張宇昆，楊翠芝，梁 壯，王 巖，楊金波，付正鴻

（1.中車唐山機車車輛有限公司，唐山063035；2.西南交通大學材料科學與工程學院，成都610031）

0 前言

6005A-T6 鋁合金屬Al-Mg-Si-Cu 系可熱處理鋁合金，其強度適中并兼具良好的擠壓性能和焊接性能，被廣泛應用于制造高速列車車體主要零部件[1，2]。

6005A-T6 鋁合金主要合金元素為Al、Mg、Si和Cu，此外還添加了Cr、Mn、Fe 等微量元素[3]。經(jīng)人工時效強化后，形成Mg2Si 及含F(xiàn)e 的析出相，形成第二相強化作用，抗拉強度可達290 MPa，屈服強度可達到270 MPa，并保持8%～10%的延伸率[4-6]。已有研究表明，6005A-T6 鋁合金幾乎沒有應力腐蝕開裂傾向，是所有可熱處理鋁合金中應力腐蝕開裂最不敏感的一類[7，8]。但對于6005A-T6鋁合金的腐蝕疲勞研究目前還鮮有文獻報道。

本文針對高速列車支撐槽用6005A-T6 鋁合金，對其微觀組織和其在空氣環(huán)境及3.5%NaCl 溶液中的疲勞裂紋擴展速率進行了分析，并結合裂紋擴展路徑和斷口表面形貌分析對6005A-T6 鋁合金的腐蝕疲勞裂紋擴展行為進行了研究。

1 材料及試驗方法

本文研究對象為高速列車支撐槽用6005A-T6鋁合金，其主要化學成分如表1所示。材料實際生產(chǎn)工藝過程為熔煉→鑄造→均勻化→擠壓→在線淬火+人工時效。其中均勻化熱處理工藝為540 ℃/6 h、擠壓溫度為480 ℃、擠壓筒溫度為420 ℃、擠壓速度為5 m/min。經(jīng)530 ℃淬火固溶后，進行175 ℃/8 h的峰值時效處理（T6）。

表1 6005A-T6鋁合金主要化學成分（質量分數(shù)/%）

為確定T6處理的6005A-T6鋁合金支撐槽的金相組織，在支撐槽上切取金相試樣，按照金相制備標準程序，采用320～1500#金相砂紙逐一打磨后，使用粒徑2.5 μm的SiC 拋光膏進行拋光，最后使用Keller's 腐蝕劑（95 ml H2O+2.5 ml HNO3+1.5 ml HCl+1.0 ml HF）浸蝕試樣40～60 s。在蔡司顯微鏡（Axio Vert.A1）下對材料的金相組織進行分析。

為研究支撐槽用6005A-T6 鋁合金的腐蝕疲勞裂紋擴展行為，分別在其長度方向（X 方向）和寬度方向（Y 方向）進行取樣，使疲勞裂紋沿XZ向和YZ 向擴展。腐蝕疲勞裂紋擴展試驗采用W=18 mm 改進的SENT 試樣，厚度B=4 mm。腐蝕疲勞裂紋擴展試驗根據(jù)GB/T 20120.2-2006 要求進行。腐蝕環(huán)境選定為溫度（25±2）℃、pH=5的含3.5% NaCl 溶液，以室溫空氣環(huán)境作為惰性環(huán)境。疲勞試驗應力比R=0.3，頻率f=2 Hz。裂紋長度采用引伸計通過柔度法進行測量，得到da/dNΔK曲線，并通過Pairs公式進行擬合。

疲勞裂紋擴展試驗完成后，在掃描電鏡下對裂紋擴展路徑進行分析。之后將試樣在液氮中拉斷，在掃描電鏡下對疲勞裂紋擴展區(qū)域的斷口表面形貌進行分析。

2 試驗結果及分析

2.1 微觀組織

圖1給出了6005A-T6鋁合金X-Z、Y-Z和X-Y三個表面的金相組織。由于材料經(jīng)熱擠壓成型，沿擠壓方向晶粒呈拉長狀態(tài)的變形晶粒，如圖1（a）、（b）所示；X-Y方向呈均勻的等軸晶狀態(tài)，如圖1（c）所示。經(jīng)T6 熱處理后，強化相在晶界和晶內均勻析出，形成良好的第二相強化作用。圖中尺寸1～2 μm 的黑點為Mg2Si 相（TEM 下尺寸約為0.2 μm），尺寸3～5 μm 的黑點為含F(xiàn)e 元素的AlFeMnMgSi 相、Al5FeSi 相和Al7（CrFe）相等[5，6]。從圖中還可以看出，X-Z 和X-Y 面上的析出相較Y-Z 面尺寸更為粗大。T6 熱處理后，析出相雖然對材料的強度提高有利，但在腐蝕環(huán)境中，這些第二相與基體之間存在一定的電位差，在局部局域形成點蝕，可能對材料的腐蝕疲勞性能造成不利的影響[9，10]。

