徐 程,沙春生,刘海英,张 毅,董德浩(上海航天设备制造总厂有限公司,上海 200245)
摘 要:某型号战车服役期间内部管路组件发生开裂失效。采用宏观观察、低倍检验、化学成分 分析、拉伸试验、金相检验、微观分析等方法对管路组件开裂原因进行了分析。结果表明:盖板厚度 方向上未能焊透是管路组件发生开裂失效的主要原因,冷却液中氧、硫等典型腐蚀性元素的引入是 管路组件发生开裂失效的次要原因。在应力和腐蚀介质的共同作用下,管路组件发生开裂失效。
关键词:管路组件;开裂;应力集中;应力腐蚀 中图分类号:TG115.2 文献标志码:B 文章编号:1001-4012(2021)04-0067-06
某型号战车服役期间天线箱内液漏传感器出现 报警,后经过排查发现,内部管路组件出现漏水现 象。拆下漏水的管路组件分析,在焊缝表面中心部位 发现裂纹,对渗漏部位进行剖切后发现裂纹已贯穿焊 缝并与内部流道连通从而导致漏水,焊缝整体高度为 4~5mm。发生开裂失效的管路组件主要承担冷却 液的分配工作,整体尺寸为47.5 mm×117 mm× 236mm,由带流道基板与盖板焊接而成,采用与基 体5A06铝合金同材料的焊丝,通过钨极氩弧焊焊 接而成。焊后按图纸技术要求进行了温度循环试 验:在-50 ℃~+70 ℃的温度下,升、降温速率大 于等于5 ℃·min -1,循环次数20次,上、下限保温 时间为30min。之后焊接接头进行了第一次保压 试验,试验条件为:水压1 MPa,时间15~20 min, 试验用液体为蒸馏水,产品顺利通过保压试验,未发 现渗漏现象。然后进行精加工,焊缝上部进行了一 定切削,切削量不超过1.5mm;加工完成后整体进 行了硫酸阳极化处理,阳极化过程中内部流道未采 取保护措施。产品在装配过程又经历过至少两次保 压试验,均顺利通过。装配完成后,随整车完成调 试、外场调试、基地试验等工作,其内部流道冷却介 质为乙二醇水溶液,工作压力稳定在0.6 MPa左右 且无周期性变化,服役2.5a(年)未发现异常,直至 发现渗漏现象。为查明该管路组件开裂原因,避免 类似失效事件的再次发生,笔者对其进行了检验和 分析。
1 理化检验
1.1 宏观观察
管路组件宏观形貌如图1所示,失效焊缝位置 如图1a)所示,裂纹位置如图1b)所示,焊缝表面裂 纹长度超过50mm。沿图1b)中所示位置进行线 切割,其中剖面宏观形貌和剖面结构示意图分别如 图1c)和图1d)所示。从图1c)剖面宏观形貌可 知,裂纹贯穿整个焊缝区域。漏水部位如图1d)中 箭头处所示。
1.2 低倍检验
取焊缝截面试样进行低倍组织检验,结果显示 焊缝熔合线在盖板厚度方向上的熔深仅占盖板厚度 的1/3~1/2,未能焊透整个盖板厚度方向,导致带 流道基板与盖板结合处存在间隙,如图2所示。在 产品服役过程中内部流道的工作压力在 0.6 MPa 左右,致使间隙位置存在应力集中[1]。
1.3 化学成分分析
在 裂 纹 附 近 的 母 材 区 域 取 样,使 用 SPECTROMAX型直读光谱仪对其进行化学成分 分析,结果见表 1。可见各元素含量均符合 GB/T 3190—2020《变形铝和铝合金化学成分》对5A06铝 合金的成分要求。
1.4 拉伸试验
在远 离 裂 纹 处 的 母 材 区 域 附 近 取 样 加 工 成 ?8mm 标准圆形拉伸试样,使用5305型微机控制 电子万能材料试验机对其进行拉伸试验,结果见表 2。可见各项拉伸性能均符合 GB/T3880.2—2012 《一般工业用铝及铝合金板、带材 第2部分:力学性 能》对5A06铝合金的技术要求。
1.5 金相检验
分别在焊缝截面位置处和母材区域处取样进行 金相检验,金相试样经镶嵌、磨抛、化学浸蚀后置于 ZeissAxio Observer.D1m 型 光 学 显 微 镜 下 观 察。 图3为焊缝截面处局部显微组织形貌,可见焊缝区 域内的裂纹均沿着熔焊焊缝的枝晶晶界进行扩展。 母材区域的显微组织形貌如图4所示,为强化相弥 散分布的α-Al固溶体组织,未见明显异常。
1.6 微观分析
