 号试样应力腐蚀后裂纹扩展图。测得腐蚀后裂纹总 长度为3 0 3 2 1 m m ，缺口及疲劳裂纹总长度为2 9 0 r a m ，应力腐蚀裂纹扩展长度为 o 1 3 2 1 m m 。平均张裂进展速度：由应力腐蚀产生的最大张裂的深度除以试验时 间的值。v = 9 1 7 x 1 0 m s 。 图3 一l o ( b ) 为第一组中2 号试样应力腐蚀后裂纹扩展图。测得腐蚀后裂纹 总长度为3 2 9 4 7 m m ，缺口及疲劳裂纹总长度为3 1 m m ，应力腐蚀裂纹扩展长度 为0 2 9 4 7 m m 。v = i 3 5 x 1 0 - 3 p t m s 。 图3 1 0 ( c ) 为第二组试样中1 号试样应力腐蚀裂纹扩展图。测得腐蚀后裂 纹总长度为3 。1 9 4 6 m m ，缺口及疲劳裂纹总长度为3 0 m m ，应力腐蚀裂纹扩展长 度为0 1 9 4 6 m m 。v = 1 3 6 4 x 1 0 g m s 。 图3 1 0 ( d ) 为第二组试样中2 号试样应力腐蚀裂纹扩展图。测得腐蚀后裂 纹总长度为3 2 7 5 4 m m ，缺口及疲劳裂纹总长度为3 0 m m ，应力腐蚀裂纹扩展长 度为0 2 7 5 4 m m 。v = 1 9 1 3 1 0 一t a m s 。 图3 1 0 ( e ) 为第一组试样( 母材开缺口) 应力腐蚀裂纹扩展图。测得腐蚀 后裂纹总长度为4 1 8 1 3 m m ，缺口及疲劳裂纹总长度为4 0 m m ，应力腐蚀裂纹扩 展长度为0 1 8 1 3 r a m 。v = 1 2 6 x 1 0 一l a m s 。 图3 一1 0 ( f ) 为第二组试样( 母材开缺口) 应力腐蚀裂纹扩展图。测得腐蚀 后裂纹总长度为2 8 3 9 7 m m ，缺口及疲劳裂纹总长度为2 6 m m ，应力腐蚀裂纹扩 3 l 第二章a t n 0 1 s 锚台余焊接接又的应力腐蚀及晶间腐蚀试验 展长度为0 2 3 9 7 m m 。v = i6 6 5 x1 0 。! a m s 。 图3 一l o ( g ) 为第二组试样中2 号试样中部剖面应力腐蚀裂纹扩展图。测得 腐蚀后裂纹总k 度为46 4 9 6 m m ，缺口及疲劳裂纹总长度为30 r a m ，应力腐蚀裂 纹扩展长度为l6 4 9 6 m m 。v - 1 l4 5 6 1 0 - 3 l a m s 。 鬻圈 辫鹫赣誊鬻麟鬻誊碧i 攀溺麟滋缫霪鬟黼 a ) 1 一w 试样 b ) 2 一w 试样 ( c ) 1 一r 试样 ( d ) 2 - r 试样 第三辛a t n 0 1 s 铝台金焊接接头的应力腐蚀厦晶间腐蚀试验 l 溪 e ) i b 试样( f ) 2 一b 试样 ( b ) 2 - - r 试样中部剖面图 图3 1 0 应力腐蚀裂纹扩展图 3 3 3s c c 敏感性分析 黼 分别测得母材、焊缝和熔台区的裂纹扩展速率，结果表明熔台区的裂纹扩展 速率最大，具有较差的抗s c c 能力，是应力腐蚀开裂的薄弱环节。 合金的抗应力腐蚀性能和合金强度之间的关系如图3 1 1 所示。从图中可 以看出，随实效时间及温度的升高。强度开始呈上升趋势，伴随强度上升，抗 s c c 下降；当强度l 升到最高点，开始f 降，与此同时，抗s c c 也从最低点开 始提高。 