圖1 金相組織

2.2 裂紋擴展速率

圖2 是空氣環(huán)境和3.5%NaCl 溶液中的裂紋擴展速率da/dN-ΔK雙對數(shù)坐標曲線。從圖中可以看出，空氣環(huán)境中X-Z和Y-Z方向的疲勞裂紋擴展速率基本相當，說明6005A-T6 鋁合金在XZ 和YZ 方向的力學性能相差不大。在3.5%NaCl 溶液中，腐蝕環(huán)境明顯促進了疲勞裂紋的擴展，且XZ 方向裂紋的擴展速率略高于YZ方向。6005A-T6鋁合金的腐蝕性能主要與析出相的分布有關，當基體中存在較多的第二相時，由于第二相與基體之間存在腐蝕電位差，將加速點蝕的萌生并且使腐蝕速率增大，從而促進腐蝕疲勞裂紋的擴展。圖1所示的金相組織顯示，X-Z和X-Y面上的析出相較Y-Z面尺寸更為粗大，因此在腐蝕環(huán)境中XZ面的腐蝕性能較YZ面更差，表現(xiàn)出更高的腐蝕疲勞裂紋擴展速率。

圖2 裂紋擴展速率da/dN-ΔK 曲線

通過Paris公式對空氣環(huán)境和3.5%NaCl溶液中的裂紋擴展速率da/dN-ΔK曲線進行擬合：

其中C、m 為與材料和環(huán)境相關的擬合參數(shù)，擬合值如表2所示。擬合方差R2均大于0.96，說明Paris 公式可以很好地反映6005A-T6 鋁合金的疲勞裂紋擴展速率da/dN 隨應力強度因子ΔK的變化趨勢。從表中還可以看出，空氣環(huán)境中XZ方向和YZ方向的C值基本相當，腐蝕環(huán)境中XZ方向和YZ方向的C值也基本相當，說明6005-T6鋁合金在不同方向上的裂紋擴展抗力差異不大。但腐蝕環(huán)境中的C值均較空氣環(huán)境中高出3倍左右，說明3.5%NaCl腐蝕環(huán)境可以明顯加速6005-T6鋁合金疲勞裂紋的擴展。

表2 Paris公式擬合參數(shù)數(shù)值

2.3 斷口形貌

掃描電鏡下試樣表面的裂紋擴展路徑如圖3所示?？諝猸h(huán)境和3.5%NaCl 溶液中的疲勞裂紋均沿載荷垂直方向往前擴展，整體沒有出現(xiàn)較大的偏轉。在3.5%NaCl 溶液中的疲勞裂紋周圍出現(xiàn)了大量的二次裂紋，裂紋尖端附近的二次裂紋數(shù)量較多，如圖3（e）和（f）所示。值得注意的是，這些二次裂紋大多呈沿晶開裂特征，大部分裂紋不連續(xù)，呈跳躍式擴展。鋁合金中跳躍式擴展的腐蝕裂紋是氫致開裂裂紋的特征[11]。因此，6005A-T6 鋁合金在3.5%NaCl 溶液中的疲勞裂紋擴展除受到腐蝕的作用以外，氫致開裂也是加速裂紋擴展的一個因素。

圖3 裂紋擴展路徑

掃描電鏡下斷口表面形貌如圖4所示?？諝猸h(huán)境中疲勞裂紋呈穿晶擴展，疲勞輝紋清晰可見，如圖4（a）和（b）所示。在3.5% NaCl 溶液中，疲勞裂紋則轉變?yōu)檠鼐U展，開裂的晶粒表面光滑，并未觀察到明顯的輝紋特征。此外，在開裂的晶粒周圍還可以觀察到大量的沿晶擴展的二次裂紋。斷口表面特征表明6005A-T6鋁合金在3.5%NaCl溶液中的疲勞裂紋擴展為脆性開裂，并表現(xiàn)出比空氣環(huán)境中更大的擴展速率。

圖4 斷口表面形貌

2.4 分析討論

6005A-T6 鋁合金為可熱處理第二相強化鋁合金，材料經(jīng)過淬火+時效熱處理后，在鋁基體中析出大量第二相，形成第二相強化，材料的強度得到大幅度提高。但由于這些第二相粒子的腐蝕電位較周圍α-Al 基體腐蝕電位更高，在腐蝕環(huán)境中將造成第二相粒子周圍的α-Al 基體發(fā)生溶解，從而加速材料的腐蝕過程。

當基體暴露于腐蝕性環(huán)境中時，Al會與水溶液發(fā)生反應，隨之產(chǎn)生H2，反應方程式為：

同時，Al3+會在水溶液中發(fā)生強烈的水解反應使H+數(shù)量增加，進一步促進過程（3）的進行，產(chǎn)生更多的H2。其水解反應方程式為：

H2的聚集一方面會使基體內部內壓增大產(chǎn)生微裂紋，另一方面氫的吸附容易引起基體金屬原子間的脫聚，進一步促進疲勞裂紋的萌生和擴展，在斷口表面形成脆性斷裂特征[12]。

3 結論

（1）6005A-T6鋁合金微觀組織為細小的第二相，彌散分布于α-Al基體上。

（2）3.5%NaCl 溶液中6005A-T6 鋁合金的疲勞裂紋擴展速率較空氣環(huán)境中提高了3倍左右。

（3）時效過程形成的第二相加速了6005A-T6鋁合金的腐蝕，促進了腐蝕環(huán)境中疲勞裂紋的擴展。

（4）腐蝕過程中形成的H 進一步促進了疲勞裂紋的擴展。