A6N01鋁合金焊接接頭的微觀組織與力學(xué)性能

楊尚磊，林慶琳

(1. 上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201620；2. 南車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司 技術(shù)中心，青島 266111)

A6N01鋁合金焊接接頭的微觀組織與力學(xué)性能

楊尚磊1，林慶琳2

(1. 上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201620；2. 南車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司 技術(shù)中心，青島 266111)

對高速列車車體用新型A6N01鋁合金進(jìn)行MIG焊接，使用光學(xué)金相(OM)、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)、顯微硬度計(jì)和拉伸試驗(yàn)機(jī)對焊接接頭的顯微組織與力學(xué)性能進(jìn)行觀察與分析。結(jié)果表明：焊縫金屬為等軸晶狀的鑄態(tài)組織，焊縫邊緣的熔合區(qū)形成柱狀晶組織。在熱影響區(qū)(HAZ)，過時效區(qū)的晶粒比淬火區(qū)的更為粗大，形成HAZ軟化區(qū)。A6N01鋁合金母材析出短棒狀β′(Mg2Si)過渡強(qiáng)化相。HAZ析出粗大的短棒狀穩(wěn)定強(qiáng)化相β(Mg2Si)。焊縫顯微硬度最低，約為65 HV。焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為270 MPa，斷后伸長率為6.0%。

鋁合金；焊接接頭；微觀組織；力學(xué)性能

大型鋁合金型材是高速列車和城市軌道交通車輛制造的關(guān)鍵材料，德國和法國等歐洲高速列車制造公司、日本新干線的列車制造企業(yè)和我國南方車輛公司與北方車輛公司均采用此類合金作為生產(chǎn)高速列車的關(guān)鍵用材[1?3]。6000系鋁合金擠壓性好，耐蝕性好，適于制造復(fù)雜截面的多孔中空型材，用作側(cè)墻、車頂?shù)溶圀w主體結(jié)構(gòu)[4?6]。目前，此類擠壓型材及焊接材料大多由國外進(jìn)口，國內(nèi)型材雖然能夠滿足使用要求，但焊接后的接頭性能發(fā)生很大變化。

可用于鋁合金焊接的方法很多，如鎢極氬弧焊、熔化極氬弧焊、激光焊、攪拌摩擦焊、電子束焊、激光電弧復(fù)合焊等[7?14]，但目前在高速列車車體制造中應(yīng)用最廣的仍然是MIG，這種焊接方法由于熱輸入較大、焊接速度較低等缺點(diǎn)導(dǎo)致焊縫和熱影響區(qū)都很寬、晶粒粗大、焊接殘余應(yīng)力大、變形嚴(yán)重等，強(qiáng)度一般只有可熱處理強(qiáng)化鋁合金母材的60%～90%，鋁合金強(qiáng)度越高，焊接接頭強(qiáng)度下降越大。更由于A6N01鋁合金擠壓型材為我國新開發(fā)生產(chǎn)的高速列車等軌道交通專用材料，亟需深入開展該類鋁合金型材制造及使用、在線擠壓淬火工藝、時效制度、焊接技術(shù)、力學(xué)性能、微觀強(qiáng)化機(jī)制等方面的研究[15?16]。因此，研究A6N01大型超長寬幅中空鋁合金擠壓型材的焊接技術(shù)、微觀組織與性能對推進(jìn)我國高速列車制造技術(shù)的發(fā)展和長周期安全運(yùn)行具有重要意義。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為厚度4 mm的A6N01-T5鋁合金，T5表示合金在高溫成型過程中冷卻，然后進(jìn)行人工時效的狀態(tài)。

采用ER5356焊絲進(jìn)行MIG焊接，A6N01鋁合金母材和ER5356焊絲的化學(xué)成分如表1所列。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

MIG焊接工藝參數(shù)如表2所列。試樣采用70° V形坡口的對接接頭，焊前嚴(yán)格清理坡口周邊50 mm范圍內(nèi)的油及污染物等。

拉伸測試在AG?10KNA型材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為0.1 mm/min。顯微硬度測試在HV?1000 型維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷為9.8 N，加載時間為10 s。

使用XJL?03型顯微鏡(OM)進(jìn)行金相組織觀察，試樣采用 0.5%HF水溶液腐蝕。使用JSM?6700F型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)進(jìn)行拉伸斷口觀察。使用JEM?100CX型透射電鏡(TEM)觀察焊接接頭的微觀組織等，透射試樣采用離子減薄儀制備。

