7N01S-T5鋁合金焊接接頭疲勞性能

魏書波 ，劉 岳 ，劉 建 ，方喜風(fēng) ，程永明 ，陳 輝

（1.南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(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 611031）

0 前言

7N01鋁合金為Al-Zn-Mg熱處理強化型高強鋁合金，并加入適量Mn、Zr等微量元素，是焊接性能、擠壓性能等較為優(yōu)異的鋁合金。7N01鋁合金由于其優(yōu)良特性被廣泛應(yīng)用于軌道交通，成為研究熱點[1]。

7N01鋁合金具有良好的焊接性，但研究表明，采用MIG焊焊接鋁合金，會出現(xiàn)焊接接頭的焊縫和軟化區(qū)強度低的問題[4]，這使得接頭的性能較母材有較大程度的下降。焊接接頭有多種破壞形式，其中疲勞破壞多是低應(yīng)力破壞，破壞的發(fā)生往往沒有預(yù)兆，易造成突發(fā)性重大事故，因此疲勞強度成為衡量焊接接頭的重要指標，疲勞問題成為結(jié)構(gòu)設(shè)計和可靠性評估的重點問題[1]。焊縫疲勞強度的降低極大弱化了其力學(xué)性能，增加了焊接結(jié)構(gòu)的安全隱患。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗材料為7N01鋁合金，狀態(tài)為T5，板厚10 mm；焊絲為ER5356，直徑φ1.6 mm。7N01鋁合金和ER5356焊絲的化學(xué)成分如表1、表2所示。

1.2 試驗方法

對采用MIG半自動焊接得到的7N01S-T5鋁合金焊接接頭加工平滑疲勞試樣，即去除焊縫余高使焊縫區(qū)域與母材平齊，其尺寸如圖1所示。使用GPS200高頻疲勞試驗機進行疲勞試驗，應(yīng)力比R=0，加載頻率 85~140 Hz。

圖1 7N01S-T5鋁合金焊接接頭平滑疲勞試樣尺寸

表1 7N01鋁合金主要成分 %

表2 ER5356焊絲主要成分 %

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 疲勞試驗前后的焊接接頭的微觀組織

7N01鋁合金是Al-Zn-Mg系合金，其主要強化相有Zn2Mg和T（Mg3Zn3Al2)[5]。對于疲勞試驗前后的焊接接頭進行金相制備，觀察其顯微組織。

由ER5356填充材料與母材待連接處受熱熔化形成液態(tài)焊接金屬熔池，隨焊接過程的進行不斷冷卻和凝固，形成焊縫。疲勞試驗前的焊接接頭組織如圖2所示。由圖2a可知，焊縫金屬形成粗大的等軸柱狀晶，有明顯的強化相析出，焊縫區(qū)沒有明顯的氣孔等缺陷；圖2b為焊接接頭熔合線附近的顯微組織，熔合區(qū)作為連接焊縫和未熔化母材的過渡區(qū)，組織非常復(fù)雜。靠近焊縫一側(cè)母材晶粒熔化，由于焊縫邊緣散熱充分，冷卻速度快，熔化的金屬形核長大，從而形成了向焊縫方向生長的柱狀晶組織，有較大的第二相粒子，使接頭的性能下降；圖2c為焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織，該區(qū)晶粒在熱作用下長大，部分強化相粒子溶解、分布不均勻，另外未溶解的強化相因焊接熱過程的影響聚集長大；圖2d為母材的顯微組織，可以看到7N01鋁合金型材的組織有明顯的擠壓方向，沿擠壓方向被拉長，強化相分布較均勻。

圖2 未經(jīng)疲勞試驗試樣金相組織（200×）

疲勞試驗后的焊接接頭組織如圖3所示，由圖3a、圖3b可知，經(jīng)過疲勞試驗的焊接接頭，在焊縫表面鄰近熔合線的區(qū)域開裂，并沿垂直于焊縫柱狀晶的方向擴展；圖3c、圖3d表明在焊縫和熔合區(qū)近焊縫側(cè)，均可見粗大的柱狀晶和沿晶粒邊界出現(xiàn)的沿柱狀晶平行方向的晶間液化裂紋，這是由于快速加熱和冷卻的過程使部分合金元素來不及擴散，在晶界富集，形成明顯偏析[6]。二次裂紋如果在疲勞載荷的繼續(xù)作用下可能會導(dǎo)致焊接接頭的進一步破壞，顯著降低焊接接頭的性能。

