韓曉輝，李帥貞，吳來軍，檀財(cái)旺，李剛卿，宋曉國(guó)

(1.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司,青島,266111；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱,150001；3.哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海),山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,威海,264209)

0 序言

鋁合金具有比強(qiáng)度高、塑性好等優(yōu)點(diǎn)，廣泛用于軌道列車、高鐵車體中的輕質(zhì)承載結(jié)構(gòu)，在軌道交通輕量化中發(fā)揮重要作用[1-3].同時(shí)由于鋁合金具有比熱容大、熱導(dǎo)率高、熱膨脹系數(shù)大等物理特性，在焊接過程容易產(chǎn)生液化裂紋缺陷[4-6].液化裂紋通常尺寸較小、難以發(fā)現(xiàn)，但在服役過程中可能發(fā)展成為裂紋源，嚴(yán)重影響焊接結(jié)構(gòu)的性能和安全[7].6005A 鋁合金為Al-Mg-Si 系可熱處理強(qiáng)化鋁合金，由于具有較好的擠壓性和延展性，是大型鋁型材的主要選材之一，軌道交道領(lǐng)域多采用6005A 鋁合金型材作為車體組焊構(gòu)件[8-9].多位學(xué)者對(duì)6005A 鋁合金焊接裂紋敏感性以及接頭疲勞性能進(jìn)行了研究.張健等人[10]通過熱塑性試驗(yàn)證實(shí)6005A 鋁合金具有較高的熱裂紋敏感性.劉敬萱等人[11]研究了6005A-T6 鋁合金攪拌摩擦焊接頭疲勞裂紋的萌生、擴(kuò)展機(jī)制，結(jié)果顯示疲勞裂紋均在試樣表面萌生.Liu 等人[12]研究6005A 鋁合金CMT 焊接頭的疲勞損傷機(jī)理，發(fā)現(xiàn)通過CMT 電弧攪拌細(xì)化焊縫組織可以改善接頭疲勞性能.

由于鋁型材擠壓工藝的局限性和材料本身的特性，鋁型材表層存在晶粒異常粗大的粗晶組織[13].申澎洋等人[14]的研究表明晶界析出物是造成鋁合金粗晶組織和細(xì)晶組織腐蝕性能差異的主要原因.張大鵬等人[15]研究發(fā)現(xiàn)粗晶組織會(huì)降低鋁合金擠壓棒材的力學(xué)性能.劉聰?shù)热薣16]研究發(fā)現(xiàn)小角度晶界對(duì)鋁合金焊接裂紋的擴(kuò)展有阻礙作用.組織不均勻性對(duì)鋁合金加工特性的影響已受到學(xué)者關(guān)注，而關(guān)于母材表層組織狀態(tài)對(duì)6005A 鋁合金MIG 焊接頭液化裂紋及疲勞性能的影響研究較少，并且接頭疲勞性能對(duì)表面缺陷非常敏感.當(dāng)前國(guó)內(nèi)軌道交通鋁合金車身焊接以多層多道MIG 焊為主，焊縫經(jīng)過多次加熱，焊接液化裂紋問題更為突出.

文中對(duì)保留表層粗晶組織和銑除表層粗晶組織的6005A 鋁合金進(jìn)行多層多道MIG 焊接，對(duì)比研究了母材表層組織狀態(tài)對(duì)6005A 鋁合金多層多道MIG 接頭液化裂紋及疲勞性能的影響，為軌道交通鋁合金焊接液化裂紋的控制及接頭設(shè)計(jì)提供理論依據(jù)和試驗(yàn)數(shù)據(jù).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料選用厚度10 和12 mm 的6005AT6 鋁合金型材，尺寸為350 mm × 150 mm.如圖1所示，對(duì)保留表層粗晶組織的10 mm 厚鋁合金母材進(jìn)行三層三道MIG 焊接，對(duì)12 mm 厚鋁合金母材銑至10 mm 厚、去除表層粗晶組織后進(jìn)行三層三道MIG 焊接.填充材料選用直徑1.6 mm 的ER5356焊絲，母材及焊絲的合金化學(xué)成分如表1 所示.焊接坡口角度60°，預(yù)留裝配間隙1 mm，試板背部加鋁合金墊板進(jìn)行全熔透焊接.試驗(yàn)所用設(shè)備為福尼斯TPS5000 焊接電源和IGM 焊接機(jī)器人，焊接工藝參數(shù)如表2 所示.