2 結(jié)果與分析

2.1 鋁合金的顯微組織

圖1所示為A6N01鋁合金焊接接頭焊縫(WM)、熔合區(qū)(FZ)、熱影響區(qū)(HAZ)和母材(BM)等不同區(qū)域的光學(xué)顯微組織。圖1(a)表明，焊縫金屬為鑄態(tài)組織，呈等軸晶狀。圖1(b)所示的熔合區(qū)(熔合線)金相組織表明，焊縫邊緣的熔合區(qū)很窄，熔合區(qū)靠近焊縫的區(qū)域基本為母材熔化后尚未來得及與焊縫填充材料相混熔的未混合區(qū)，熔合區(qū)靠近母材的區(qū)域是晶粒發(fā)生部分熔化的半熔化區(qū)。熔合區(qū)形成了柱狀晶組織。在熱影響區(qū)，圖1(c)所示的淬火區(qū)和圖1(d)所示的過時效區(qū)金相組織表明，過時效區(qū)晶粒比淬火區(qū)的更為粗大，同時析出相也相應(yīng)聚集長大，降低了母材原始狀態(tài)的強(qiáng)化效果，HAZ的過時效導(dǎo)致軟化區(qū)的形成。由圖1(e)所示的A6N01鋁合金母材的金相組織可見，母材為原始軋制狀態(tài)組織。

圖2所示為A6N01鋁合金母材、熱影響區(qū)和焊縫的TEM像。由圖2(a)母材的TEM明場相可見，在晶內(nèi)析出的β′(Mg2Si)過渡強(qiáng)化相呈短棒狀，其長軸約為90 nm，直徑約為40 nm。由于Mg、Si原子擴(kuò)散進(jìn)入到沉淀相中以化合物形式析出，從而使β′強(qiáng)化相附近較寬范圍內(nèi)形成了無沉淀析出區(qū)。由圖2(b)所示的熱影響區(qū)的TEM明場相可見，晶內(nèi)同樣析出短棒狀的強(qiáng)化相，但短棒的長軸約為1 200 nm，直徑約為550 nm，比A6N01鋁合金母材的析出相明顯粗化，這是在焊接熱循環(huán)作用下，β′(Mg2Si)過渡強(qiáng)化相長大轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定相β(Mg2Si)所致。β相集聚粗化使彌散分布的強(qiáng)化相數(shù)量減少，降低了對HAZα(Al)基體組織的沉淀強(qiáng)化效果。同樣由于α(Al)中大量固溶的Mg、Si原子通過擴(kuò)散進(jìn)入β相中以化合物形式析出，還降低了基體組織的固溶強(qiáng)化效果。沉淀強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化效果的降低引起HAZ的軟化。由圖2(c)所示的焊縫中心區(qū)域的TEM明場相可見，焊縫熔敷金屬沒有第二相析出。按Al-Mg二元合金平衡相圖[17]，焊縫熔敷金屬可能析出Al8Mg5金屬間化合物，但當(dāng)Mg含量低于7%時，Al-Mg二元合金在室溫時相當(dāng)穩(wěn)定，一般不會析出Al8Mg5化合物，特別是ER5356焊絲的Mg含量約在5%左右，焊接時在電弧高溫作用下尚有部分Mg元素?zé)龘p，并且其他合金元素的含量較低，因此，α(Al)固溶體的過飽和程度不是很高，Al8Mg5析出的傾向較小，在焊縫金屬中沒有觀察到明顯的沉淀相析出。

表1 A6N01鋁合金和ER5356焊絲的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of A6N01 aluminum alloy and ER5356 filler metal

表2 A6N01鋁合金的MIG焊接工藝參數(shù)Table 2 MIG parameters of A6N01 aluminum alloy

圖1 A6N01鋁合金焊接接頭中焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)的淬火區(qū)和過時效區(qū)、母材的顯微組織Fig. 1 Microstructures of welding metal(a), fusion zone(b), quenchingzone(c) and overaging zone(d) ofheat-affected zone, and base metal(e) inA6N01aluminum alloyjoint

