劉 建，汪 認(rèn)，張志毅，張曉鴻，陳 輝

（1.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司，山東 青島 266111；2.西南交通大學(xué)，四川 成都 610031）

Al-Mg-Zn鋁合金焊接接頭力學(xué)性能研究

劉 建1，汪 認(rèn)1，張志毅1，張曉鴻2，陳 輝2

（1.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司，山東 青島 266111；2.西南交通大學(xué)，四川 成都 610031）

高溫?cái)D壓后經(jīng)過人工時(shí)效處理的熱處理強(qiáng)化型材是廣泛應(yīng)用于高速列車車體的結(jié)構(gòu)材料。在列車車體的焊接制造過程中，由于焊接熱源作用改變了型材的熱處理狀態(tài)，導(dǎo)致接頭區(qū)域的力學(xué)性能弱化。通過采集焊接試驗(yàn)過程的熱循環(huán)曲線，研究7系鋁合金接頭熱影響區(qū)的溫度變化過程，根據(jù)熱循環(huán)曲線特征將熱影響區(qū)劃分為固溶區(qū)和過時(shí)效區(qū)，并分析熱影響區(qū)的組織演變和硬度分布規(guī)律。脈沖MIG和激光-MIG復(fù)合焊兩種焊接方法在接頭的過時(shí)效區(qū)域都出現(xiàn)軟化。

7系鋁合金；脈沖MIG焊；激光-MIG復(fù)合焊；焊接接頭；熱循環(huán)

0 前言

高速列車由于運(yùn)行速度高、運(yùn)輸能力大、能源消耗少、環(huán)境污染輕，成為目前世界客運(yùn)發(fā)展的共同趨勢(shì)。適合于高速列車制造的鋁合金主要有Al-Mg（5×××系）、Al-Mg-Si（6×××系）及Al-Zn-Mg（7×××系）三大系列，其中7系鋁合金是主要的使用材料之一[1－2]。

7系列鋁合金時(shí)效時(shí)，第二相在脫溶之前會(huì)出現(xiàn)亞穩(wěn)定結(jié)構(gòu)，通常的脫溶順序?yàn)椋篠S（過飽和固溶體）→偏聚區(qū)（GP區(qū)）→η’相（MgZn2亞穩(wěn)相）→η相（MgZn2平衡相），其中η’相是7系鋁合金的重要強(qiáng)化相[3-5]，和基體保持半共格關(guān)系[6]。在更高或更長(zhǎng)的保溫時(shí)間下，過飽和固溶體會(huì)析出平衡相η，與基體共格關(guān)系，當(dāng)η相大量出現(xiàn)時(shí)，合金發(fā)生明顯軟化。

在焊接制造過程中，由于第二相受熱發(fā)生變化，熱處理可強(qiáng)化鋁合金的焊接接頭普遍存在的軟化現(xiàn)象[7-9]。在此將對(duì)7系鋁合金焊接過程的熱循環(huán)進(jìn)行測(cè)試，研究該材料的熱影響區(qū)微觀組織演變和焊接接頭硬度。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為高速列車結(jié)構(gòu)材料A7N01（厚度15 mm），熱處理狀態(tài)為T5狀態(tài)。采用電火花直讀光譜儀測(cè)試材料成分（測(cè)試5個(gè)點(diǎn)求平均值），測(cè)試結(jié)果如表1所示。

表1 7系鋁合金的化學(xué)成分%

1.2 試驗(yàn)方法

采用A7N01（T5）鋁合金材料，試板尺寸150mm× 150 mm×15 mm。主要測(cè)試距焊縫中心不同距離處的焊接熱循環(huán)。

焊接試驗(yàn)時(shí)，通過在試板的焊接穩(wěn)定區(qū)域?qū)θ酆暇€和熱影響區(qū)域采集溫度曲線，獲得升溫、冷卻速率、熱影響區(qū)和熔合線的溫度范圍。具體試驗(yàn)過程為：

