高速列车支撑槽用6005A-T6铝合金腐蚀疲劳裂纹扩展行为研究

张宇昆，杨翠芝，梁 壮，王 岩，杨金波，付正鸿

（1.中车唐山机车车辆有限公司，唐山063035；2.西南交通大学材料科学与工程学院，成都610031）

0 前言

6005A-T6 铝合金属Al-Mg-Si-Cu 系可热处理铝合金，其强度适中并兼具良好的挤压性能和焊接性能，被广泛应用于制造高速列车车体主要零部件[1，2]。

6005A-T6 铝合金主要合金元素为Al、Mg、Si和Cu，此外还添加了Cr、Mn、Fe 等微量元素[3]。经人工时效强化后，形成Mg2Si 及含Fe 的析出相，形成第二相强化作用，抗拉强度可达290 MPa，屈服强度可达到270 MPa，并保持8%～10%的延伸率[4-6]。已有研究表明，6005A-T6 铝合金几乎没有应力腐蚀开裂倾向，是所有可热处理铝合金中应力腐蚀开裂最不敏感的一类[7，8]。但对于6005A-T6铝合金的腐蚀疲劳研究目前还鲜有文献报道。

本文针对高速列车支撑槽用6005A-T6 铝合金，对其微观组织和其在空气环境及3.5%NaCl 溶液中的疲劳裂纹扩展速率进行了分析，并结合裂纹扩展路径和断口表面形貌分析对6005A-T6 铝合金的腐蚀疲劳裂纹扩展行为进行了研究。

1 材料及试验方法

本文研究对象为高速列车支撑槽用6005A-T6铝合金，其主要化学成分如表1所示。材料实际生产工艺过程为熔炼→铸造→均匀化→挤压→在线淬火+人工时效。其中均匀化热处理工艺为540 ℃/6 h、挤压温度为480 ℃、挤压筒温度为420 ℃、挤压速度为5 m/min。经530 ℃淬火固溶后，进行175 ℃/8 h的峰值时效处理（T6）。

表1 6005A-T6铝合金主要化学成分（质量分数/%）

为确定T6处理的6005A-T6铝合金支撑槽的金相组织，在支撑槽上切取金相试样，按照金相制备标准程序，采用320～1500#金相砂纸逐一打磨后，使用粒径2.5 μm的SiC 抛光膏进行抛光，最后使用Keller's 腐蚀剂（95 ml H2O+2.5 ml HNO3+1.5 ml HCl+1.0 ml HF）浸蚀试样40～60 s。在蔡司显微镜（Axio Vert.A1）下对材料的金相组织进行分析。

为研究支撑槽用6005A-T6 铝合金的腐蚀疲劳裂纹扩展行为，分别在其长度方向（X 方向）和宽度方向（Y 方向）进行取样，使疲劳裂纹沿XZ向和YZ 向扩展。腐蚀疲劳裂纹扩展试验采用W=18 mm 改进的SENT 试样，厚度B=4 mm。腐蚀疲劳裂纹扩展试验根据GB/T 20120.2-2006 要求进行。腐蚀环境选定为温度（25±2）℃、pH=5的含3.5% NaCl 溶液，以室温空气环境作为惰性环境。疲劳试验应力比R=0.3，频率f=2 Hz。裂纹长度采用引伸计通过柔度法进行测量，得到da/dNΔK曲线，并通过Pairs公式进行拟合。

疲劳裂纹扩展试验完成后，在扫描电镜下对裂纹扩展路径进行分析。之后将试样在液氮中拉断，在扫描电镜下对疲劳裂纹扩展区域的断口表面形貌进行分析。

2 试验结果及分析

2.1 微观组织

图1给出了6005A-T6铝合金X-Z、Y-Z和X-Y三个表面的金相组织。由于材料经热挤压成型，沿挤压方向晶粒呈拉长状态的变形晶粒，如图1（a）、（b）所示；X-Y方向呈均匀的等轴晶状态，如图1（c）所示。经T6 热处理后，强化相在晶界和晶内均匀析出，形成良好的第二相强化作用。图中尺寸1～2 μm 的黑点为Mg2Si 相（TEM 下尺寸约为0.2 μm），尺寸3～5 μm 的黑点为含Fe 元素的AlFeMnMgSi 相、Al5FeSi 相和Al7（CrFe）相等[5，6]。从图中还可以看出，X-Z 和X-Y 面上的析出相较Y-Z 面尺寸更为粗大。T6 热处理后，析出相虽然对材料的强度提高有利，但在腐蚀环境中，这些第二相与基体之间存在一定的电位差，在局部局域形成点蚀，可能对材料的腐蚀疲劳性能造成不利的影响[9，10]。