第三章a t n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀及晶间腐蚀试验 俄 缆 段 巍 丸 农 强 性 i 一一 弘搬链 ， x ， 一一。 秘拨 ； 囊投嬲浅 实敢熬搜一 图3 1 l 抗应力腐蚀性能和合金强度之间的关系 采用h v a 一1 0 a 型维氏硬度计测量了焊接接头焊缝、热影响区、和母材三 个区域的维氏硬度，载荷为1 0 k g 。测点间距为2 m m 。图3 1 2 为第一组中1 号试样应力腐蚀前后硬度分布图。图3 1 3 为第二组中1 号试样应力腐蚀前后 硬度分布图。试样经应力腐蚀后各区域的硬度均低于腐蚀前的硬度。图3 一1 4 为 腐蚀前第一组和第二组试样硬度值的对比图。第二组试样的腐蚀时间约为第一组 的两倍，从中可以看出，除焊缝区域外，热影响区及母材区域第二组试样的硬度 均低于第一组，说明腐蚀时间越长，硬度降低越多。 允 奎 、一 倒 器 d i s t e n c et ow e l dc e n t e r m m 图3 一1 2 第一组试样腐蚀前后硬度分布图 第三章a t n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀及晶间腐蚀试验 o z _ ， 憾 髫 d i s t e n c et ow e l dc e n t e r m m 图3 1 3 第二组试样腐蚀前后硬度分布图 d i s t e n c et ow e l dc e n t e r ，mm 图3 1 4 三组硬度值对比图 3 4 接头晶问腐蚀试验 晶间腐蚀实验按照g b t7 9 9 8 - - 2 0 0 5 ：铝合金晶间腐蚀测定方法对a 7 n 0 1 s 铝合金进行晶问腐蚀试验。本方法是借助金相显微镜对腐蚀实验( 在氯化钠溶液 中，加入过氧化氢或盐酸，浸入试样，进行增强阴极去极化作用的晶问腐蚀加速 3 5 第三章a 7 n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀及晶问腐蚀试验 实验) 后的试样或未经腐蚀的试样或产品表面进行晶间腐蚀检查。 3 4 1 试验装置及试剂 ( 1 ) 装置：金相显微镜( 带刻度尺) ，抛光机。 ( 2 ) 试剂：过氧化氢( p i 1 0 9 m l ) ，盐酸( p 1 1 9 9 m l ) ，氢氧化钠溶液( 1 - - 9 ) ， 硝酸溶液( 3 + 7 ) ，氯化钠溶液：称取氯化钠5 7 0 0 0 0 9 置于烧杯中，加入1 l 水 ( 蒸馏水或去离子水) 混匀。 3 4 2 试样的制备 试样形状如图3 一1 5 所示，尺寸见表3 4 。每组取平行试样3 个5 个。 表3 4 晶问腐蚀试样尺寸 l a ! 。t j 誊 r ，a奢 l io1 wia 蓬 一 b 薹 | b 士o 0 0 5 w 上 0 2 wa 3 4 3 试验过程 图3 一1 5 晶问腐蚀试样图 ( 1 ) 试样预处理：对于无包铝试样，先用有机溶剂( 如汽油、乙醇、丙酮等) 擦净表面油污，然后将其浸入氢氧化钠溶液5 - - - - - 1 5 m i n 。取出试样，用水洗净， 再浸入硝酸溶液中，直到表面光洁。取出试样，用水洗净，备用。 ( 2 ) 试验溶液的配置：量取氯化钠溶液倒入容器，按每升溶液含1 0 m l 过氧化 氢的量，将过氧化氢加入，混匀。 第二章a 7 n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀厦晶问腐蚀试验 ( 3 ) 试样腐蚀：实验在3 5 2 的恒温卜进行，实验温度由恒温设备控制。 