新型高铜的6005A铝合金焊接接头疲劳性能

新型高铜的6005A铝合金焊接接头疲劳性能

季 凯， 张 静， 徐玉松

(江苏科技大学(张家港校区)冶金与材料学院，张家港 215600)

摘 要：采用扫描电镜，透射电镜，拉伸试验及疲劳试验分析两种6005A铝合金焊接接头的组织及疲劳性能，揭示影响6005A铝合金焊接接头疲劳裂纹形成的主要原因. 结果表明，适量铜能显著提升商用6005A铝合金拉伸性能与疲劳性能，其抗拉强度、断后伸长率和高周疲劳强度分别为220 MPa，12%和106 MPa. 6005A铝合金焊接区域疲劳失效源于受焊接热输入影响的沉淀相Mg2Si粗化长大，适量铜能稳定热影响区相成分，改善远离焊缝的软化区间强化相Mg2Si在结晶面上偏聚，提高接头区域的疲劳性能.

关键词：6005A铝合金；焊接接头；S-N曲线；强化相Mg2Si

0 序 言

随着列车不断提速和服役条件的日益恶化，对轨道交通材料提出新的结构设计要求与质量控制准则. 尽管现有的车用6005A铝合金已具备良好的综合性能，但这并不意味着其焊接接头也具有相似的性能，并且多数焊接构件在实际车况中还需承受一定的交变载荷，疲劳作为车体焊接构件以及机械零件破坏的最主要形式，影响车体材料服役寿命的重要因素[1]. 因此，在常规力学性能的基础上，研究车用铝合金焊接接头的疲劳性能具有重要的理论价值与现实意义.

目前，国内外研究者多从疲劳失效机制和疲劳数值模拟两方面来探索分析高速列车用6005A铝合金焊接材料[2-4]. 铝合金车体材料的疲劳失效机制的核心在于控制合金的纯度(Fe和Si杂质元素)、硬相质点的尺寸和分布以及合金的热处理状态等方式，来实现强化焊接构件薄弱部位目的. 模拟分析主要基于有限元方法，提出疲劳累积损伤的数学模型，寻求铝合金车辆车体临界损伤的疲劳设计线. 而文中采用商用和自制6005A合金焊接材料进行应力控制的疲劳试验，从影响合金疲劳热影响区组织与疲劳断口形貌出发，寻求兼具理想强度水平、良好焊接性能以及超长服役周期的高速列车用铝合金焊接材料的开发，实现高速列车重要材料结构部件整体性能的升级.

1 试验方法

采用电磁搅拌法熔铸铝合金，合金制备工艺流程为：将商用6005A铝合金(成分见表1)于740 ℃熔化后加入一定量Al-Cu中间合金. 熔炼后合金液于720 ℃浇入预热温度250 ℃的铁模中，浇铸得到尺寸为100 mm×100 mm×50 mm的合金铸锭. 铸锭的均匀化热处理制度为550 ℃保温4 h. 铸锭铣面后经500 ℃热轧至25 mm；热轧样品经415 ℃，2 h中间退火，最后冷轧至15 mm. 冷轧合金板材的热处理工艺为：500 ℃，2 h固溶，水淬(水温15 ℃)，180 ℃时效8 h. 采用德国Qunito 503MIG焊机焊接6005A铝合金试样，焊接方式为单面焊，坡口倾角60°. 选用直径为4 mm的ER5356焊丝(成分见表1)，主要焊接工艺参数见表2.

表1 6005A铝合金及其焊丝的化学成分(质量分数，%)
Table 1 6005A aluminum alloy and ER5356 welding wire

材料SiFeCuMnMgAl商用6005A0.790.350.020.720.93余量ER53560.250.330.100.145.3余量自制6005A0.780.410.440.720.87余量

表2 焊接主要工艺参数
Table 2 Process parameters in welding

焊接电压U/V焊接电流I/A焊接速度v/(mm·s-1)焊接热效率η(%)40±5180±10580

焊接后沿垂直于焊缝方向截取拉伸试样，拉伸试样尺寸见图1. 在WEW-1000B型万能材料试验机上测试试样的拉伸性能，拉伸速度为1 mm/min.

图1 板材拉伸试样尺寸(mm)

Fig.1 Dimensions of tensile specimens

文中使用日本岛津CONROLLER4890-100 kN电液伺服疲劳试验机，疲劳试样沿垂直于焊缝方向切取，设循环应力比r=0.1，加载频率f=30 Hz. 分别对6005A合金基体及其MIG焊接试样进行静载和动载为12.8 kN(285 MPa)～3.5 kN(85 MPa)范围的拉伸疲劳试验，图2为疲劳试验试样示意图. 并利用SSX-550扫描电镜和JEM-2000FX透射镜进行微观组织分析.

