鄧 鑫，金文福，齊芃芃，李 歡，金 鑫，黃 晨

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng)111003)

軌道交通列車(chē)之所以可獲得較高的運(yùn)行速度，與列車(chē)車(chē)體中所使用的中高強(qiáng)度鋁合金材料密不可分，與鋼鐵材料相比，鋁合金由于其質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高以及耐腐性性能好等優(yōu)勢(shì)，已成為金屬材料中較為成熟的輕量化材料而廣泛應(yīng)用于全世界各國(guó)的軌道交通高速列車(chē)生產(chǎn)及制造中。此外，鋁合金高速車(chē)體還具有自動(dòng)化生產(chǎn)效率高、運(yùn)行安全穩(wěn)定性高等優(yōu)勢(shì)。7N01作為Al-Zn-Mg系鋁合金，因其具有良好的擠壓性能和焊接性能而被發(fā)達(dá)國(guó)家廣泛應(yīng)用于軌道交通車(chē)體底架等承載結(jié)構(gòu)中，是極為理想的中高強(qiáng)度鋁合金材料[1-4]。

此外，由于鋁合金具有較大的熱傳導(dǎo)系數(shù)，故在對(duì)其進(jìn)行焊接的過(guò)程中應(yīng)嚴(yán)格控制熱輸入。因此，選用適合的鋁合金焊接工藝尤為重要，MIG焊作為鋁合金焊接最常用的方法之一，保證焊縫成型美觀的同時(shí)，可有效提高焊縫接頭強(qiáng)度系數(shù)及焊縫的各項(xiàng)性能[5]。

我國(guó)高速車(chē)體發(fā)展相較發(fā)達(dá)國(guó)家晚，因此對(duì)軌道車(chē)體材料的焊接性能研究顯得尤為重要。本研究旨在通過(guò)對(duì)軌道交通車(chē)體用7N01鋁合金材料進(jìn)行焊接，分析其焊后接頭的組織及性能，彌補(bǔ)國(guó)內(nèi)中高強(qiáng)鋁合金焊接性能研究空白，為國(guó)內(nèi)軌道交通領(lǐng)域鋁合金焊接技術(shù)研究提供一定的理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

本研究選取尺寸300mm×150mm×6mm的7N01合金板材，填充金屬選用直徑均為Φ1.2mm的ESAB ER 5087鋁合金焊絲。母材及填充金屬化學(xué)成分見(jiàn)表1；母材力學(xué)性能為，屈服強(qiáng)度377MPa，抗拉強(qiáng)度436MPa，延伸率15%。母材金相顯微組織如圖1所示，可看出母材的細(xì)長(zhǎng)晶粒。

表1 母材及焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 母材顯微組織Fig.1 Base metal microstructure

1.2 試驗(yàn)方法

焊接時(shí)選用福尼斯TPS 5000半自動(dòng)MIG焊機(jī)對(duì)試板進(jìn)行對(duì)接焊，采用V型坡口對(duì)試板進(jìn)行單面焊雙面成型焊接。由于本次試驗(yàn)7N01母材厚度較大，一次焊道不能將待焊位置填滿(mǎn)，施焊時(shí)需要多層多道焊，因此焊縫共2道，背部置有非永久襯墊，如圖2所示。

圖2 焊縫接頭形式Fig.2 Welding joint

此外，為了避免焊接過(guò)程中過(guò)熱對(duì)焊縫機(jī)械性能的不利影響并減小熱影響區(qū)的軟化范圍，需將焊道間溫度嚴(yán)格控制在80℃以下進(jìn)行施焊。焊前對(duì)待焊位置進(jìn)行機(jī)械打磨，旨在清除油污、氧化膜等，避免其對(duì)焊縫質(zhì)量造成不利影響。焊接工藝參數(shù)為，焊接速度8mm/s ～8.5mm/s，氣體流量22L/min；第一道焊接電流130A～135A，第二道焊接電流135A～145A。

選用AG-X 100KN H電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)焊接試板所取的拉伸試樣進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，檢測(cè)結(jié)果按照GB/T 2651-2008標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行判定，檢測(cè)數(shù)值取平均值作為最終試驗(yàn)結(jié)果。使用FV-810型維氏顯微硬度計(jì)并根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)ISO 9015-2011對(duì)焊縫進(jìn)行維氏硬度檢測(cè)，并使用蔡司光學(xué)顯微鏡對(duì)焊縫進(jìn)行斷口形貌及顯微組織觀測(cè)。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 拉伸試驗(yàn)

