何柏林，王永祥，金 輝，李 力

（華東交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，江西 南昌 330013）

A7N01P 鋁合金屬于Al-Mg-Zn 系高強(qiáng)鋁合金，由于其質(zhì)量較輕、強(qiáng)度較高、耐腐蝕性能較好，并且具有較好的加工性，因此被廣泛應(yīng)用于動車組的車體結(jié)構(gòu)。車體鋁合金焊接常采用熔化極惰性氣體保護(hù)焊（MIG）。高強(qiáng)鋁合金焊接接頭在服役過程中受到動態(tài)載荷的作用，若出現(xiàn)疲勞斷裂失效，將損失嚴(yán)重［1-3］，現(xiàn)有理論指出該接頭進(jìn)入超高周疲勞階段時，即使未到達(dá)疲勞極限，也可能會發(fā)生疲勞斷裂。焊接結(jié)構(gòu)失效大多數(shù)是從表面萌生微裂紋，隨后微裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展直至發(fā)生瞬時斷裂，焊接接頭內(nèi)部尺寸較小的氣孔、夾雜等缺陷同樣會使焊接接頭疲勞壽命大幅度下降，成為疲勞斷裂失效的裂紋源［4-7］。因此消除焊接接頭應(yīng)力集中尤為重要，通常情況下鋁合金焊接接頭采用打磨去除焊縫余高的方式，消除焊趾處的應(yīng)力集中和焊接殘余應(yīng)力對焊接接頭疲勞性能的影響［8］，這種方式雖操作簡單，但效率低，浪費(fèi)人力和物力。

超聲沖擊技術(shù)是近幾年發(fā)展起來的一種高效表面處理技術(shù)，利用超聲換能器將高頻率的聲波轉(zhuǎn)換為高頻率機(jī)械振動，對焊接接頭表面進(jìn)行高速劇烈的打擊，材料受到?jīng)_擊力的作用產(chǎn)生塑性變形，有害的殘余拉伸應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)橛幸娴臍堄鄩嚎s應(yīng)力，從而使得接頭表面晶粒細(xì)化，力學(xué)性能提升。經(jīng)超聲沖擊處理后的焊接接頭，其圓弧過渡處更加平滑，應(yīng)力集中系數(shù)明顯降低，沖擊層表面硬度也大幅度提高，有效提高了接頭的疲勞性能［9-13］。目前對于Al-Mg-Zn 系鋁合金疲勞壽命的研究，主要集中在焊接方式的突破與超聲沖擊對鋁合金焊接接頭表層組織的影響［14-15］，且大多僅限于低周或者高周疲勞領(lǐng)域，但對超高周疲勞領(lǐng)域的斷裂研究很少。面對我國高速動車組的快速發(fā)展，以及考慮到其后運(yùn)行幾年到幾十年的安全問題，積累超長壽命區(qū)間的疲勞壽命信息對列車安全運(yùn)行是十分有必要的。本文采用超聲沖擊和磨平焊縫余高2 種表面處理方法對高強(qiáng)鋁合金焊接接頭進(jìn)行處理，并研究這2 方法對高強(qiáng)鋁合金超高周疲勞性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料與板材制備

選用A7N01P 鋁合金軋制板材作為試驗(yàn)材料，規(guī)格為500 mm×150 mm×12 mm。A7N01P 鋁合金屬于Al-Mg-Zn 系可熱處理強(qiáng)化鋁合金（抗拉強(qiáng)度Rm=395 MPa）。焊材選用直徑為2.5 mm 的ER5356Al-Mg 焊絲（所選焊絲的強(qiáng)度低于母材的強(qiáng)度，可以有效防止焊接過程以及冷卻后出現(xiàn)焊縫裂紋）。A7N01P 鋁合金與ER5356Al-Mg焊絲的化學(xué)成分見表1。

表1 A7N01P鋁合金及ER5356焊絲的合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

采用MIG 焊的方式對2 塊鋁板進(jìn)行雙面多層焊，焊接前將工件待焊區(qū)加工出X型坡口，中間留鈍邊，寬度大約為1 mm，坡口角度分別為70°和120°。保護(hù)氣為氬氣，氣體流量為20±3 L·min-1，焊接電流為210～240 A，焊接電壓為23～24 V，焊后自然時效1個月。

