A6N01鋁合金CMT焊接接頭組織與性能研究

朱瑞棟，馬傳平，徐曉龍

（1.中車青島四方機車車輛股份有限公司，山東青島266111；2.西南交通大學材料科學與工程學院，四川成都611031；3.四川大西洋焊接材料股份有限公司，四川自貢643010）

0 前言

A6N01鋁合金的擠壓性好、耐蝕性優良，尤其適合于制造復雜截面的多孔中空型材，可以用作側墻、車頂等高速列車車體的主體結構，極大減輕車體質量[1-3]。目前A6N01鋁合金已廣泛應用在高速列車和城市軌道列車上，焊接方法主要為MIG焊。MIG焊熱輸入較大，導致焊縫和熱影響區都很寬，且晶粒粗大、焊接殘余應力大、變形嚴重等，強度一般僅為可熱處理強化鋁合金母材的60%～90%。國內外學者對其焊接性能進行了大量研究。楊尚磊[4]等人研究和分析了A6N01鋁合金MIG焊接接頭的顯微組織和力學性能，發現接頭HAZ過時效區的晶粒較淬火區的更為粗大，導致形成HAZ的過時效軟化區，顯微硬度降低。彭建[5]等人研究了高速列車用A6N01鋁合金TIG焊接頭的組織及性能，發現在焊接熱循環作用下，焊接接頭的力學性能相對于基材發生了較大變化，焊接熱影響區內的軟化區是合金接頭的最薄弱環節，接頭硬度最低處、拉伸斷裂部位均位于該區域。因此，降低軟化區間寬度以及提升熱影響區強度是6系鋁合金焊接生產的主要研究內容之一。

冷金屬過渡焊接技術（Cold metal transfer，簡稱CMT）是一種無焊渣飛濺的新型焊接工藝技術，它是Fronius公司開發的一種低熱輸入焊接工藝。研究表明，CMT技術不僅降低了熱輸入量，而且與傳統MIG焊相比，焊絲熔化率更高且焊絲熔敷率改變很小。即CMT技術提供了一個焊接熱輸入低且焊縫成形美觀的平臺[6]，非常適用于薄板焊接。高速列車車體側墻、頂棚和地板用A6N01鋁合金擠壓型材壁厚較薄，厚度2～4mm，利用CMT技術進行焊接具有一定的可行性，但國內外對此進行研究及應用相對較少。本研究采用CMT技術對高速列車車體常用的中空A6N01鋁合金擠壓型材進行脈沖CMT焊接（PCMT），分析CMT焊接頭的組織與性能，為CMT技術在高速列車上的應用提供基礎數據。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料和焊接方法

試驗材料為高速列車用A6N01S-T5鋁合金擠壓型材，加工成尺寸為200mm×140mm×2mm的試板。焊接材料為大西洋的ER5356鋁鎂焊絲，直徑φ1.2mm，母材和焊絲的化學成分如表1所示。P-CMT焊接設備為Fronius公司生產的TransPuls Synerglc 4000焊機，試板開60°V型坡口，不留鈍邊和間隙，單面焊雙面成形。經多次工藝調試后選擇的最優P-CMT焊接工藝參數如表2所示。

表1 試驗材料的化學成分%

表2 焊接工藝參數

1.2 試驗方法

試板焊接完成后，對焊接接頭進行X射線探傷。探傷合格后的試板分別按照標準ISO 4136-2001加工無余高拉伸試樣，按照標準ISO 5173-2009加工焊接接頭彎曲試樣，按照ISO 15614-2-2005取樣觀察微觀組織和力學性能。采用 Zeiss-A1M數碼金相顯微鏡觀察接頭的金相組織，腐蝕液為混合酸溶液（體積比 HF∶HCl∶HNO3∶H2O=2∶3∶5∶90）。采用HVS-30D型維氏硬度計測量接頭表面各區域的硬度值，測試點由焊縫中心向兩側母材區域依次分布，測試點間隔1mm，載荷3 kg，載荷持續時間15 s。拉伸和彎曲試驗采用DNS300萬能拉伸試驗機，拉伸速率3mm/min，彎曲速率 7mm/min。

2 試驗結果與分析

2.1 焊縫外觀表面成形

根據表2的焊接工藝參數對A6N01鋁合金進行P-CMT焊接，完成后觀察焊縫表面成形情況，結果如表3所示。由表3可知，P-CMT焊縫魚鱗紋非常明顯，密集且美觀，但焊縫寬度較窄。焊縫成形及熔合良好，并且過渡較為平緩，焊縫的正面呈銀白色，背面呈淺灰色，未發現焊接裂紋、未焊透、氣孔、咬邊和未熔合等缺陷。