焊后將試板余高打磨平整，避免拉伸測(cè)試時(shí)由于焊趾位置的應(yīng)力集中而對(duì)焊縫性能產(chǎn)生不良影響。在焊接試板上取4組力學(xué)性能試件。拉伸試驗(yàn)檢測(cè)結(jié)果表明，焊接接頭強(qiáng)度分別為290MPa、282MPa、286MPa及284MPa，平均值為285.5MPa。根據(jù)JIS H 4100標(biāo)準(zhǔn)中要求的7N01-T6母材強(qiáng)度最低值為335MPa，可得出本試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)接頭強(qiáng)度系數(shù)為0.852(均值)，滿(mǎn)足ISO 15614標(biāo)準(zhǔn)要求，實(shí)際接頭強(qiáng)度系數(shù)為0.647～0.661之間。4組力學(xué)拉伸測(cè)試試樣的斷裂位置均位于焊縫中心區(qū)域，試件宏觀拉斷圖如圖3所示，斷口輪廓線與靜態(tài)拉伸方向呈45°角。對(duì)拉伸斷口進(jìn)行超聲清洗后，進(jìn)行拍攝掃描電鏡，拉伸斷口SEM形貌圖如圖4所示。

圖3 拉伸試件宏觀照片F(xiàn)ig.3 Macrophotograph of tensile specimen

由圖4可見(jiàn)均勻的等軸韌窩，尺寸為10μm左右，由于主要為沿晶斷口，韌窩存在較密集，且深度較淺、尺寸較小，因此可判斷焊縫區(qū)為典型的鑄態(tài)組織韌性斷裂[6-8]。斷口可見(jiàn)少量低熔點(diǎn)共晶薄膜，當(dāng)焊縫受到?jīng)_擊作用時(shí)，韌窩周?chē)牡腿埸c(diǎn)共晶薄膜會(huì)成為裂紋源進(jìn)而影響焊縫的沖擊韌性，但由于其數(shù)量較少，可忽略對(duì)焊縫性能的實(shí)際影響。此外，韌窩內(nèi)部不可見(jiàn)析出強(qiáng)化相，這是由于焊接過(guò)程中，熔池受到較大熱輸入影響，快速熔化并凝固形成焊縫，使得焊縫區(qū)來(lái)不及析出強(qiáng)化相，造成強(qiáng)化相的缺失，進(jìn)而影響了焊縫性能。

圖4 拉伸斷口SEM形貌Fig.4 SEM morphology of tensile fracture

2.2 接頭硬度

本部分采用維氏硬度進(jìn)行測(cè)試，測(cè)試中心為焊縫中心處，測(cè)試點(diǎn)距離焊縫正面2mm處并向焊縫兩側(cè)對(duì)稱(chēng)分布，且間隔2mm。為提升硬度測(cè)試準(zhǔn)確性并排除突變性，對(duì)焊接接頭進(jìn)行3次硬度檢測(cè)，取平均值作為本次焊接接頭維氏硬度測(cè)試最終結(jié)果，7N01-T6焊接接頭最終顯微硬度分布如圖5所示。

通過(guò)分析發(fā)現(xiàn)，7N01-T6焊接接頭硬度最低值位于焊縫中心，約為70HV，判斷7N01-T6焊接接頭最薄弱區(qū)位于焊縫中心區(qū)域。隨著距焊縫中心距離的增加，焊縫硬度逐漸增高，并逐漸進(jìn)入焊接接頭的熱影響區(qū)處，在距離焊縫中心5mm處，存在一個(gè)硬度低值點(diǎn)，硬度值約為105HV，這是焊接過(guò)程產(chǎn)生的熱輸入導(dǎo)致接頭熱影響區(qū)處軟化所致[9-11]。隨著距離焊縫中心距離的增加，硬度逐漸恢復(fù)至母材硬度115HV～120HV范圍內(nèi)波動(dòng)，焊縫中心區(qū)域硬度值約為母材硬度的60%。這是由于焊接接頭靠近焊縫中心區(qū)域受到熱輸入影響最大，晶粒長(zhǎng)大最嚴(yán)重，軟化隨之也最嚴(yán)重，隨著距離焊縫中心距離的增加，熱輸入影響減弱，因此硬度逐漸增大并趨于母材硬度。

圖5 接頭硬度分布Fig.5 Joint hardness distribution

2.3 微觀及金相組織

圖6為焊接接頭50倍粗晶形貌，可看出焊縫內(nèi)部無(wú)夾渣、氣孔等冶金缺陷，焊縫熔透良好無(wú)未熔合缺陷。

圖6 焊縫粗晶形貌(×50)Fig.6 Coarse crystal morphology of weld (×50)

由于焊接過(guò)程中的熱輸入作用，焊接接頭各區(qū)域組織形貌不盡相同，本部分通過(guò)對(duì)接頭焊縫區(qū)、熔合區(qū)以及母材的金相微觀組織形貌對(duì)7N01-T6焊接接頭進(jìn)行分析，旨在分析晶粒在焊接熱循環(huán)作用下的生長(zhǎng)行為，圖7為7N01-T6接頭200倍金相顯微組織形貌。