1.2 超聲沖擊和磨平焊縫余高處理

超聲沖擊設(shè)定頻率為20 kHz，振幅為20 μm，電流選用1.5 A，沖擊時間為5 min。沖擊過程中保證沖擊槍與沖擊表面垂直，手臂不施加額外的壓力（僅作固定依托作用），依靠沖擊槍自重完成沖擊試驗(yàn)。

磨平焊縫余高處理方法是利用磨床對焊接接頭進(jìn)行磨削加工，將焊縫余高完全磨至與母材齊平，達(dá)到消除應(yīng)力集中的目的。

1.3 超聲疲勞試驗(yàn)

采用線切割機(jī)，分別在鋁板母材及經(jīng)過超聲沖擊或磨平焊縫余高表面處理的對接鋁板上切割出疲勞試驗(yàn)所用試樣，尺寸如圖1所示。試樣尺寸通過嚴(yán)格計(jì)算得出，保證與設(shè)備可以發(fā)生諧振［16］，在試樣的一端加工出M5 內(nèi)螺紋，以便牢固安裝在疲勞試驗(yàn)機(jī)上。取樣位置如圖2 所示。試樣共分為4組，分別為母材試樣（9 個）、焊態(tài)試樣（11 個）、沖擊態(tài)試樣（12 個）和磨平焊縫余高試樣（12個）。每組試樣切割完畢后利用磨床進(jìn)行表面磨削，并將試樣表面打磨至光滑，之后進(jìn)行超高周疲勞試驗(yàn)。

圖1 疲勞試樣設(shè)計(jì)圖（單位：mm）

圖2 疲勞試樣的取樣位置

1.4 顯微硬度試驗(yàn)

超聲沖擊處理之后，對焊接接頭塑變層的硬度分布進(jìn)行測量，分析超聲沖擊對焊接接頭的表面硬化作用。試驗(yàn)分為4 組：沖擊電流為1.0 A，沖擊時間為2 min（簡稱沖擊參數(shù)為1.0 A/2 min）、沖擊電流為1.0 A，沖擊時間為5 min（簡稱：沖擊參數(shù)為1.0 A/5 min）、沖擊電流為1.5 A，沖擊時間為2 min（簡稱：沖擊參數(shù)為1.5 A/2 min）、沖擊電流為1.5 A，沖擊時間為5 min（簡稱：沖擊參數(shù)為1.5 A/5 min）。硬度試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 2654—2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》，壓痕間距設(shè)為50 μm，負(fù)載設(shè)定為100 g，保壓時間為10 s。

1.5 斷口及組織分析

疲勞斷口記錄了疲勞裂紋萌生到斷裂的大量信息，并能觀察斷裂位置。利用掃描電鏡對試樣斷口形貌進(jìn)行觀察，分析裂紋萌生的原因、位置及擴(kuò)展機(jī)理。

利用透射電鏡對超聲沖擊處理之后的焊接接頭焊趾部位進(jìn)行顯微組織觀察，探究超聲沖擊對A7N01P鋁合金表層晶粒細(xì)化機(jī)理。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 疲勞試驗(yàn)

將母材試樣、焊態(tài)試樣、超聲沖擊后沖擊態(tài)試樣和磨平焊縫余高試樣的超聲疲勞試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行整理，試驗(yàn)數(shù)據(jù)結(jié)果分別見表2、表3。

