采用线切割的方式从焊接接头中截取金相试 样,先对试样进行打磨,随后使用抛光机进行抛光, 直至表面 光 滑,最 后 使 用 Keller试 剂 腐 蚀 试 样 表 面,使用 VHX-600型超景深显微镜观察焊接接头 显微组织。根据标准 GB/T2651—2008《焊接接头 拉伸试验方法》和 GB/T24176—2009《金属材料疲 劳试验数据统计方案与分析方法》对焊接接头进行 拉伸和疲劳试验,拉伸及疲劳试验试样尺寸示意如 图2所示。
所有拉伸及疲劳试验均在温度为23℃,相对湿 度为40%的环境下,采用 HB250型伺服液压万能 试验机进行试验,其中拉伸试验以0.1kN/s的加载 速率进行3次试验,结果取平均值,疲劳试验施加 拉-拉正弦波形载荷,频率为140Hz,应力比为0.1。 拉伸及疲劳试验结束后,立即在干燥环境下采用扫 描电子显微镜(SEM)观察疲劳断口,避免断口氧化带来 的 影 响,所 用 的 设 备 型 号 为 S-3400N 和 TESCAN-VEGA3。
2 试验结果与讨论
2.1 7N01铝合金显微组织形貌
焊缝中心、熔合区显微组织形貌和等轴晶形成过 程示意如图3所示,焊缝中心金属主要由 ER5356 填 充材料熔化而成,形成了粗大的等轴状组织,呈雪花 状。等轴晶的存在说明在焊缝中心发生了自由结晶。 焊缝中心的温度梯度小,受边缘散热条件的影响较 小,液相中能形成较宽的成分过冷区,在随后的冷却 过程中,新生成的晶粒能够自由生长,从而呈现等轴 状[15]。由图3b)可知,靠近焊缝边缘有一条很窄的熔 合线,其中分布着许多细小的组织。焊缝边缘近熔合 线的焊缝组织为取向明显的柱状晶,这是因为液态金 属依附于金属间化合物的表面形核,析出与母材未熔 化晶粒取向相同的柱状晶。在熔合线的左侧可以发 现存在明显的联生结晶现象。
图4为焊接热影响区及母材的微观形貌。由 图4a)可知,靠 近 焊 缝 部 位 的 固 溶 区 组 织 的 晶 粒 尺寸细小,约为45μm。在焊接热源作用下,位于 焊缝的热影响区内的镁、锌元素固溶到铝基体中, 并在随后的 快 速 冷 却 过 程 中 形 成 过 饱 和 固 溶 体, 镁、锌元素在 铝 基 固 溶 体 的 一 定 结 晶 面 上 偏 聚 并 有序化,从 而 形 成 固 溶 区。软 化 区 内 晶 粒 尺 寸 粗 大,约为 75μm。图 4c)为 接 头 母 材 的 显 微 组 织, 母材 组 织 为 细 长 的 轧 制 态 晶 粒,沿 着 轧 制 方 向 伸长。
2.2 7N01铝合金 MIG焊接接头拉伸性能分析
焊接接头、热影响区和母材的拉伸试验结果如 图5所示。由图5可知,焊接接头的抗拉强度远低 于 母 材 的 抗 拉 强 度,焊 接 接 头 的 抗 拉 强 度 为 259MPa,屈服强度为137 MPa,延伸率为11.4%, 接头塑性较好。
图6为焊接接头拉伸断口微观形貌,从图中可 以观察到大量形状较为规则,形貌差别不大的韧窝, 这些韧窝的尺寸约为10μm,为标准的等轴韧窝。 焊接接头在拉伸正应力下,试样总变形与局部区域 变形的不一致使材料内部分离形成显微孔洞,并在正应力的作用下逐渐长大。在随后的拉伸过程中, 显微孔洞受到横向的剪切应力并发生滑移,相邻孔 洞之间的基体横截面积不断缩小,出现颈缩现象,最 后断开使得孔洞相连。当越来越多的孔洞彼此相连 图6 焊接接头拉伸断口微观形貌 后,试样便发生断裂[16]。在图6中还可以观察到一 些二次裂纹,这些二次裂纹的萌生位置集中在断口 的解理台阶处,由于拉应力的大部分能量都提供给 主裂纹扩展,因此这些二次裂纹在萌生之后没有扩 展。由图6可知,接头断口分布着大量的韧窝,其中 还掺杂着部分解理台阶和二次裂纹,解理台阶为脆 性断裂的典型特征[16],由此可以判断7N01铝合金 MIG 焊接接头的拉伸断裂形式为韧窝为主的韧性 断裂和兼有少量脆性断裂的韧脆混合形式。