由于沒有強(qiáng)化相析出，焊縫金屬強(qiáng)度不高，成為A6N01鋁合金焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。如果采用小坡口、小間隙的接頭設(shè)計(jì)或采用高能量密度的焊接方法，可以減小焊縫寬度和熱影響區(qū)寬度，形成硬?軟?硬的焊接接頭連接形式，既減小了焊縫及熱影響區(qū)的橫截面積，又減少了焊接缺陷產(chǎn)生的幾率，提高了生產(chǎn)效率，還使焊縫金屬處于三向應(yīng)力狀態(tài)，從而提高接頭的抗拉強(qiáng)度，因此，研究激光焊接、激光?電弧復(fù)合焊接和攪拌摩擦焊接等新型焊接方法對提高高速列車車體焊接結(jié)構(gòu)的質(zhì)量和制造技術(shù)具有重要意義。

2.2 鋁合金的顯微硬度

圖2 A6N01鋁合金焊接接頭中母材、熱影響區(qū)和焊縫的TEM像Fig. 2 TEM images of base metal(a), heat-affected zone(b) and welding metal(c) in A6N01 aluminum alloy joint

A6N01鋁合金焊接接頭的顯微硬度如圖3所示?？梢姡珹6N01鋁合金焊接接頭焊縫的顯微硬度遠(yuǎn)低于母材的，焊縫中心的顯微硬度最低，約為65 HV。距離焊縫中心10 mm區(qū)域，顯微硬度隨距離焊縫中心的增大而快速上升。距離焊縫中心12～18 mm熱影響區(qū)的硬度比焊縫的顯著提高。距離焊縫20 mm左右，熱影響區(qū)的顯微硬度又有所下降，表明距離焊縫中心20 mm左右的HAZ存在軟化區(qū)。距離焊縫中心28 mm的區(qū)域，硬度恢復(fù)到母材硬度，約為102 HV，表明A6N01鋁合金焊接接頭的HAZ很寬。

圖3 A6N01鋁合金焊接接頭的顯微硬度Fig. 3 Microhardness of A6N01 aluminum alloy joint

MIG焊接A6N01鋁合金的熱影響區(qū)由淬火區(qū)和過時效軟化區(qū)等構(gòu)成。A6N01鋁合金母材主要由時效處理時析出的過渡相β′(Mg2Si)強(qiáng)化。在焊接電弧熱作用下，熱影響區(qū)的β′相分解并固溶到α(Al)基體中。

焊后由于快速冷卻而獲得過飽和固溶體，Mg和Si偏聚形成與α(Al)共格或部分共格的GP區(qū)，使合金得到強(qiáng)化。在此后的自然時效過程中，Mg和Si原子可進(jìn)一步偏聚，GP區(qū)擴(kuò)大并有序化，隨后又轉(zhuǎn)變?yōu)椴环€(wěn)定的β′過渡相，合金達(dá)到最大強(qiáng)化階段，形成熱影響區(qū)的淬火區(qū)，顯微硬度比焊縫的顯著提高，但由于淬火區(qū)的自然時效比A6N01-T5的時效處理效果差，淬火區(qū)的顯微硬度仍然低于母材的。

距離焊縫較遠(yuǎn)的熱影響區(qū)，溫度較淬火區(qū)的低，強(qiáng)化相高溫溶解不充分，冷卻時效過程中，強(qiáng)化相析出數(shù)量少，并且原有未溶解的過渡強(qiáng)化相β′也因焊接熱循環(huán)的影響而聚集長大，轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定的β強(qiáng)化相，由于析出的和長大的強(qiáng)化相粒子粒徑不均勻，強(qiáng)化效果比淬火區(qū)的弱，形成過時效軟化區(qū)，顯微硬度降低。

2.3 鋁合金的力學(xué)性能

表3所列為A6N01鋁合金母材及其焊接接頭的常溫拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果。由表3可看出，A6N01鋁合金MIG焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和伸長率均低于母材的，拉伸斷于焊縫，可見，焊縫是A6N01鋁合金焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

圖4所示為A6N01鋁合金焊接接頭和母材拉伸試樣的SEM斷口形貌。圖4(a)所示的焊縫斷口呈典型的韌窩結(jié)構(gòu)，表明A6N01鋁合金焊縫為韌性斷裂。焊縫斷口內(nèi)無氣孔等缺陷，焊縫斷裂沒有受到焊接缺陷的影響，而是由于焊縫金屬強(qiáng)度較低引起。圖4(b)所示的A6N01鋁合金母材斷口也呈韌窩結(jié)構(gòu)，但與焊縫相比，韌窩尺寸較小，深度較淺，韌窩結(jié)構(gòu)不明顯，并伴隨解理臺階存在，說明斷裂的脆性較大，呈混合型斷裂特征。母材斷口中存在較多的木片狀條型孔洞，這是由于軋制材料形成了纖維狀的夾雜條帶，在拉伸過程中沿夾雜物分布方向被拔出而形成，表明軋制母材具有一定的方向性。雖然焊縫金屬的塑韌性好于A6N01鋁合金母材的，但由于焊縫金屬抗拉強(qiáng)度較低，局部集中變形較大而產(chǎn)生縮頸并率先開裂破壞，使焊接拉伸試樣中其余部分的均勻變形沒有完全進(jìn)行，導(dǎo)致A6N01鋁合金焊接接頭試樣的斷后伸長率低于母材的。

