軌道交通用7xxx系鋁合金接頭組織性能淺析

鄧 鑫，金文福，齊芃芃，李 歡，金 鑫，黃 晨

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽111003)

軌道交通列車之所以可獲得較高的運行速度，與列車車體中所使用的中高強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、比強度高以及耐腐性性能好等優(yōu)勢，已成為金屬材料中較為成熟的輕量化材料而廣泛應(yīng)用于全世界各國的軌道交通高速列車生產(chǎn)及制造中。此外，鋁合金高速車體還具有自動化生產(chǎn)效率高、運行安全穩(wěn)定性高等優(yōu)勢。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)達國家廣泛應(yīng)用于軌道交通車體底架等承載結(jié)構(gòu)中，是極為理想的中高強度鋁合金材料[1-4]。

此外，由于鋁合金具有較大的熱傳導(dǎo)系數(shù)，故在對其進行焊接的過程中應(yīng)嚴格控制熱輸入。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，可有效提高焊縫接頭強度系數(shù)及焊縫的各項性能[5]。

我國高速車體發(fā)展相較發(fā)達國家晚，因此對軌道車體材料的焊接性能研究顯得尤為重要。本研究旨在通過對軌道交通車體用7N01鋁合金材料進行焊接，分析其焊后接頭的組織及性能，彌補國內(nèi)中高強鋁合金焊接性能研究空白，為國內(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 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

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)成分見表1；母材力學(xué)性能為，屈服強度377MPa，抗拉強度436MPa，延伸率15%。母材金相顯微組織如圖1所示，可看出母材的細長晶粒。

表1 母材及焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

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

1.2 試驗方法

焊接時選用福尼斯TPS 5000半自動MIG焊機對試板進行對接焊，采用V型坡口對試板進行單面焊雙面成型焊接。由于本次試驗7N01母材厚度較大，一次焊道不能將待焊位置填滿，施焊時需要多層多道焊，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，為了避免焊接過程中過熱對焊縫機械性能的不利影響并減小熱影響區(qū)的軟化范圍，需將焊道間溫度嚴格控制在80℃以下進行施焊。焊前對待焊位置進行機械打磨，旨在清除油污、氧化膜等，避免其對焊縫質(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電子萬能試驗機對焊接試板所取的拉伸試樣進行拉伸性能測試，檢測結(jié)果按照GB/T 2651-2008標準進行判定，檢測數(shù)值取平均值作為最終試驗結(jié)果。使用FV-810型維氏顯微硬度計并根據(jù)標準ISO 9015-2011對焊縫進行維氏硬度檢測，并使用蔡司光學(xué)顯微鏡對焊縫進行斷口形貌及顯微組織觀測。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 拉伸試驗

焊后將試板余高打磨平整，避免拉伸測試時由于焊趾位置的應(yīng)力集中而對焊縫性能產(chǎn)生不良影響。在焊接試板上取4組力學(xué)性能試件。拉伸試驗檢測結(jié)果表明，焊接接頭強度分別為290MPa、282MPa、286MPa及284MPa，平均值為285.5MPa。根據(jù)JIS H 4100標準中要求的7N01-T6母材強度最低值為335MPa，可得出本試驗標準接頭強度系數(shù)為0.852(均值)，滿足ISO 15614標準要求，實際接頭強度系數(shù)為0.647～0.661之間。4組力學(xué)拉伸測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。對拉伸斷口進行超聲清洗后，進行拍攝掃描電鏡，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]。斷口可見少量低熔點共晶薄膜，當(dāng)焊縫受到?jīng)_擊作用時，韌窩周圍的低熔點共晶薄膜會成為裂紋源進而影響焊縫的沖擊韌性，但由于其數(shù)量較少，可忽略對焊縫性能的實際影響。此外，韌窩內(nèi)部不可見析出強化相，這是由于焊接過程中，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)來不及析出強化相，造成強化相的缺失，進而影響了焊縫性能。

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行測試，測試中心為焊縫中心處，測試點距離焊縫正面2mm處并向焊縫兩側(cè)對稱分布，且間隔2mm。為提升硬度測試準確性并排除突變性，對焊接接頭進行3次硬度檢測，取平均值作為本次焊接接頭維氏硬度測試最終結(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，存在一個硬度低值點，硬度值約為105HV，這是焊接過程產(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，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，晶粒長大最嚴重，軟化隨之也最嚴重，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)部無夾渣、氣孔等冶金缺陷，焊縫熔透良好無未熔合缺陷。

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，本部分通過對接頭焊縫區(qū)、熔合區(qū)以及母材的金相微觀組織形貌對7N01-T6焊接接頭進行分析，旨在分析晶粒在焊接熱循環(huán)作用下的生長行為，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)域為典型的鑄態(tài)組織，這是由于在焊接過程中焊縫區(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程，粗大的柱狀晶來不及到達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，進而造成了焊縫強度以及韌性的降低。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)量的細小等軸晶粒，這是由于該位置晶粒由于緊靠母材，焊接過程可以快速凝固，晶粒來不及長大而形成細小的等軸晶，對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，這是由于焊接過程中受到熱輸入作用，使母材的細長晶粒發(fā)生一定程度的長大現(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)

對于7N01此類Al-Mg-Zn系熱處理強化鋁合金，Mg、Zn為主要強化元素，其焊接難點主要有以下幾點：(1)焊接時極易產(chǎn)生氣孔；(2)焊接接頭軟化極其嚴重；(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鋁合金會顯著增加其耐蝕性及合金強度，但同時也會相應(yīng)增加其裂紋敏感性。因此，選用ER 5087焊絲對其進行焊接，是由于ER 5087焊絲中含有可細化晶粒的Zr，焊接過程中可在一定程度上對焊縫晶粒進行細化，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，晶粒來不及長大則形成了比焊縫區(qū)組織更加細小的等軸晶粒，并且向著與熔池冷卻方向相反的方向生長，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焊后焊接接頭實際強度系數(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)呈對稱分布，焊縫中心為硬度最低點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)量的細小等軸晶粒，對焊接接頭塑性及韌性有一定的提升作用。

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