圖1 不同表層組織狀態(tài)的MIG 焊接頭(mm)Fig.1 MIG joints of different surface microstructure.(a)surface coarse-grained joints;(b) surface finegrained joints

表1 6005A 及ER5356 的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of 6005A and ER5356

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding parameters

焊接完成之后，采用線切割方式切取接頭截面和焊縫表面的金相試樣，然后進(jìn)行研磨、拋光及腐蝕，采用的腐蝕試劑為凱勒試劑，腐蝕時(shí)間30 s.利用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、透射電子顯微鏡(TEM)、電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)等分析測(cè)試方法對(duì)接頭微觀組織及成分進(jìn)行分析.采用高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)分別對(duì)表層粗晶接頭和表層細(xì)晶接頭進(jìn)行高周疲勞測(cè)試，應(yīng)力比R=0，試驗(yàn)完成后通過最小二乘法繪制S-N曲線，并對(duì)兩種組織狀態(tài)下接頭的疲勞性能進(jìn)行對(duì)比分析.

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 母材及接頭微觀組織分析

圖2 給出了6005A-T6 鋁合金母材的微觀組織.圖2a 為光學(xué)顯微鏡下陽極覆膜后的母材組織截面形貌，可以看出母材表面存在厚度約為330 μm的粗晶組織.母材表層晶粒明顯粗化，沿?cái)D壓方向呈粗大纖維狀分布，晶界附近第二相粗大且聚集(圖2b)；母材中心層晶粒細(xì)小，呈現(xiàn)明顯的擠壓流線，晶界附近第二相細(xì)小且彌散分布(圖2c).

圖2 6005A-T6 鋁合金微觀組織Fig.2 Microstructure of 6005A-T6 aluminum alloy.(a)cross-section of the base metal;(b) the second phase in coarse-grained microstructure;(c) the second phase in fine-grained microstructure

圖3 為保留表層粗晶組織的6005A-T6 鋁合金三層三道MIG 接頭截面及微觀組織形貌.圖3a 為接頭截面形貌，整體呈現(xiàn)上寬下窄的“V”形特征.鋁合金MIG 焊接頭由焊縫區(qū)(weld zone,WZ)、部分熔化區(qū)(partially melted zone,PMZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)3 部分組成.圖3b 為焊縫區(qū)微觀組織，主要由填充金屬熔化、凝固形成的等軸晶組成，同時(shí)出現(xiàn)了條帶狀的層間再熱組織.圖3c為熔合線附近微觀組織：位于熔合線附近的焊縫組織以熔化邊界存在的母材晶粒為形核基體外延生長(zhǎng)為柱狀晶；部分熔化區(qū)為焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的過渡區(qū)，該區(qū)域晶粒發(fā)生明顯的晶界液化現(xiàn)象，是局部熔化后的液相和未熔固相共存的區(qū)域；熱影響區(qū)雖未發(fā)生熔化，但在焊接熱循環(huán)的作用下形成一個(gè)過熱區(qū).

圖3 6005A-T6 鋁合金MIG 焊接頭微觀組織Fig.3 Microstructure of 6005A-T6 aluminum alloy MIG joints.(a) morphology of the cross-section;(b)microstructure of the WZ;(c) microstructure near the fusion line