将试样用塑料线悬挂，并完全浸入刚配置好的实验溶液中。试样表血积与实验溶 液体积问的比值要小于2 0 m m 2 m l 。不同台金试样不能放入唰一容器，试样与容 器及试样之问不能柑互接触，实验时问为6 h 。腐蚀后的试样，用水洗净吹t 。 ( 4 1 金相检查：经腐蚀实验的试样，在垂直主变形方向的端切去( 小能用 剪切的方式) 5 r a m 。切后的截面按金相试样制各方法对试样磨制和抛光( 防止倒 角) l ：经浸蚀，通过金相显微镜( 放大1 0 0 倍5 0 0 倍) 观察，如有刚状品界出 现则为晶间腐蚀，测量其晶问腐蚀最大深度。未经腐蚀的试样可直接进行加工。 3 4 4 试验结果及分析 图3 1 6 叶1 ( a ) 和( b ) 为试样经腐蚀前后宏观形貌的图片。当试样浸入5 7 # l n a c i + o m l lh 2 0 2 溶液时，可以观察到一串串气泡冒出这是因为在全部p h 值 范围内铝合金都会发生析氧腐蚀。试样经腐蚀后，通过盒相显微镜进行观察。从 圈图3 一1 6 ( b ) 中看出，试样表面有黄褐色的腐蚀产物生成。试样经腐蚀后焊缝 区和熔合医的腐蚀程度明显不同，熔合线清晰町见，熔弁区腐蚀较严重。 i l 黼鎏 曩熏黪h 鬻嘲鐾露黧群蔫i 虢 。”i 一i 誊i 鹫蠹 粼溯疆糍，舞瑟熬 i 麓。 v 譬巍囊i 溺麟鳓霾鬟黼缀 ：i 。“蠢j 娥s搿鬻鬻瓣# 黪錾薹；i 醛 群嚣爱“。孽萋糍lc 墨翁戮簌爨篓冀戳薹莹l 鬟隧 i w 蠹黜日鳓崩i 稿鬻戮 。：；瓣藏霹翳# # 黧”“i 镕l 既 薯鬃勰。薹鬟糍? ；叠一篇i i 麓l嚣一瓣甥簌瓣# 麟o ；i 目臻 一i 鼙薹瓣勰黼鳓j i ：；i。! i 目赭蕊赫溉戳溢黼纛霹霜魏 ”荣囊糍篓囊戴骥誊薯_ i “赢薹蠹萎蘩i 鞠藤鬻瓣翱舞臻暖鞠骥蠢i 誊孽 i 缀鍪薹戮鍪凌畿薹；鏊t 滋鬻黼黼黼鞠熏黑瀚自鞫i 霹 图3 1 7 ( a ，b ，c ，d 和e 1 为焊缝区域晶间腐蚀的图片，晶叫腐蚀从试样的 表面开始，向内部扩展，在气孔和夹杂物的周【封晶间腐蚀得到继续扩展。罔中黑 色接近圆形点状物质为夹杂物。网状区域组织比较少。从图3 1 7 ( e ) 中可见，在 晶问腐蚀试验中点蚀现象比较明显。 图3 1 7 ( 0 为母材品间腐蚀后得到的组织，只能观察到很少量的网状组织。 和焊缝的组织对比发现，母材的抗晶间腐蚀性能优于焊缝。 图3 1 7 ( g ，h ) 为母材和焊缝经过晶间腐蚀后又进行侵蚀得到的组织，通过 和晶间腐蚀前的组织进行对比发现，腐蚀后晶界析出的沉淀物及夹杂物增多了。 第：章a t n 0 1s 铝台金焊接接头的应力腐蚀及晶腐蚀试验 通过试验研究发现，因为a 7 n 0 1 s 铝台金m g 和z n 的含量较高，所以品界处 m g 和z n 的含量 目对也较高，形成阳极通道，易发生晶问腐蚀和品格的孔蚀。溶 质元素的偏聚增加，品问腐蚀的敏感性也增加。而且a 7 n o l s 铝合金主要沉淀相 为m g z n 2 ，沉淀相溶解为阳极，形成i j f l 极通道，也使晶| 百j 腐蚀的敏感性增加。 此外，心为a 7 n 0 1 s 锚合金m g 和z n 的含量较高，使得焊接过程中产生的7 i 扎 和夹杂缺陷比较多，气孔增加了点蚀的敏感性而且气孔和夹杂周围品间腐蚀的 敏感性也增加了。 