（1）試板準(zhǔn)備。先制備150 mm×150 mm×15 mm鋁合金試板，然后在試板上畫線布點(diǎn)。

（2）布點(diǎn)完成后，從背面進(jìn)行打孔，將2根熱電偶一起點(diǎn)焊到試板上的小孔中，如圖1所示。

圖1 焊有熱電偶的試板

（3）焊前準(zhǔn)備。將準(zhǔn)備好的試板夾持到工作平臺(tái)，然后將溫度采集儀的采集通道通過導(dǎo)線接到熱電偶上。

（4）采用MIG焊、激光-MIG復(fù)合焊兩種焊接方法在試板上進(jìn)行堆焊，焊接參數(shù)如表2所示。

表2 焊接工藝參數(shù)

試驗(yàn)結(jié)束后，采用光學(xué)顯微鏡ZeissObserver.A1m對(duì)焊接接頭不同區(qū)域進(jìn)行金相拍照，采用HVS-30數(shù)顯維氏硬度儀對(duì)焊接接頭上表面進(jìn)行硬度測(cè)試。

2 A7N01鋁合金的焊接熱循環(huán)測(cè)試

2.1 焊接接頭的組織分布

對(duì)于7000系列鋁合金，根據(jù)其焊縫組織的特征可分為4個(gè)區(qū)域，如圖2所示。

圖2 焊縫組織分布示意

（1）焊縫區(qū)：發(fā)達(dá)的柱狀晶區(qū)，延伸至焊縫中心。

（2）熔合區(qū)：焊絲與母材金屬熔化后形成的混合組織。

（3）固溶區(qū)（熱影響區(qū)）：該區(qū)域經(jīng)歷熱循環(huán)溫度較高，鋁合金的脫熔相部分或者完全溶入基體。

（4）過時(shí)效區(qū)（熱影響區(qū)）：該區(qū)域經(jīng)歷焊接熱循環(huán)溫度比固溶區(qū)低。但在焊接熱效應(yīng)下，該區(qū)域母材的亞穩(wěn)相轉(zhuǎn)化為平衡相，出現(xiàn)不同程度的軟化。

2.2 焊接熱循環(huán)測(cè)試結(jié)果

試驗(yàn)中測(cè)試得到距離焊縫熔合線0 mm，3 mm，10 mm，15 mm，20 mm，25 mm，30 mm處的焊接熱循環(huán)曲線，如圖3所示。隨著距熔合線距離的增加，峰值溫度從750℃至80℃逐漸降低，其中升溫速度為110～170℃/s。復(fù)合焊與MIG焊接相比，熱影響區(qū)的熱循環(huán)峰值溫度較低。

3 A7N01-T5焊接接頭微區(qū)組織形貌

A7N01焊接接頭各個(gè)微區(qū)的顯微組織如圖4所示，焊縫中心晶粒主要呈柱狀晶（見圖4a）；熔合區(qū)晶粒變化明顯，同時(shí)，在熔合線上有較多細(xì)小的等軸晶分布（見圖4b）；固溶區(qū)晶粒粗大，呈帶狀分