2.2 母材表層組織狀態(tài)對(duì)液化裂紋的影響

圖4 為兩種焊接接頭焊縫表面熔合線附近的微觀組織形貌，取樣位置和選區(qū)如圖4a 所示.圖4b為表層粗晶接頭熔合線附近微觀組織的反極圖，插入的圖片為該區(qū)域的晶粒取向圖，從圖中可以看出焊縫區(qū)和熱影響區(qū)晶粒組織差異較大：焊縫晶粒比較細(xì)小，熱影響區(qū)因原始母材表層粗晶組織的原因晶粒異常粗大；同時(shí)表層粗晶接頭熱影響區(qū)中產(chǎn)生液化裂紋：萌生于熔合線，沿著粗晶晶界穿過PMZ后向HAZ 擴(kuò)展.圖4c 為表層細(xì)晶接頭熔合線附近的晶粒取向圖，從圖中可以看出焊縫區(qū)和熱影響區(qū)晶粒尺寸接近：焊縫組織由細(xì)小的等軸晶組成，熱影響區(qū)因原始母材表層細(xì)晶組織的原因晶粒比較細(xì)?。槐韺蛹?xì)晶接頭熱影響區(qū)晶粒因發(fā)生再結(jié)晶呈現(xiàn)等軸化，晶粒纖維狀特征明顯弱化.同時(shí)在表層細(xì)晶接頭熱影響區(qū)沒有發(fā)現(xiàn)液化裂紋缺陷.對(duì)比圖4b 和圖4c 可以看出，6005A 鋁合金母材表層組織狀態(tài)對(duì)焊接液化裂紋有明顯影響，表層粗晶組織是6005A 鋁合金接頭熱影響區(qū)產(chǎn)生液化裂紋缺陷的重要原因.

圖4 焊縫表面熔合線附近微觀組織Fig.4 Microstructure near the fusion line on the surface of the weld.(a) sampling location and EBSD selection;(b) surface coarse-grained joints;(c)surface fine-grained joints

圖5 為兩種焊接接頭部分熔化區(qū)微觀組織，選區(qū)位置分別如圖4b 中區(qū)域Ⅰ和圖4c 中區(qū)域Ⅱ所示，可以看出兩種接頭部分熔化區(qū)均發(fā)生晶界液化現(xiàn)象.對(duì)比圖5a 和圖5b 可以發(fā)現(xiàn)，表層粗晶接頭部分熔化區(qū)晶界液化嚴(yán)重并產(chǎn)生液化裂紋，而表層細(xì)晶接頭部分熔化區(qū)僅發(fā)生晶界液化沒有形成液化裂紋.焊接過程中，部分熔化區(qū)的溫度介于固相線和液相線之間，根據(jù)Al-Mg-Si 系三元合金平衡相圖[17]，位于晶界的低熔點(diǎn)成分(Mg2Si、游離Si)與周圍的α(Al)基體發(fā)生組分液化反應(yīng)(α +Mg2Si+Si→L，576 ℃)、(α+Mg2Si→L，594 ℃)，生成圍繞晶粒的晶界液化帶，在凝固之后形成由貧溶質(zhì)α 帶+共晶晶體組成的晶界液化組織[18].

圖5 部分熔化區(qū)微觀組織Fig.5 Microstructure of the PMZ.(a) surface coarsegrained joints;(b) surface fine-grained joints

圖6 為兩種焊接接頭部分熔化區(qū)微觀組織EDS 元素掃描結(jié)果，掃描位置分別如圖5 所示.可以看出，表層粗晶接頭液化裂紋(圖6a)附近Mg和Si 元素出現(xiàn)明顯富集并且液膜厚度較大(8～ 10 μm)，而表層細(xì)晶接頭液化晶界(圖6b)附近Mg 和Si 元素沒有明顯富集、液膜厚度較小(1～ 2 μm).表層粗晶組織晶界附近第二相粗大(圖2b)，通過成分液化反應(yīng)產(chǎn)生的液化相較多.同時(shí)粗晶組織晶粒尺寸較大、晶界面積較小，在同等液化相體積下具有較高的液膜厚度，抵抗拉應(yīng)力的能力較小，更容易形成液化裂紋[19].因此粗晶組織中晶界附近粗大的第二相、較小的晶界面積是表層粗晶組織容易產(chǎn)生液化裂紋的主要原因.

圖6 部分熔化區(qū)EDS 元素線掃描Fig.6 EDS of the PMZ microstructure.(a) EDS of liquation crack; (b) EDS of liquefied grain boundary