圖3 疲勞試驗后試樣金相組織

2.2 焊接接頭的硬度分布

通過硬度試驗可知，A7N01焊接接頭母材、熱影響區(qū)和焊縫之間存在硬度差異，對焊接接頭進行硬度測試，結(jié)果如圖4所示。

圖4 7N01鋁合金焊接接頭硬度分布

由圖4可知，7N01鋁合金焊接接頭硬度以焊縫中心線為對稱軸近似呈對稱分布，焊接接頭顯微硬度的變化表明焊接接頭在熱循環(huán)作用下，組織發(fā)生了復(fù)雜的變化。焊縫中心的硬度最低，硬度值約為77.28 HV；在距離焊縫中心±8 mm的區(qū)域內(nèi)，距焊縫中心越遠，其硬度值越高，從焊縫處約80 HV升高到接近母材硬度值約125 HV，熔合線附近金屬由于溶解了母材的大量Zn、Mg等合金強化元素，其顯微硬度比焊縫金屬大大提高；在距離焊縫中心±20 mm的熱影響區(qū)硬度值顯著下降，出現(xiàn)熱影響區(qū)硬度最低點，約為100 HV，此區(qū)域便為熱影響區(qū)的軟化區(qū)，軟化區(qū)由于焊接熱循環(huán)溫度過高使其組織發(fā)生再結(jié)晶而發(fā)生軟化；直至±30 mm的區(qū)域恢復(fù)母材硬度值，表明焊接接頭的熱影響區(qū)很寬，達到±30 mm。7N01鋁合金的熱影響區(qū)從熔合線開始，依次為熔合區(qū)、淬火區(qū)和軟化區(qū)[11]。在這些區(qū)中，有些部位的組織和某些性能可能優(yōu)于焊前母材的組織和性能，如軟化區(qū)的塑性；有些部位的組織和某些性能劣于母材的組織和性能，如軟化區(qū)的強度，劣于母材的部位成為焊縫接頭中的薄弱環(huán)節(jié)。

2.3 疲勞性能試驗及疲勞性能分析

2.3.1 疲勞斷口形貌

經(jīng)過疲勞試驗，在焊縫處發(fā)生斷裂破壞。7N01S-T5鋁合金焊接接頭平滑疲勞試樣斷口形貌的三個特征區(qū)域，分別為疲勞源，疲勞擴展區(qū)和瞬斷區(qū)，如圖5所示。

圖5a中疲勞源附近有明顯的放射紋，這是疲勞源的一個典型形貌。疲勞源處未見明顯的夾渣、氣孔等缺陷，在高頻振動下，此區(qū)域先發(fā)生微觀的結(jié)構(gòu)變化，逐步成為接頭強度的最弱區(qū)，最終萌生疲勞裂紋并不斷擴展。從圖中還可以觀察到放射紋的擴散比較均勻，說明該區(qū)域的組織結(jié)構(gòu)比較均勻沒有出現(xiàn)突變。圖5b是擴展區(qū)的特征形貌，疲勞輝紋遍布于整個視野中，凹向相同，且輝紋方向未發(fā)生偏轉(zhuǎn)，輝紋間距均勻，穩(wěn)定向前擴展。圖5c中可見大小不一的韌窩，是瞬斷區(qū)最主要的相貌特征。

圖5 平滑疲勞試樣斷口形貌特性

2.3.2 疲勞強度

材料發(fā)生疲勞破壞，要經(jīng)歷裂紋起始或萌生、裂紋穩(wěn)定擴展和裂紋失穩(wěn)擴展（斷裂）三個階段，疲勞總壽命也由相應(yīng)的部分組成。因為裂紋失穩(wěn)擴展是快速擴展，對壽命的影響很小，在估算壽命時通常不予考慮，因此疲勞總壽命由疲勞裂紋萌生壽命和疲勞裂紋擴展壽命組成，是各區(qū)疲勞承載能力的綜合反映[7]。將各區(qū)疲勞總壽命和外加載荷歸納到圖中，即得到S-N曲線[8]。