各組試樣超聲疲勞試驗(yàn)后不同的宏觀斷裂位置如圖3所示。由表2、表3和圖3可見：母材試樣斷裂位置為圓弧過渡處，原因是該處應(yīng)力集中較大，導(dǎo)致裂紋從這里萌生并沿著一定角度發(fā)生剪切斷裂；焊態(tài)試樣斷裂位置為接頭焊趾處，原因是焊縫處存在焊接缺陷及較大的殘余拉伸應(yīng)力，焊趾處圓弧過渡不夠平緩，表面粗糙度較大；沖擊態(tài)試樣斷裂位置大多數(shù)在焊縫中部，少數(shù)在焊趾處，原因是接頭經(jīng)超聲沖擊處理后，表面質(zhì)量有很大的改善，表層晶粒細(xì)化，焊趾處圓弧過渡較平滑，應(yīng)力集中現(xiàn)象明顯減弱；磨平焊縫余高試樣斷裂位置一般在焊縫缺陷處，極個別在圓弧過渡處，這是因?yàn)榻宇^完全去除余高且在機(jī)械打磨下，表面變得光滑，焊趾處應(yīng)力集中消失，導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生于焊縫缺陷處，部分試樣因圓弧過渡處沒有打磨光滑，受到應(yīng)力集中的影響在此處斷裂。

表2 母材與原始焊態(tài)接頭超聲疲勞試驗(yàn)結(jié)果

根據(jù)表2 和表3 中數(shù)據(jù)，分別擬合得出4 種狀態(tài)試樣的疲勞壽命曲線（S-N曲線）如圖4 所示。圖中：向右箭頭表示疲勞試樣在達(dá)到1×109超高周次（試驗(yàn)設(shè)定最大值）后仍未斷裂。

表3 超聲沖擊和磨平余高試樣超聲疲勞試驗(yàn)結(jié)果

從圖4 可以看出：4 組試樣的S-N曲線均呈現(xiàn)出連續(xù)下降的形式，循環(huán)次數(shù)達(dá)到107后仍繼續(xù)下降，未出現(xiàn)傳統(tǒng)意義上的疲勞極限；母材試樣數(shù)據(jù)點(diǎn)與擬合的曲線貼合較為緊密，與鋁合金母材材質(zhì)均勻且沒有明顯的組織缺陷有關(guān)；焊態(tài)試樣疲勞曲線分布最低，疲勞壽命最差，原因是焊接接頭焊趾處應(yīng)力集中現(xiàn)象明顯和焊縫表面質(zhì)量較差［17-18］；沖擊態(tài)試樣和磨平焊縫余高試樣疲勞壽命曲線較為接近，介于母材和焊態(tài)試樣疲勞壽命曲線之間，說明沖擊和磨平焊縫余高這2 種處理方式均可有效消除接頭應(yīng)力集中現(xiàn)象以及焊縫表面缺陷帶來的不利影響，處理后的接頭疲勞壽命均有顯著提高，且2者疲勞強(qiáng)度提升效果相差不大。

圖3 A7N01P鋁合金疲勞試樣斷裂位置

圖4 疲勞試驗(yàn)S-N曲線

選取循環(huán)次數(shù)為1×107和1×109的2 組疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù)，比較不同試樣的疲勞強(qiáng)度，結(jié)果見表4。從表4 可以看出：當(dāng)循環(huán)次數(shù)為1×107時，較焊態(tài)試樣，沖擊態(tài)和磨平焊縫余高試樣的疲勞強(qiáng)度分別提高了41.5%和48.6%，且后者提高程度比前者高7.1%；當(dāng)循環(huán)次數(shù)為1×109時，沖擊態(tài)和磨平焊縫余高試樣較焊態(tài)試樣的疲勞強(qiáng)度分別提高了52.5%和59.9%，后者提高程度比前者高7.4%。

表4 疲勞強(qiáng)度對比

從表4 中還可以發(fā)現(xiàn)，4 組鋁合金試樣在循環(huán)次數(shù)從1×107變化到1×109時，疲勞壽命下降十分明顯。結(jié)果表明，沖擊態(tài)和磨平焊縫余高試樣疲勞壽命的降幅與母材試樣基本相當(dāng)，明顯低于焊態(tài)試樣。因此，在鋁合金焊接結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)方面必須考慮到超長壽命區(qū)間的疲勞強(qiáng)度下降問題。

由此可以看出，超聲沖擊對于焊接接頭疲勞壽命的提高程度可以達(dá)到與磨平焊縫余高相近的效果，同時，由于超聲沖擊設(shè)備輕、便于攜帶，特別適合現(xiàn)場處理在役焊接結(jié)構(gòu)。因此，推薦工程上采用超聲沖擊方法來改善和提高焊接接頭的疲勞性能。