圖7 描述了表層粗晶接頭液化裂紋的形成機(jī)理.圖7a 為焊接熔池示意圖，焊接方向如黑色箭頭所示，在液態(tài)熔池后方存在一個(gè)固-液共存的區(qū)域(PMZ)，該區(qū)域中的晶粒邊界發(fā)生了成分液化，弱化了晶粒之間的連接.如圖7b 所示，表層粗晶組織晶界附近低熔點(diǎn)第二相(Mg2Si 和Si)沿著晶界連續(xù)分布，加劇了晶界成分液化的敏感性；焊接加熱過程中，熔合線附近母材晶界低熔點(diǎn)成分Mg2Si 和Si 與α(Al)基體發(fā)生成分液化反應(yīng)，形成連續(xù)分布的液化通道，如圖7c 所示.這種晶間液相的存在大大削弱了晶粒之間的連接.焊接熔池的凝固過程如圖7d 所示，連續(xù)分布的晶界液化通道受到焊接拉應(yīng)力的作用，同時(shí)晶間液相凝固過程中得不到其它液態(tài)金屬的補(bǔ)充，從而在熱影響區(qū)形成液化裂紋.細(xì)晶組織晶界附近第二相細(xì)小(圖2c)，液化反應(yīng)產(chǎn)生的晶間液膜較薄，抵抗晶界拉應(yīng)力的能力較強(qiáng)，晶間液相凝固后只是形成晶界液化組織，而沒有出現(xiàn)液化裂紋.

圖7 表層粗晶接頭液化裂紋形成機(jī)理Fig.7 Mechanism of liquation crack formation.(a) weld pool;(b) aggregation of low melting components;(c) liquid channel;(d) liquation crack

2.3 母材表層組織狀態(tài)對(duì)疲勞性能的影響

圖8 分別為兩種焊接接頭的S-N曲線.可以看出，應(yīng)力幅值對(duì)接頭的疲勞性能影響顯著，隨著應(yīng)力幅值的降低接頭疲勞壽命呈增加趨勢(shì).根據(jù)S-N曲線擬合方程，計(jì)算出不同表層組織狀態(tài)下的焊接接頭在1 × 107循環(huán)壽命下的疲勞強(qiáng)度：表層粗晶接頭的疲勞強(qiáng)度為93 MPa，表層細(xì)晶接頭的疲勞強(qiáng)度為107 MPa.

圖8 S-N 曲線Fig.8 S-N curves.(a) surface coarse-grained joints;(b) surface fine-grained joints

為了研究液化裂紋對(duì)疲勞過程的影響，對(duì)表層粗晶接頭疲勞試樣的斷口形貌進(jìn)行了分析，結(jié)果如圖9 所示.可以看出，疲勞斷口主要分為3 個(gè)部分：疲勞裂紋萌生區(qū)、疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)、疲勞裂紋瞬斷區(qū).從圖9a 可以看出，疲勞裂紋萌生于試樣表面，并且裂紋萌生區(qū)晶粒邊緣圓滑、晶界被液態(tài)薄膜覆蓋，呈現(xiàn)典型的液化裂紋斷口形貌，可以推斷該試樣的疲勞斷裂萌生于液化裂紋附近.因此表層粗晶組織形成的液化裂紋成為疲勞過程中可能的裂紋源，對(duì)接頭疲勞性能造成不利影響.在疲勞裂紋擴(kuò)展階段(圖9b)，斷口形貌呈現(xiàn)與裂紋擴(kuò)展方向垂直的疲勞輝紋及二次裂紋.疲勞斷口瞬斷區(qū)形貌(圖9c)呈現(xiàn)韌窩狀特征，為典型的韌性斷裂.

圖9 表層粗晶接頭疲勞斷口形貌Fig.9 Fatigue fracture morphology of surface coarse-grained joints.(a) initiation zone;(b) propagation zone;(c) short interruption zone

3 結(jié)論

(1) 母材表層組織狀態(tài)對(duì)6005A 鋁合金MIG 焊接頭液化裂紋影響顯著，母材表層為粗晶組織的接頭更容易產(chǎn)生液化裂紋缺陷，改善母材組織狀態(tài)可以減少液化裂紋的產(chǎn)生.

(2) 表層粗晶組織晶界附近第二相粗大、通過組分液化產(chǎn)生的液化相較多，同時(shí)晶粒尺寸大、晶界面積小，晶界液化薄膜的厚度較大，降低了晶界抵抗拉應(yīng)力的能力，是表層粗晶組織容易產(chǎn)生液化裂紋缺陷的主要原因.

(3) 因表層粗晶組織形成的液化裂紋成為疲勞過程中可能的裂紋源，對(duì)接頭疲勞性能產(chǎn)生不利影響.在1 × 107循環(huán)周次下，表層粗晶接頭的疲勞強(qiáng)度為93 MPa，表層細(xì)晶接頭的疲勞強(qiáng)度為107 MPa.