图2 拉伸疲劳试样尺寸(mm)

Fig.2 Dimensions of fatigue specimens

2 分析与讨论

2.1 焊接接头拉伸曲线

图3所示为两种6005A铝合金薄板焊接接头在室温下拉伸性能曲线. 从图3可以看出，代表焊后6005A铝合金的拉伸曲线在塑性变形阶段有很明显锯齿波浪特征. 这主要是由于在焊接过程中6005A铝合金中强化相Mg2Si及杂质相β(A1MnFeSi)因焊接热影响而偏聚引起位错“钉扎”作用，提高了位错运动的抗力，一旦开始运动抗力减小，而塑变过程中有不同的滑移系交替进行滑移，结果会造成可动位错的反复“脱钉”与“被钉扎”导致焊缝区域流变应力的反复跌涨，反映在拉伸应力应变曲线上即出现大量的锯齿线段. 在T6状态下，商用6005A铝合金抗拉强度(Rm)为285 MPa，断后伸长率为11%，焊后铝合金的抗拉强度(σb)为200 MPa左右，断后伸长率(δ)维持在8%～11%之间，延伸率与母材指标相当. 添加微量Cu后形成设计的6005A铝合金焊接接头的抗拉强度和断后伸长率分别提升了20 MPa和1%～2%. 其原因在于含量0.40%Cu在焊接区域主要以Cu2Mg8Si6Al5相存在，其本身具有一定的自然时效能力. 一旦合金中铜超标，在焊接温度、应力梯度作用下，元素Cu将会定向地向焊接界面扩散. 随着界面区域Cu元素的不断富集，形成弥散针状相Al2Cu. 而弥散针状相Al2Cu在晶界液化后凝固粗化，形成有害的θ相(Al2Cu)，导致接头强度急剧降低[5].

图3 两种6005A铝合金焊接接头室温下应力-应变曲线

Fig.3 Stress-strain curves of welded joint of two 6005A alloys

2.2 焊接接头S-N曲线

S-N曲线是表征材料、典型结构细节或整个零部件不同外加应力水平与对应疲劳寿命间关系的数学方法，是金属部件尤其是焊接结构有限寿命设计所必备的重要数据. 图4所示为两种6005A铝合金薄板焊接接头的S-N曲线. 从图4可以看出，6005A

图4 6005A铝合金及其焊接接头的S-N曲线

Fig.4 Fatigue curve (S-N) of 6005A alloy and welded joint

铝合金及其焊接接头材料的疲劳性能的分散性非常大，加载相同应力下的疲劳寿命相差最大可达5倍. 将静态拉伸试验的相关数据标定为1次疲劳寿命结果，分析图中6005A铝合金焊接接头在相应应力水平下的疲劳寿命可知，随着载荷应力的降低，试样的循环次数N显著增加. 通过线性回归分析，设计高铜6005A铝合金焊接接头的曲线斜率比母材合金表现出更小下降趋势，表明6005A铝合金焊接材料依旧具有良好的抗疲劳性能. 当N>5×106时，设计合金焊接接头的应力值约为106 MPa，同期母材试样的应力值约为125 MPa，同比高周疲劳强度约为母材的84.8%，而同期商用6005A焊接试样仅为85 MPa左右，相关数据如表3所示. 即在相同的拉伸交变载荷下设计合金疲劳性能明显优于商用6005A铝合金，拉伸疲劳强度提升25%左右. 因此，铝合金焊接接头终极疲劳强度的提升，对于实现高速列车的轻量化延长其使用周期，具有重要应用价值.

表3 循环周次下6005A铝合金基体与焊接接头的疲劳强度

Table 3 Fatigue strength of 6005A alloy and welded joint during cycle fatigue

材料低周疲劳强度R1(5×104周次)/MPa高周疲劳强度R2(5×106周次)/MPa高铜6005A铝合金171125高铜6005A铝合金接头144106商用6005A铝合金接头12185

2.3 疲劳断口分析

图5为低倍SEM下高铜的6005A铝合金疲劳断口形貌，其呈现出少量的共格于的GP区β相(Mg2Si)拖拔后产生的撕裂棱和韧窝组合形貌. 设计合金高周疲劳断口并未出现裂纹源区、平滑区以及扩展区等典型疲劳断口形貌，裂纹的萌生和扩展阶段的差别不明显，主要是由于微裂纹在疲劳区扩展速率较慢，微裂纹处的枝晶受焊接热输入影响后，组织过于发达，受多次交变载荷作用，枝晶间薄弱区受力不均，产生裂纹并扩展形成撕裂棱和韧窝组合的准解理断裂形貌. 韧窝裂纹的萌生主要是由于位错切过共格GP区运动和位错在非共格相缠结导致塑性变形不协调，产生大量位错塞积引起局部应变集中，致使驻留滑移带扩展萌生裂纹，并伴随位错聚集形成微孔和不断长大，长大的微孔与相邻微孔或焊接空洞相合形成疲劳裂纹.