将在焊缝截面位置处取样的金相试样经镶嵌、 磨抛后置于 FEINovaNanoSEM450型扫描电镜 (SEM)内进行观察,焊缝截面位置处的裂纹形貌如 图5所示。可见在带流道基板与盖板结合的间隙位置处和焊缝区域的裂纹内部均存在大量组织疏松的 腐蚀产物。其中间隙与熔合线交汇位置处的裂纹宽 度最大,并在该区域形成了较大的腐蚀坑,焊缝表面 裂纹宽度较小,表明裂纹起源于带流道基板与盖板 结合的间隙与焊接熔合线的交汇位置处[2],并沿着 熔焊焊缝枝晶晶界扩展至焊缝表面,致使焊缝失效 最终导致产品漏水,失效形式符合典型的应力腐蚀 开裂特征[3]。 对带流道基板与盖板结合的间隙位置处以及焊 缝 区 域 的 裂 纹 内 部 进 一 步 进 行 分 析,并 使 用 OXFORD51-XMX1105型 X射线能谱仪对微区成 分进行分析,如图6和图7所示。由图6a)可知,在 间隙位置处的带流道基板与盖板的阳极氧化膜层仍 保持完整,未发生破坏和退化现象。由微区成分分 析结果可知,该区域腐蚀产物成分较为复杂,其主要 化学元 素 为 铝、氧、硅、氯 等,如 图 6b)所 示。由 图7a)可知,裂纹内部几乎均存在组织疏松的腐蚀 产物,由微区成分分析结果可知,该位置处腐蚀产物 的主要化学元素为铝、氧、硫、氯等,如图7b)所示。 内部流道冷却介质所用的乙二醇水溶液,由自来水 配制而成,推测腐蚀产物中的氯元素主要来源于自 来水。 取裂纹试样,人工打开断口后置于扫描电镜内 进行观察,断口微观形貌如图8所示。可见整个断 口表面均被一层腐蚀产物所覆盖,断口表面腐蚀产 物的成分与裂纹内部腐蚀产物的成分基本一致。盖 板一侧的大部分区域均可见龟裂的氧化膜层结构, 且氧化膜层基本保持完整,部分区域的氧化膜层发 生退化并裸露出铝合金基体,盖板侧部分表面可见 富Cu-Zn颗粒,其能谱(EDS)成分结果如图9所示。 富 Cu-Zn颗粒中 Cu和Zn的含量比接近黄铜,考虑 到产品的实际工况,推测管路组件在服役过程中部 分铜合金组件的腐蚀产物随着冷却介质在流道内流 动并发生了沉积。 取流道内壁试样,对流道内壁阳极氧化膜层的 完整性进行分析,如图10所示,可见流道内壁大部分 区域的阳极氧化膜层均出现不同程度的退化。图10 a)给出了尚未退化区域的氧化膜层的微观形貌,该区域保持了轻微龟裂的阳极氧化膜层形貌[4] ;图10 b)给出了轻微退化区域的微观形貌,该区域表层疏 松结构的阳极氧化膜已开始退化,但其下层的致密 氧化区域仍保持完整,未露出金属基体;图10c)给 出了局部退化区域的微观形貌,该区域表层疏松结 构的阳极氧化膜已完全退化,部分区域下层的致密 氧化区域也出现退化现象并露出金属基体;图10d) 给 出了大面积退化区域的微观形貌,该区域大部分金属基体已裸露。由图10给出的流道内壁阳极氧 化膜层退化形貌分析可知,硫酸阳极氧化膜层的退 化使得膜层中的氧、硫等典型腐蚀元素进入到冷却 液中,进一步加剧了焊缝的应力腐蚀[5-7]。
2 分析与讨论
由以上理化检验结果可知,该管路组件的化学 成分、力学性能和显微组织均符合 GB/T3880.1— 2012对5A06铝合金板材的技术要求。试样的宏观 和微观分析结果表明,管路组件焊缝表面处存在长 度超过50mm 肉眼可见的裂纹,裂纹贯穿整个焊缝 厚度方向。焊缝熔合线在盖板厚度方向上的熔深仅 占盖板厚度的1/3~1/2,未能焊透整个盖板厚度方 向,导致带流道基板与盖板结合处存在间隙,产品服 役过程中内部流道的工作压力稳定在0.6 MPa左 右,间隙位置存在应力集中。裂纹起源于带流道基 板与盖板结合的间隙和焊接熔合线的交汇位置处, 并沿着熔焊焊缝枝晶晶界扩展至焊缝表面,致使焊 缝失效最终导致产品漏水,裂纹内部均存在大量组 织疏松的腐蚀产物,失效形式符合典型的应力腐蚀 开裂特征。在因流道内硫酸阳极氧化膜层的退化而 进入到冷却液中的氧、硫元素,和冷却液配置所用自 来水中带有的氯元素等典型腐蚀元素的共同作用 下,进一步加剧了焊缝的应力腐蚀。
3 结论及建议
盖板厚度方向上未能焊透是管路组件发生开裂 失效的主要原因,冷却液中氧、硫、氯等典型腐蚀元 素的进入是管路组件发生开裂失效的次要原因。管 路组件服役期间,在应力和腐蚀性介质的共同作用 发生开裂失效。 建议焊接过程中确保盖板在厚度方向上完全焊 透,避免应力集中,可以考虑使用搅拌摩擦焊的方法 替代熔焊的焊接方法,以提高焊缝组织的抗应力腐 蚀能力。控制管路组件内冷却介质的成分,避免引 入腐蚀性元素,同时尽量不要在流道内部使用硫酸 阳极氧化,以防止氧化膜层在冷却介质中发生退化 而致使应力腐蚀进一步加剧。
来源：材料与测试网