2.3 7N01铝合金 MIG焊接接头疲劳性能分析
图7为焊接接头疲劳试验断裂截面宏观形貌。 由图7可知,裂纹位于焊缝区域,说明焊缝为接头的 最薄弱处,这与硬度试验结果相符。疲劳寿命 N 与 应力幅S 之间的联系,可用式(1)来表达。
式中:C 为第一次循环时材料的疲劳强度因子;k 为 疲劳强度因子。
对式(1)两边取对数,可以得到
根据得到的疲劳试验数据,利用 ORIGIN 软件对 疲 劳试验数据进行拟合,拟合曲线如图8所示,所得曲线对应的拟合公式分别如式(3)和式(4)所示。
由图8可知,随着应力幅的降低,7N01铝合金 母材及焊接接头的疲劳寿命明显增加。母材的k 值小于焊接接头的,这说明随着应力幅的增加,焊接 接头疲劳寿命下降得更快。
图9为7N01铝合金焊接接头疲劳断口的微观 形貌。由图9a)可知,接头裂纹源区无明显导致裂纹 萌生的缺陷,根据其放射性条纹可以推断,疲劳裂纹 萌生于表面处,并向内部扩展。在试样断口表面有很多较为平坦的准解理面,小平面之间以撕裂方式相 接,因此判断接头的断裂方式以准解理断裂为主。
从图9可以观察到疲劳条带表面光滑且相互平 行,疲劳条带间分布着较多二次相和微裂纹,二次相 形貌呈白色颗粒状,直径约为2.5μm。对图9c)中 的二次相进行能谱分析,结果表明该相为含 Fe相。 LIN 等[17]认为含 Fe相为硬脆易碎相,在疲劳裂纹 扩展过程中易发生破碎,从而诱发微裂纹的萌生,微 裂纹会增大疲劳裂纹的扩展速率,从而缩短试样的 疲劳寿命。图9d)为瞬断区的微观形貌,可以清晰 地观察到大小不一的等轴韧窝。韧窝底部存在二次 相,这些二次相是产生韧窝的主要原因。
2.4 疲劳裂纹稳定扩展区微裂纹萌生及扩展分析
疲劳条带间围绕二次相的微裂纹形貌如图10 所示,该微裂纹的长度约为2μm。根据图中单个疲 劳条带的宽度和式(5)可以推断出疲劳裂纹扩展速 率[18]。
式中:vs,L 和t分别为疲劳裂纹的稳定扩展速率、 单个疲劳条带的宽度和疲劳循环时间。
在循环载荷的作用下,二次相对位错运动具有 一定的钉扎作用,当钉扎作用超过一定范围时,二次 相与周围基体产生裂纹[19]。
二次相所致裂纹的萌生机理如图11所示。在 第一阶段,位错线在循环载荷的作用下不断运动;在 第二阶段,由于二次相对位错运动的钉扎作用,位错 线遇到二次相时发生部分弯曲;在第三阶段,位错线 与二次相刚开始接触时,位错线在二次相周围仅发 生部分变形。随着循环载荷的加载,位错线发生剧 烈弯曲,最后位错线在二次相周围首尾相接,形成一 个包围二次相的位错环。
3 结论
(1)中厚板7N01铝合金 MIG 焊接接头焊缝区的显微组织以等轴晶为主;熔合区的显微组织为取 向明显的柱状晶;热影响区晶粒尺寸较为粗大,形貌 与母材轧制态组织相似。
(2)12mm 厚7N01铝合金 MIG 焊接接头、热 影响区及母材的抗拉强度分别为259,356,402MPa。 其中接头的延伸率为11.4%,塑性较好。通过拉伸 断口分析可以判断接头拉伸断裂形式为韧脆混合 形式。
(3)通过对疲劳试验拟合曲线的分析,发现随 着应力幅的降低,中厚板7N01铝合金母材及焊接 接头的疲劳寿命明显增加,随着应力幅的增加,焊接 接头疲劳寿命下降得更快。
(4)微裂纹会加速疲劳裂纹的扩展。在疲劳断 口的裂纹稳定扩展区,疲劳条带间存在二次相,进而 提出了因二次相导致的微裂纹萌生模型。当位错环 聚集所引起的应力超过一定范围时,会在二次相与 材料基体交接的应力集中处产生微裂纹。
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<文章来源 >材料与测试网 > 期刊论文 > 理化检验－物理分册 > 58卷 > 2期 (pp:30-35）>