a ) 焊缝川o ob ) 焊缝，2 0 0 c ) 焊缝2 0 0d ) 焊缝x 5 0 0 第二章a t n 0 1 s 锅合金蚪接接头的应力腐蚀及品删腐蚀试验 e ) 库蕴。l o o 翳 鬃鬻鬟瀵 f ) 母材x 2 0 0 飘瓣黧熏 g ) 焊缝1 0 0( h ) 母材x 2 0 0 罔3 1 7 试样晶间腐蚀后的微观图 i n s k r b e t o w e l dc i 目r r m a 幽3 1 8 晶间腐蚀前后硬度 麓鬟鞣黪麟 | | 囊溉鹾麟 鍪嚣瓣瓣麓罐蕊瓣瓣 第三章a 7 n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀及晶间腐蚀试验 因为晶间腐蚀会降低材料的强度和塑性，疲劳性能，减少其使用寿命。所以 对晶问腐蚀前后试样的硬度进行了对比。图3 1 8 为腐蚀前后的硬度图。从图中 可以看出，腐蚀后材料的硬度值在各个区域均低于腐蚀前的硬度。 发生晶问腐蚀的原因常常是在金属的热经历中曾经在某一温度段停留过一 定时间，在此期间合金成份或杂质元素在晶界上富化或贫化，或者出现晶界析出 物，使得晶界或相界附近相对于晶内为阳极优先腐蚀，晶内为阴极。这种经历称 为敏化。消除敏化措施是进行所谓稳定化处理，让晶界析出物重新溶解。焊接中 焊缝两侧一定距离处的材料正好处于敏化温度范围，接触腐蚀介质后，会在这个 平行于焊缝的狭长区域中发生晶问腐蚀，称为焊缝腐蚀。a 7 n 0 1 铝合金晶界处 z n 矛1 m g 含量较高，m g z n 2 沉淀相在含有氧化成份的氯化物溶液中溶解，并在此 沉淀相颗粒周围出现孔蚀。在m g z n 2 聚集处，孔蚀易于形核并将发展为晶间腐蚀。 3 5 本章小结 ( 1 ) 通过测量母材、焊缝和热影响区的应力腐蚀裂纹扩展速率，得出热影响 区中熔合线附近区域为应力腐蚀最薄弱环节。 ( 2 ) a 7 n 0 1s 铝合金应力腐蚀裂纹形貌为树枝状，在裂纹尖端及主干处有细小 的分枝，在应力腐蚀裂纹的周围存在晶间腐蚀的现象，即在应力腐蚀裂纹主干及 分支处均有网状晶间腐蚀晶界。 ( 3 ) 试样表面应力腐蚀与试样中部应力腐蚀裂纹存在差别，试样表面裂纹尖 端出现了分枝现象。试样中部裂纹尖端裂纹发生了转向，裂纹分枝变得不明显。 在裂纹尖端前方出现了间断的裂纹缝，这在试样表面几乎观察不到。 ( 4 ) a 7 n 0 1 s 铝合金具有较高的z n $ 1 1 m g 含量，其主要沉淀相为m g z n 2 ，沉淀相 溶解为阳极，形成阳极通道，也使晶间腐蚀的敏感性增加。焊接过程中产生的气 孔和夹杂缺陷比较多，气孔增加了点蚀的敏感性，而且气孔和夹杂周围晶间腐蚀 的敏感性也增加了。 第四章a 7 n 0 1 s 铝台金焊接接头的应力腐蚀开裂行为的研究 第四章a 7 n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀开裂行为的研究 焊接构件不可避免的存在残余应力。如果这个构件又在有腐蚀介质的环境巾 工作就有产生s c c 的条件。所以对f 焊接构件来讲，即使在无载情况下放置，只 要存在适当的腐蚀介质，就有可能产生应力腐蚀裂纹，而且焊接接头属于非均质 材料，又足各种应力叠加的集中处，其表面脆化层易剥落成为微缺陷区，是应力 腐蚀的微裂纹源，所以其耐威力腐蚀开裂的艟力远比相对均质的母材金属差的 多。凼此，研究焊接结构的鹿力腐蚀敏感性非常必要i 忡4 ”。 