图5 高铜6005A铝合金疲劳断口形貌

Fig.5 Fatigue fracture morphology of welding joint of 6005A alloy with high copper content

2.4 疲劳断裂机制分析

图6为设计高铜6005A铝合金焊接接头区域基材区、热影响区及强化相的显微组织. 从图6a可以看出，Mg，Si原子偏聚较大的GP区大量转变成与基体非共格的β相(Mg2Si)或与基体保持半共格的β′过渡相(Mg2Si)，总体上该区域合金有较多数量的板状析出相，沿着铝基体<100>方向生长，针状相的数量比板状相的数量少，经T6处理的6005A铝合金析出相形成了与基体共格的GP区，使母材处于峰值时效(PA)状态，在交变载荷作用下，位错会绕过非共格的β相，形成较均匀分布的位错缠结，使应变均匀化，从而提高了疲劳裂纹萌生抗力[6]. 而伴随着焊接热输入，接头区域的沉淀析出相β′较基体析出相的平均尺寸和密度有增大趋势，如图6b所示. 比较图6看出，晶内的沉淀相呈花格尼状，其平均长度约0.2～0.5 μm，无沉淀析出带宽一般都大于200 nm，β′相为密排六方结构，a=b=7.05 ?，c=4.50 ?，(001)β′//(110)Al，(110)β′//(001)Al. β′相与基体α(Al)保持半共格关系，钉扎位错阻碍位错运动，是6005A铝合金焊接区域的主要强化相，均匀分布的细小β′相使焊接热影响区力学性能大为大提高，同时微量铜的存在，使Mg2Si硬质相转变为W(Cu2Mg8Si6Al5)，抗析出长大能力加强，材料异质形核容易，同时析出的强化相产生位错缠结效果弱化，阻碍了加热时位错的重新分布、再结晶晶核(亚晶粒)界面的迁移，稳定合金中的亚结构，受载荷后产生相对较小应力集中. 此外在合理的焊接工艺条件下，减轻或消除热影响区与焊缝之间形成疏松、气孔等缺陷的影响，使材料整体焊接性进一步得以提升.

图6 高铜6005A铝合金板材焊接区域的透射电镜组织

Fig.6 TEM images of welding joint of 6005A alloy plates with high copper content

根据奥罗万机制解释，合金中的滑动位错绕过颗粒时所需的附加切应力下为

(1)

式中：T为滑动位错的线张力；f为沉淀相所占体积分数，b为位错的柏氏矢量的模；r为沉淀相颗粒的半径.

由式(1)可知，在确定的合金体系中，沉淀强化相体积分数f一定时，颗粒半径r越小，即颗粒数目越多，间距越小，分布越均匀时，位错运动所遇到的阻力越大，强化效应越大. 而适量铜能稳定6005A铝合金焊接热输入过程中强化相Mg2Si作用机制，在宏观上表现出相对较高的抗拉强度以及抗疲劳性能[7].

3 结 论

(1) 6005A铝合金焊缝区域的拉伸曲线存在着流变应力的反复跌涨的锯齿线段，适量铜添加能显著改善商用6005A铝合金焊接接头的拉伸性能. 自制6005A铝合金焊接接头的抗拉强度Rm为220 MPa左右，断后伸长率α维持在9%～12%之间.

(2) 在高低周拉伸交变载荷影响下，自制6005A合金焊接接头区域疲劳性能明显优于商用6005A铝合金. 当循环周次N>5×106时，材料的极限疲劳强度约为106 MPa，疲劳断口呈现出少量的共格于的GP区β相(Mg2Si)拖拔后产生的撕裂棱和韧窝的组合形貌.

(3) 受焊接热输入的影响，6005A铝合金接头区域的沉淀析出相β′较基体析出相的平均尺寸和密度有增大趋势，适量铜添加能稳定热影响区相成分，改善合金的抗疲劳性能.

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收稿日期：2014-11-22

基金项目：江苏省科技厅自然科学青年基金资助项目(BK20130465)； 江苏教育厅高校基金面上资助项目(13KJB430011)

作者简介：季 凯，男，1980年出生，博士，讲师，硕士研究生导师. 主要从事铝合金焊接方面的科研和教学工作,发表论文10余篇. Email: [e-mail]

中图分类号：TG 401

文献标识码：A

文章编号：0253-360X(2017)01-0095-04