2.2 顯微硬度

測定4 組不同超聲沖擊參數(shù)下試樣表層硬度，結(jié)果如圖5 所示。試驗(yàn)前測得焊態(tài)試樣焊趾處表層顯微硬度約為118 HV，對試樣進(jìn)行超聲沖擊之后，硬度有較為明顯變化。

圖5 不同沖擊參數(shù)下A7N01P鋁合金表面沖擊后顯微硬度

從圖5 可以看出：沖擊參數(shù)為1.0 A/2 min 時，沖擊態(tài)試樣表層顯微硬度比焊態(tài)試樣略有提高，在不改變沖擊電流的情況下，沖擊時間增加到5 min，表層硬度值提高到143.7 HV；當(dāng)沖擊參數(shù)為1.5 A/2 min 時，表層硬度值約為141 HV，在不改變沖擊電流的情況下，沖擊時間延長至5 min，表層硬度值提高到150.51 HV，相較于焊態(tài)試樣表層硬度值提高了27.6%?？梢姡淖儧_擊電流和沖擊時間可以顯著提高接頭表層顯微硬度。

超聲沖擊處理后表層組織性能的變化類似于金屬的加工硬化，接頭在沖擊力作用下發(fā)生塑性變形，內(nèi)部組織發(fā)生變化，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度和硬度越來越高。但該強(qiáng)化效果也有1個極限，隨著沖擊的進(jìn)行，位錯移動越來越困難，所需的臨界切應(yīng)力越來越大，直至無明顯強(qiáng)化效果。

2.3 疲勞斷口

4 組不同超聲沖擊參數(shù)下試樣疲勞斷口形貌如圖6 所示。從圖6 可以看出：母材試樣斷面較為平整，裂紋萌生于試樣表面缺陷處，這是因?yàn)樵嚇颖砻嫒毕萏帒?yīng)力集中較大，裂紋會優(yōu)先從缺陷處產(chǎn)生，擴(kuò)展區(qū)存在大量撕裂棱，并逐漸向試樣內(nèi)部擴(kuò)展；焊態(tài)試樣斷口較為平整，同樣是由于焊趾處應(yīng)力集中較大，裂紋優(yōu)先從焊趾處萌生，并沿試樣內(nèi)部方向擴(kuò)展，擴(kuò)展區(qū)撕裂棱清晰可見；沖擊態(tài)試樣焊趾表面經(jīng)過超聲沖擊處理后得到很大程度的強(qiáng)化，斷口裂紋源出現(xiàn)在焊縫表面，是表面缺陷和氣孔所引起的，擴(kuò)展區(qū)存在大量的撕裂棱及解理臺階；磨平焊縫余高接頭試樣斷口裂紋源萌生于試樣焊縫表面氣孔處，并逐步向內(nèi)部擴(kuò)展，擴(kuò)展區(qū)存在大量撕裂棱。

圖6 A7N01P鋁合金母材及焊接接頭疲勞斷口

對于服役中的焊接結(jié)構(gòu)，其焊接缺陷容易發(fā)展成裂紋源，影響焊接結(jié)構(gòu)的疲勞性能，造成嚴(yán)重的后果。

2.4 顯微組織

透射電鏡觀察到的焊趾表面經(jīng)超聲沖擊處理后表層組織變化的眀場像和選區(qū)電子衍射花樣如圖7所示。從圖7 可以看出：沖擊參數(shù)為1.0 A/2 min時，在沖擊力的作用下大量位錯整齊排列；沖擊參數(shù)為1.0 A/5 min 時，與沖擊參數(shù)為1.0 A/2 min時相比，試樣表面塑性變形程度增大，位錯密度進(jìn)一步增加，位錯纏結(jié)和位錯墻也在晶粒內(nèi)部形成；沖擊參數(shù)為1.5 A/2 min 時，圖中顯示大量聚集纏結(jié)的位錯，通過分割原有的晶粒形成位錯胞，晶格發(fā)生畸變，原有的結(jié)構(gòu)被破壞；沖擊參數(shù)為1.5 A/5 min 時，眀場像不斷演化出現(xiàn)的位錯胞受到晶內(nèi)和晶界處位錯的作用變?yōu)閬喚Я?，選區(qū)電子衍射花樣為密集的同心圓環(huán)，相鄰晶粒間晶界的取向逐漸變大。