從圖7(a)可看出，7N01焊縫中心區(qū)域?yàn)榈湫偷蔫T態(tài)組織，這是由于在焊接過(guò)程中焊縫區(qū)位置的填充金屬及母材，由于受到電弧熱及焊后快速冷卻作用而經(jīng)歷了快速熔化以及凝固的過(guò)程，粗大的柱狀晶來(lái)不及到達(dá)焊縫中心溫度便降低至再結(jié)晶溫度以下，與鑄造原理較為相似，因此形成了典型的具有粗大等軸晶粒的鑄態(tài)組織，進(jìn)而造成了焊縫強(qiáng)度以及韌性的降低。從圖7(b)可以看到有一條較為清晰的分界線，為焊縫區(qū)與熱影響區(qū)的分界線，叫作熔合線，熔合區(qū)寬度可以看出約為100μm。熔合區(qū)內(nèi)存在一定數(shù)量的細(xì)小等軸晶粒，這是由于該位置晶粒由于緊靠母材，焊接過(guò)程可以快速凝固，晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大而形成細(xì)小的等軸晶，對(duì)焊接接頭的塑性和韌性有著一定的提升作用。此外，從圖7(b)圖可以明顯看出熱影響區(qū)的粗大晶粒，這是由于焊接過(guò)程中受到熱輸入作用，使母材的細(xì)長(zhǎng)晶粒發(fā)生一定程度的長(zhǎng)大現(xiàn)象，故形成了熱影響區(qū)的粗大晶粒，焊接接頭在熱影響區(qū)的強(qiáng)度和硬度有一定程度的降低，使得熱影響區(qū)也成為了焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)之一。

(a)焊縫區(qū)； (b)熱影響區(qū)；(c)母材圖7 接頭顯微組織形貌(×200)Fig.7 Microstructure of welding joint(×200)

對(duì)于7N01此類(lèi)Al-Mg-Zn系熱處理強(qiáng)化鋁合金，Mg、Zn為主要強(qiáng)化元素，其焊接難點(diǎn)主要有以下幾點(diǎn)：(1)焊接時(shí)極易產(chǎn)生氣孔；(2)焊接接頭軟化極其嚴(yán)重；(3)線膨脹系數(shù)較大，極易產(chǎn)生焊接熱裂紋缺陷；(4)焊接過(guò)程中極易出現(xiàn)Zn、Mg等元素的燒損及合金元素的揮發(fā)；(5)含Cu的7xxx鋁合金會(huì)顯著增加其耐蝕性及合金強(qiáng)度，但同時(shí)也會(huì)相應(yīng)增加其裂紋敏感性。因此，選用ER 5087焊絲對(duì)其進(jìn)行焊接，是由于ER 5087焊絲中含有可細(xì)化晶粒的Zr，焊接過(guò)程中可在一定程度上對(duì)焊縫晶粒進(jìn)行細(xì)化，降低焊縫的熱裂傾向并提升焊縫性能。

此外，在焊縫區(qū)內(nèi)存在著一定數(shù)量呈條狀分布的第二相粒子Mg2Si化合物以及彌散分布的主要強(qiáng)化相MgZn2。熔合線及熱影響區(qū)則由于熔合區(qū)靠近母材，金屬在熔化后受到冷卻作用產(chǎn)生了較大的溫度梯度而快速凝固，晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大則形成了比焊縫區(qū)組織更加細(xì)小的等軸晶粒，并且向著與熔池冷卻方向相反的方向生長(zhǎng)，形成了近縫區(qū)粗大的柱狀晶以及垂直熔合線的等軸晶的微觀組織形貌。

3 結(jié)論

(1)7N01焊后焊接接頭實(shí)際強(qiáng)度系數(shù)均大于0.6；斷裂位置均位于焊縫中心，斷口輪廓線與靜態(tài)拉伸方向呈45°角，斷口SEM形貌顯示為典型的韌性斷裂斷口形貌。

(2)7N01焊接接頭硬度以焊縫中心為中心向焊縫兩側(cè)呈對(duì)稱(chēng)分布，焊縫中心為硬度最低點(diǎn)且拉伸斷裂位置位于焊縫中心，因此判斷焊縫中心為7N01鋁合金焊接接頭的最薄弱區(qū)。

(3)7N01焊縫區(qū)為典型的鑄態(tài)組織，焊縫中心區(qū)域由粗大的等軸晶粒組成，熔合線處存在一定數(shù)量的細(xì)小等軸晶粒，對(duì)焊接接頭塑性及韌性有一定的提升作用。

(4)7N01鋁合金焊后主要強(qiáng)化相為MgZn2，同時(shí)存在一定數(shù)量呈條狀分布的第二相粒子Mg2Si。