图1 金相组织

2.2 裂纹扩展速率

图2 是空气环境和3.5%NaCl 溶液中的裂纹扩展速率da/dN-ΔK双对数坐标曲线。从图中可以看出，空气环境中X-Z和Y-Z方向的疲劳裂纹扩展速率基本相当，说明6005A-T6 铝合金在XZ 和YZ 方向的力学性能相差不大。在3.5%NaCl 溶液中，腐蚀环境明显促进了疲劳裂纹的扩展，且XZ 方向裂纹的扩展速率略高于YZ方向。6005A-T6铝合金的腐蚀性能主要与析出相的分布有关，当基体中存在较多的第二相时，由于第二相与基体之间存在腐蚀电位差，将加速点蚀的萌生并且使腐蚀速率增大，从而促进腐蚀疲劳裂纹的扩展。图1所示的金相组织显示，X-Z和X-Y面上的析出相较Y-Z面尺寸更为粗大，因此在腐蚀环境中XZ面的腐蚀性能较YZ面更差，表现出更高的腐蚀疲劳裂纹扩展速率。

图2 裂纹扩展速率da/dN-ΔK 曲线

通过Paris公式对空气环境和3.5%NaCl溶液中的裂纹扩展速率da/dN-ΔK曲线进行拟合：

其中C、m 为与材料和环境相关的拟合参数，拟合值如表2所示。拟合方差R2均大于0.96，说明Paris 公式可以很好地反映6005A-T6 铝合金的疲劳裂纹扩展速率da/dN 随应力强度因子ΔK的变化趋势。从表中还可以看出，空气环境中XZ方向和YZ方向的C值基本相当，腐蚀环境中XZ方向和YZ方向的C值也基本相当，说明6005-T6铝合金在不同方向上的裂纹扩展抗力差异不大。但腐蚀环境中的C值均较空气环境中高出3倍左右，说明3.5%NaCl腐蚀环境可以明显加速6005-T6铝合金疲劳裂纹的扩展。

表2 Paris公式拟合参数数值

2.3 断口形貌

扫描电镜下试样表面的裂纹扩展路径如图3所示。空气环境和3.5%NaCl 溶液中的疲劳裂纹均沿载荷垂直方向往前扩展，整体没有出现较大的偏转。在3.5%NaCl 溶液中的疲劳裂纹周围出现了大量的二次裂纹，裂纹尖端附近的二次裂纹数量较多，如图3（e）和（f）所示。值得注意的是，这些二次裂纹大多呈沿晶开裂特征，大部分裂纹不连续，呈跳跃式扩展。铝合金中跳跃式扩展的腐蚀裂纹是氢致开裂裂纹的特征[11]。因此，6005A-T6 铝合金在3.5%NaCl 溶液中的疲劳裂纹扩展除受到腐蚀的作用以外，氢致开裂也是加速裂纹扩展的一个因素。

图3 裂纹扩展路径

扫描电镜下断口表面形貌如图4所示。空气环境中疲劳裂纹呈穿晶扩展，疲劳辉纹清晰可见，如图4（a）和（b）所示。在3.5% NaCl 溶液中，疲劳裂纹则转变为沿晶扩展，开裂的晶粒表面光滑，并未观察到明显的辉纹特征。此外，在开裂的晶粒周围还可以观察到大量的沿晶扩展的二次裂纹。断口表面特征表明6005A-T6铝合金在3.5%NaCl溶液中的疲劳裂纹扩展为脆性开裂，并表现出比空气环境中更大的扩展速率。

图4 断口表面形貌

2.4 分析讨论

6005A-T6 铝合金为可热处理第二相强化铝合金，材料经过淬火+时效热处理后，在铝基体中析出大量第二相，形成第二相强化，材料的强度得到大幅度提高。但由于这些第二相粒子的腐蚀电位较周围α-Al 基体腐蚀电位更高，在腐蚀环境中将造成第二相粒子周围的α-Al 基体发生溶解，从而加速材料的腐蚀过程。

当基体暴露于腐蚀性环境中时，Al会与水溶液发生反应，随之产生H2，反应方程式为：

同时，Al3+会在水溶液中发生强烈的水解反应使H+数量增加，进一步促进过程（3）的进行，产生更多的H2。其水解反应方程式为：

H2的聚集一方面会使基体内部内压增大产生微裂纹，另一方面氢的吸附容易引起基体金属原子间的脱聚，进一步促进疲劳裂纹的萌生和扩展，在断口表面形成脆性断裂特征[12]。

3 结论

（1）6005A-T6铝合金微观组织为细小的第二相，弥散分布于α-Al基体上。

（2）3.5%NaCl 溶液中6005A-T6 铝合金的疲劳裂纹扩展速率较空气环境中提高了3倍左右。

（3）时效过程形成的第二相加速了6005A-T6铝合金的腐蚀，促进了腐蚀环境中疲劳裂纹的扩展。

（4）腐蚀过程中形成的H 进一步促进了疲劳裂纹的扩展。