對7N01S-T5鋁合金焊接接頭平滑疲勞試樣進行了8個定應(yīng)力級的疲勞性能測試，根據(jù)所得數(shù)據(jù)繪制其S-N曲線（見圖6），利用曲線擬合得到的疲勞極限為111.6MPa。有研究表明[10]，對于140 MPa的應(yīng)力幅，90%的7N01鋁合金材料可以達到9.6×106次的疲勞壽命。對比母材的疲勞性能與圖6中焊接接頭的疲勞性能可知，焊接接頭的疲勞性能相對于母材有了較大程度的降低。

由圖6平滑疲勞試樣的S-N曲線可以看出其曲線過渡比較平緩，在給定的應(yīng)力比下，應(yīng)力越小，壽命越長。圖6中平緩過度的S-N曲線沒有特殊應(yīng)力-壽命點，說明這種鋁合金的焊接接頭基本沒有受到焊接缺陷的影響[9]，這與上述疲勞斷口分析中掃面電鏡圖中疲勞源處未見明顯的夾渣、氣孔等缺陷恰好對應(yīng)。由圖6可知，在低應(yīng)力的作用下，隨著應(yīng)力級的改變，壽命存在較大的差異，表明載荷越小，疲勞性能反映的焊接接頭力學(xué)性能不均勻性越明顯[8]。當應(yīng)力級小于111.6 MPa時，試樣不發(fā)生破壞，即此焊接接頭的疲勞極限為111.6 MPa。

圖6 平滑疲勞試樣S-N疲勞性能曲線

3 結(jié)論

（1）7N01S-T5鋁合金焊接接頭疲勞失效的試樣斷裂在焊縫處，對比疲勞試驗前后的焊接接頭顯微組織可知，焊縫和熔合區(qū)近焊縫區(qū)域的析出相在晶界富集形成的細小液化裂紋經(jīng)過疲勞試驗后有輕微的開裂；在焊縫表面萌生的裂紋沿垂直于焊縫柱狀晶的方向擴展。

（2）MIG焊得到的7N01鋁合金焊接接頭硬度以焊縫中心線為對稱軸近似呈對稱分布，焊縫處的硬度最低，為77.28 HV；在距離焊縫中心20 mm處硬度顯著下降，為熱影響區(qū)的軟化區(qū)；由硬度分布可以看出MIG焊接7N01鋁合金的焊接接頭熱影響區(qū)很寬，可達約30 mm。

（3）疲勞失效的試樣斷在焊縫處，通過SEM未見裂紋源處有明顯的夾渣、氣孔等缺陷，在高頻的振動下，此區(qū)域先發(fā)生微觀的結(jié)構(gòu)變化，然后逐步成為接頭強度的最弱區(qū)，最終萌生疲勞裂紋并不斷擴展。通過測試擬合其S-N曲線得到其疲勞極限為111.6 MPa。

[1]Wanhui Liu，Wenbin Liu，Ailian Bao.Microstructure and properties of ceramic coatings on 7N01 aluminum alloy by micro-arc oxidation[J].Procedia Engineering，2012（27）：828-832

[2]鄧波.7N01鋁合金高速反向擠壓實驗研究[J].云南冶金，2006，35（4）：50-52.

[3]薛華.高速列車用A6N01S和A7N01S鋁合金焊接接頭疲勞裂紋擴展速率研究[D].天津：天津大學(xué)，2007.

[4]王元良，陳輝.高速列車鋁合金焊接的發(fā)展趨勢[J].電焊機，2010，40（2）：9-16.

[5]高寶杰.脈沖MIG焊對7N01鋁合金焊接接頭組織及力學(xué)性能的影響[J].熱加工工藝，2012，41（15）：138-140.

[6]閆忠杰.A7N01鋁合金焊接接頭疲勞強度優(yōu)化設(shè)計[D].哈爾濱：哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2010.

[7]陳傳堯.疲勞與斷裂[M].武漢：華中科技大學(xué)出版社，2002.

[8]王林森.Al-Zn-Mg合金焊接接頭疲勞裂紋萌生特性研究[D].哈爾濱：哈爾濱工業(yè)大學(xué)2011.

[9]林慶琳.高速列車用A7N01鋁合金焊接接頭疲勞性能的研究[D].山東：青島科技大學(xué)，2011.

[10]Teng-Shih Shih，Quin-Yang Chung.Fatigue of as-extruded 7005 aluminumalloy[J].Materials Science and Engineering，2003（A348）：333-344.

[11]周振豐.焊接冶金學(xué)（金屬焊接性）[M].北京：機械工業(yè)出版社，2013.