圖3 焊接熱循環(huán)曲線

布（見圖4c）；過時(shí)效區(qū)晶粒細(xì)小，接近于母材組 織，只是比母材的晶粒稍大（見圖4d）。

圖4 7系鋁合金（T5）鋁合金焊接后顯微形貌

4 A7N01-T5焊接接頭的硬度分布

焊后經(jīng)100天自然時(shí)效，表面硬度分布如圖5所示，A7N01鋁合金焊接接頭的焊縫中心硬度最低（填充金屬為5系，相對(duì)較軟）。

熱影響區(qū)的固溶區(qū)（距熔合線4 mm以內(nèi)）的硬度經(jīng)過自然時(shí)效可恢復(fù)到接近母材的初始硬度。該處距離焊縫較近，經(jīng)歷了較高峰值溫度的焊接熱循環(huán)，母材中的強(qiáng)化相分布發(fā)生了部分或者完全固溶，導(dǎo)致硬度下降。隨后經(jīng)過約3個(gè)月自然時(shí)效，亞穩(wěn)相逐漸脫熔并和基體形成半共格關(guān)系，因此該區(qū)域硬度發(fā)生回復(fù)。而過時(shí)效區(qū)（距熔合線4～10 mm）經(jīng)歷了較低峰值溫度的焊接熱循環(huán)（300℃以下），該區(qū)域材料在焊接熱驅(qū)動(dòng)下，促使亞穩(wěn)相轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定相，失去了和基體的半共格關(guān)系，導(dǎo)致出現(xiàn)硬度低谷，并且在后續(xù)的自然時(shí)效中不能恢復(fù)。

圖5 激光-MIG復(fù)合焊和脈沖MIG焊接試板表面硬度分布

與MIG焊接相比，激光和MIG復(fù)合熱源耦合增加了激光熱源的輸出效率和電弧穩(wěn)定性，焊接過程的熱輸入集中，熔深增加，升溫和冷卻速率較快。因此復(fù)合焊接接頭熱影響區(qū)的過時(shí)效區(qū)域的軟化現(xiàn)象相比單一MIG焊接情況有一定改善。

5 結(jié)論

T5熱處理狀態(tài)的A7N01焊接接頭的焊縫位置硬度最低（平均硬度72 HV，采用低匹配的5系焊絲）。在焊接試驗(yàn)中，距離焊縫中心約10 mm區(qū)域出現(xiàn)硬度極小值（最低降至88 HV），該區(qū)域經(jīng)歷了峰值溫度低于200℃的焊接熱循環(huán)，并在焊接過程中處于80℃～100℃長(zhǎng)時(shí)間保溫，使材料發(fā)生過時(shí)效，降低了原始母材的熱處理硬化狀態(tài)（約110HV）。在距離焊縫熔合線較近的區(qū)域（4 mm以內(nèi)），材料經(jīng)歷了較高溫度的峰值熱循環(huán)后出現(xiàn)析出相固溶，在經(jīng)歷了100天自然時(shí)效后，亞穩(wěn)相逐漸脫溶使硬度恢復(fù)接近于母材的初始硬度。

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Study on mechanical properties of welded joint of Al-Mg-Zn aluminum alloy

LIU Jian1，WANG Ren1，ZHANG Zhiyi1，ZHANG Xiaohong2，CHEN Hui2
（1.CRRC Qingdao Sifang Co.，Ltd.，Qingdao 26111，China；2.Southwest Jiaotong University，Chengdu 610031，China）

7XXX Al-Mg-Zn alloy was widely used in high-speed train manufacture.In this paper，the aluminum alloy was heat treated by artificial aging process after extrusion processing.During the welding process，the heat-treated condition of aluminum alloy would be transformed by the welding heat source，resulting in the weakening of the mechanical properties of weldment.The thermal cycling curve was collected during welding procedure test.Subsequently，the temperature evolution in HAZ was analyzed，and HAZ was subdivided into two sections of solid-solution area and aging area by peak temperature.Furthermore，the microstructure evolution and hardness distribution of two kindsofHAZwasconcluded.Afterpulsed-MIGweldingandlaser-MIGhybridweldingproceduretests，appearedsofteningintheover agingregionofthejoint.

Al-Zn-Mg aluminum alloy；pulsed-MIG welding；laser-MIG hybrid welding；welded joint；thermal cycling

TG407

A

1001－2303（2017）08－0142-04

10.7512/j.issn.1001-2303.2017.08.30

2017-01-13

劉 建（1984—），男，工程師，碩士，主要從事高速列車鋁合金車體焊接工藝等相關(guān)工作。E-mail：inovme@163.com。

本文參考文獻(xiàn)引用格式：劉建，汪認(rèn)，張志毅，等. Al-Mg-Zn鋁合金焊接接頭力學(xué)性能研究[J].電焊機(jī)，2017，47（08）：142-145.