影响铝合金应力腐蚀的因素很多，诸如p h 值、热处理制度、晶粒度、品界 偏析、作用应力、合金组份等，本章主要从焊接工艺角度研究了a 7 n o l s 锱合金 焊接后焊缝、热影响区及母材的应力腐蚀敏感性。 4 1 焊接工艺角度分析 图4 l 为焊缝宏观形貌及微观组织图。 麓麟 第四章a t n 0 1 s 铝合金焊接接头的应力腐蚀开裂行为的研究 从图4 一l ( a ) 中能够看出，焊缝、热影响区及母材的腐蚀程度明显不同。焊 缝几乎未被腐蚀，在焊缝表面几乎没有腐蚀产物生成。而热影响区表面有很厚的 一层腐蚀产物，母材表面也有一层均匀的腐蚀物，但是没有热影响区腐蚀产物厚。 所以从腐蚀的表面结果看，热影响区被腐蚀的程度最大，即热影响区对腐蚀最敏 感。 从焊接接头不同区域的微观组织分析应力腐蚀的结果，焊接母材为a 7 n 0 1 s ( 魁一z n m g ) 铝合金，焊接时采用e r 5 3 5 6 焊丝，该焊丝为铝镁焊丝，焊接 时，焊缝组织大部分为焊丝熔入焊缝形成的组织，母材只有少部分进入熔池。 从图4 1 ( c ) q b 看出，焊缝区域为细小的等轴晶，耐蚀性能较好。图4 一l ( c ) 为 熔合线附近的微观组织，熔合区是焊缝和母材的过渡区域，成份不均匀，熔合线 附近晶粒粗大，耐蚀性能低。图4 1 ( b ) 为母材的微观组织，远离焊缝的母材区域 成份和组织都比较均匀，但也受应力腐蚀的影响，说明应力腐蚀和z n 元素有关。 从以上分析中得出，焊接接头的焊缝区为树枝状晶铸态组织，熔合区靠近焊 缝一侧晶粒为等轴晶粒，但大小不均匀，并有少量沿散热方向生长的柱状晶，焊 缝的合金化程度低于母材，其组织形态和成份决定了焊缝对应力腐蚀有较低的敏 感性。另外，在焊后对试样进行x 一射线探伤时，发现焊缝及热影响区存在较多 气孔，这些气孔可能是在固化时由枝晶臂形成，极易聚合成裂纹。同时，由于焊 缝组织的不均匀性，极易产生电化学腐蚀。焊接过程中，焊件不可避免存在焊接 残余应力，由于焊接残余应力的作用，点蚀坑及电化学腐蚀的综合作用导致构件 破坏。 热处理强化铝合金接头的耐蚀性的降低很明显，接头组织越不均匀，耐蚀性 越易降低。焊缝金属的纯度和致密性也影响接头耐蚀性能。杂质较多，晶粒粗大 以及脆性相析出等，耐蚀性就会明显下降，不仅产生局部表面腐蚀而且经常出现 晶间腐蚀【4 3 1 。制订合适的焊接方法、焊接规范和焊接顺序。要求不发生严重的 热影响区硬化、晶粒长大和各种脆化及偏析。 4 。1 1 焊接热输入的影响 焊接线能量增大，使晶粒粗化，也使s c c 敏感性增加。晶粒粗大，裂纹尖端 集中的位错数量增大，并可形成大的滑移阶梯，从而利于应力腐蚀裂纹的形成和 扩展，因而焊接时一定要选择正确的焊接规范，避免粗晶粒的出现。 预热和焊后退火消除应力。采用多层焊工艺可使熔合区应力腐蚀临界应力场 强度因子大于焊缝应力腐蚀临界应力场强度因子，因为多层焊时后一道焊缝对前 道焊缝有热处理作用，前道焊缝焊接时的熔合区也处于后道焊缝的焊接热循环 作用下，使熔合区粗大组织细化，提高熔合区的s c c 抗力。实践证明，热影响区 4 2 第网章a t n 0 1 s 铅台金焊接接头的应力腐蚀升裂行为的研究 硬度升高，开裂临界应山就降低热影响区对戍力腐蚀丌裂倾向有相当人的影响。 图4 2 为采用小同热输入，经丰h 同时间腐蚀后应力腐蚀裂纹扩展图及硬度分 布图。圈4 2 ( a ) 为不同热输入时硬度分布图。刚4