表3 A6N01鋁合金P-CMT和M IG焊接頭表面成形

2.2 微觀組織

A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的焊縫、熔合線、熱影響區和母材的金相組織如圖1所示。由圖1a可知，焊縫區因熱輸入很高，焊絲完全熔化，凝固速度緩慢，晶粒自然生長，所以焊縫均為典型樹枝狀晶組成的鑄態組織。焊縫以α（Al）固溶體為基體，在 α（Al）的晶界及枝晶間主要分布有α（Al）+Mg 的共晶組織，且晶內有Mg2Si的質點析出。圖1b為熔合區組織，焊接接頭熔合區是由基體金屬和焊絲熔化金屬形成的一種交混合金，該區域內母材發生局部熔化，靠近焊縫一側為沿散熱方向以聯生結晶形式形成的柱狀晶組織，而靠近母材一側則為等軸晶組織[4-5]。熱影響區則保持了部分母材的特征，由于受到焊接熱作用的影響，晶粒發生長大，其尺寸顯著大于母材。母材為典型的再結晶組織，晶粒尺寸較小，同時還可以看出，母材中存在著許多點狀、條狀以及短棒狀的析出相[4]。

圖1 A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭金相組織

2.3 硬度試驗結果

A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的硬度分布曲線如圖2所示。可以看出，接頭硬度是以焊縫中心線為軸線成呈似對稱分布。在整個接頭中，焊縫處的硬度值最低，約為50～55 HV；母材的硬度值最高，約為100～110 HV；熱影響區的硬度值高于焊縫，但是低于母材，約為62～100HV，分布范圍較寬，且熱影響區的硬度分布趨勢是先上升后下降，最后再上升，即焊縫兩側熱影響區各存在一個寬約3mm的軟化區。軟化區低點在距離焊縫中心約10mm處，軟化區的硬度值為熱影響區硬度的最低值，該區域為焊接接頭的薄弱區域。

2.4 拉伸和彎曲試驗結果

A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的拉伸試驗數據如表4所示。A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的抗拉強度平均值為203MPa，斷后伸長率A60平均值為11.09%。拉伸試樣的斷裂部位為熱影響區和焊縫區，其中斷于熱影響區的試樣其斷裂處正好位于距離焊縫中心約10mm處的軟化區。這說明A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的薄弱環節為熱影響區的軟化區和焊縫區。

圖2 A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的硬度分布曲線

彎曲試驗結果可以作為塑性較差的型材彎曲變形能力的判據[7]。針對A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭各取3個平行試樣進行面彎和背彎試驗。結果發現，所有試樣均未發現裂紋和發生斷裂，具有較好的塑性和抗裂紋能力。

表4 A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭拉伸試驗數據

2.5 分析討論

A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭各個區域顯微組織與性能差異主要是由于焊接過程中熱輸入不同以及焊絲和母材成分不同所致。焊縫是焊絲與母材熔化后急劇冷卻形成的結晶組織，它的性能主要取決于焊絲和母材的化學成分及其結晶過程。由于在焊接過程中，高溫下部分Mg元素會發生燒損，且其他元素含量很低，導致α（Al）固溶體的過飽和程度不高，Al8Mg5析出傾向較小，所以焊縫金屬強度不高，硬度在整個接頭中為最低。

A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的熱影響區主要由淬火區和過時效區組成[5，8]。A6N01鋁合金母材為經過固溶處理+不完全人工時效的合金，其基體組織為再結晶組織，主要強化相為時效處理時析出的過渡相β′（Mg2Si）[4]。在P-CMT焊接過程中，受焊接熱輸入的影響，焊縫區強化相元素Mg、Si等具有較大的活性，過渡相β′（Mg2Si）分解并固溶于α（Al）基體中。在焊后快速冷卻過程中，獲得Mg、Si過飽和固溶體，Mg、Si在鋁基固溶體的一定結晶面上偏聚形成GP區，與α（Al）基體完全共格或者部分共格，從而強化合金。在隨后的自然時效過程中，Mg、Si原子進一步偏聚，GP區擴大并有序化轉變為不穩定的β′過渡相，合金達到最大強化階段，形成顯微硬度明顯高于焊縫的熱影響區的淬火區，但由于淬火區的自然時效較A6N01鋁合金的時效處理效果差，所以淬火區的顯微硬度仍然低于母材硬度。隨著距焊縫中心的距離的增加，熱循環溫度雖然高于原有時效處理溫度，但未達到固溶溫度，強化相高溫溶解不充分，析出數量少，且析出和長大的強化相粒子粒徑不均勻，強化效果弱于淬火區，從而形成過時效軟化區，明顯降低合金的強度和硬度[4]，所以該區域的顯微硬度較低，拉伸時也因強度降低而最先斷裂。隨著距焊縫中心距離的繼續增加，過時效現象逐漸減弱，熱影響區的硬度值逐漸增加。

3 結論

（1）A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭外觀成形良好，焊縫無焊接裂紋和氣孔等缺陷。

（2）P-CMT焊接接頭的焊縫均為典型樹枝狀晶組成的鑄態組織，焊接接頭熔合區靠近焊縫一側為柱狀晶組織，靠近基體一側為等軸晶組織。熱影響區仍然保持部分母材的特征，但部分晶粒較母材晶粒粗大。母材為典型的再結晶組織。

（3）焊縫的顯微硬度低于母材，熱影響區的硬度介于焊縫和母材之間。從焊縫中心經過熱影響區到母材的顯微硬度值逐漸提高。距離焊縫中心約10mm處為熱影響區軟化區。

（4）A6N01鋁合金P-CMT焊接接頭的抗拉強度平均值為203MPa，斷后伸長率A60平均值為11.09%。拉伸斷裂部位主要為軟化區和焊縫區。

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