圖7 鋁合金表面不同沖擊參數(shù)下TEM像及選區(qū)衍射花樣

隨著塑性應(yīng)變量的增加，晶內(nèi)位錯發(fā)生一系列變化，位錯密度隨之增加，試樣表層晶粒在高頻能量作用下不斷發(fā)生塑性變形，隨著高頻能量的不斷輸入，塑性變形程度逐漸增大，晶內(nèi)由位錯塞積形成的位錯纏結(jié)與位錯墻分割原有晶粒的次數(shù)增多，原始晶粒內(nèi)不斷重復(fù)從小角度晶界到大角度晶界的轉(zhuǎn)變過程，在不斷沖擊作用下晶粒細(xì)化作用更加明顯，表層晶粒尺寸變得更小。

在超聲沖擊提高焊接接頭疲勞性能的諸多因素中，除了超聲沖擊引起焊接接頭焊趾處應(yīng)力集中程度下降，以及引起表層組織細(xì)化外，超聲沖擊引入的焊趾表面殘余壓應(yīng)力也會起到一定的作用。本次試驗(yàn)對超聲沖擊處理的焊接接頭進(jìn)行了表層殘余應(yīng)力測試，超聲沖擊后焊趾表層均由原始焊態(tài)的拉應(yīng)力轉(zhuǎn)為了壓應(yīng)力，超聲沖擊引入的壓應(yīng)力均在-100～-170 MPa之間。

3 結(jié) 論

（1）A7N01P 鋁合金母材、焊態(tài)、沖擊態(tài)和磨平焊縫余高試樣的超高周階段壽命曲線均表現(xiàn)為連續(xù)下降趨勢，4 組試樣在循環(huán)次數(shù)達(dá)到107后依舊會斷裂，不存在傳統(tǒng)意義上的疲勞極限，因此，在鋁合金焊接結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)方面必須考慮超長壽命區(qū)間的疲勞強(qiáng)度問題。

（2）當(dāng)循環(huán)次數(shù)分別107和109時，沖擊態(tài)和磨平焊縫余高試樣的疲勞強(qiáng)度相較焊態(tài)試樣分別提高了41.5%和48.6%以及52.5%和59.9%，2 種焊縫處理方法相比較，磨平焊縫余高試樣比沖擊態(tài)試樣的疲勞強(qiáng)度只略高7%。由于超聲沖擊設(shè)備輕，便于攜帶，特別適合現(xiàn)場處理在役焊接結(jié)構(gòu)，綜合考慮2 種改善疲勞性能方法的經(jīng)濟(jì)性和加工難易程度，推薦工程上采用超聲沖擊方法改善焊接接頭疲勞性能；對于動車組鋁合金，超聲沖擊參數(shù)建議設(shè)置電流為1.0～1.5 A，沖擊時間為5～10 min 為最佳參數(shù)。

（3）由于焊趾處應(yīng)力集中較大，焊態(tài)試樣都斷于焊趾處；在超聲沖擊處理后，試樣焊趾處應(yīng)力集中系數(shù)降低，因此沖擊態(tài)試樣斷裂位置大多在焊縫缺陷處，少量接頭由于應(yīng)力集中作用，仍斷于焊趾處；磨平焊縫余高試樣因完全去除余高且受到機(jī)械打磨，表面變得光滑，應(yīng)力集中消失，斷裂位置大多在焊縫缺陷處，少量斷裂于圓弧過渡處。

（4）超聲沖擊后焊接接頭焊趾處應(yīng)力集中程度下降，表層發(fā)生嚴(yán)重的塑性變形后，硬度、強(qiáng)度提高；晶粒細(xì)化以及表面引入殘余壓應(yīng)力均是提高焊接接頭疲勞性能的主要因素。