表3 A6N01鋁合金及其焊接接頭的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of A6N01 aluminum alloy and its welding joint

圖4 A6N01鋁合金焊接接頭和母材拉伸試樣的斷口SEM像Fig. 4 SEM images of tensile fracture sample in A6N01 Al alloy joint(a) and base metal(b)

3 結(jié)論

1) A6N01鋁合金焊接接頭焊縫中心區(qū)域?yàn)槌实容S晶狀的鑄態(tài)組織，焊縫邊緣的熔合區(qū)形成了柱狀晶組織。HAZ過時效區(qū)的晶粒比淬火區(qū)的更為粗大，導(dǎo)致形成HAZ的過時效軟化區(qū)，A6N01鋁合金母材為原始軋制狀態(tài)組織。

2) A6N01鋁合金母材在晶內(nèi)析出短棒狀β′(Mg2Si)過渡強(qiáng)化相，其長軸約為90 nm，直徑約為40 nm。在HAZ晶內(nèi)析出長大的短棒狀穩(wěn)定強(qiáng)化相β(Mg2Si)，其長軸約為1 200 nm，直徑約為550 nm，HAZ中細(xì)小的β′過渡相轉(zhuǎn)化為粗大的β穩(wěn)定相，降低了對α(Al)基體組織的彌散強(qiáng)化效果。焊縫熔敷金屬沒有第二相析出。

3) A6N01鋁合金焊接接頭焊縫區(qū)的顯微硬度高大低于母材和HAZ的，焊縫中心顯微硬度最低，約為65 HV。HAZ顯微硬度隨焊縫中心距離的增大而快速上升。距離焊縫20 mm左右，HAZ的顯微硬度又有所下降，是HAZ軟化區(qū)。距離焊縫中心28 mm的區(qū)域，硬度恢復(fù)到母材硬度，約為102 HV。

4) A6N01鋁合金MIG焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為270 MPa，斷后伸長率為6.0%，均低于母材的。拉伸斷口位于焊縫，呈典型的韌窩結(jié)構(gòu)，為韌性斷裂。A6N01鋁合金母材呈小而淺的韌窩結(jié)構(gòu)，韌窩底部有脆性化合物相，并伴隨解理臺階存在，呈混合型斷裂特征。

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(編輯 龍懷中)

Microstructures and mechanical properties of A6N01 aluminum alloy welding joint

YANG Shang-lei1, LIN Qin-lin2
(1. School of Materials Engineering, Shanghai University of Engineering Science, Shanghai 201620, China; 2. Technology Center, Sifang Locomotive and Rolling Stock Co., Ltd., Qingdao 266111, China)

The new type A6N01 aluminum alloy used in the high-speed vehicles was welded by MIG welding. The microstructures and mechanical properties of the welding joints were observed and analyzed by OM, SEM, TEM, microhardness and tensile testers. The results show that equiaxial as-cast microstructures exist in the welding metal. The columnar grains are formed in the fusion zone next to the welding seam. In the heat-affected zone (HAZ), the grains of over-aging zone are coarser than those of quenching zone. The softening region exists in the over aging zone of HAZ. Theβ′(Mg2Si) transitional strengthening phases precipitate in A6N01 aluminum alloy base metal. Theβ′ phase presents claval shape. Theβ(Mg2Si) stable strengthening phases precipitate in HAZ, which present coarse claval shape. The microhardness of welding seam is the lowest in the joint, which is about 65 HV. The tensile strength of the joint is 270 MPa, and the elongation after fracture is 6.0%.

aluminum alloy; welding joint; microstructure; mechanical property

TG 146.2

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51075256)；上海市科學(xué)技術(shù)委員會基礎(chǔ)研究重點(diǎn)項(xiàng)目(10JC1406100)

2011-09-19；

2012-03-19

楊尚磊，教授, 博士；電話：021-67791198；E-mail: yslei@126.com

1004-0609(2012)10-2720-06