熱矯形溫度對6N01鋁合金接頭組織與性能的影響

張風東，汪　認，陳東方

（中車青島四方機車車輛股份有限公司，山東青島266111）

熱矯形溫度對6N01鋁合金接頭組織與性能的影響

張風東，汪認，陳東方

（中車青島四方機車車輛股份有限公司，山東青島266111）

對6N01-T5鋁合金焊接接頭進行了不同溫度的熱矯形，研究了矯形溫度對接頭微觀組織及力學性能的影響規律。結果表明，250℃內加熱時接頭強度和焊縫區硬度有微量上升，HAZ和母材區硬度逐漸變大；高于250℃時強度和硬度開始下降，軟化區范圍加寬，分別向母材和淬火區方向延伸，高溫下性能惡化嚴重；150℃～200℃加熱時易發生彎斷，且彎斷角隨溫度升高而減小。室溫時，接頭母材區析出相為GP區和β″，硬度值較低，熱影響區軟化區晶內在只有粗大析出相；250℃加熱時，母材區開始析出β′相，在β″和β'的析出轉變期接頭硬度與強度出現峰值，軟化區因重新析出β'/β″相得到強化，拉伸斷于焊縫；450℃加熱時，接頭處于嚴重過時效狀態，無彌散析出相，硬度和強度降低。

6N01鋁合金；焊接接頭；熱矯形；加熱溫度；力學性能；微觀組織

0　前言

輕量化是高速列車等軌道交通的一個重要發展方向，鋁合金具有質輕、比強度高、耐蝕性好和可焊性好等特點，廣泛應用于高速列車車體的制造。然而鋁合金的彈性模量只相當于鋼的1/3，在焊接加工時會出現較大的殘余應力和焊接變形，產生焊接結構尺寸不穩定、塌陷、撓曲、錯邊等問題，進而造成構件疲勞性能的弱化，在結構件焊接中往往需要通過矯形來減小變形量[1]。調控焊接殘余應力和變形的措施可以分為焊前、焊時、焊后措施[2]。在目前的鋁合金車體制造過程中，焊前、焊時矯形工藝仍會使構件存在一定的焊接變形，而焊后矯形則可以基本消除焊接熱變形。焊后冷矯形容易損傷鋁合金焊接構件，故生產中多采用熱矯形的方法，即火焰矯形加壓鐵配重和機械加壓消除焊接變形。近年來一些學者利用有限元模擬和試驗分析的方式對鋁合金焊后火焰矯形進行了研究[3-6]。高速列車用6N01型材屬于熱處理可強化鋁合金，熱矯形必須嚴格控制額外的熱輸入，一方面熱輸入必須充足，以保證矯形成功；另一方面不能超過一定的溫度和時間組合，避免了產生焊接制品強度降低的現象[7]。

在此研究不同熱矯形加熱溫度對6N01-T5鋁合金焊接接頭的微觀組織及力學性能的影響，據此確定適當的矯形溫度，為控制高速列車鋁合金車體焊接變形提供一種有效的熱矯形工藝。

1　試驗方法

試驗所用鋁合金材料為3 mm厚的國產6N01大型擠壓型材，采用直徑1 mm的ER5356鋁鎂合金焊絲進行焊接，母材和焊絲的化學成分如表1所示，6N01的Mg/Si比接近1，為Si過剩型合金。試驗用的6N01型材供貨狀態為T5態，為在線擠壓淬火+165℃×8 h人工時效，屬于欠時效狀態。

表1　6N01鋁合金母材和焊絲的成分％

采用MIG焊方法焊接6N01型材，焊接電流165 A，電弧電壓20 V，焊接速度75 cm/min。

利用自主研制的高精度、多通道熱電偶測溫裝置，并以美國進口TEMPIL測溫筆為輔助，分析6N01型材火焰矯形溫度場，并探究火焰矯形的工藝參數，為熱模擬試驗的開展做準備。

溫度場測試發現，火焰矯形加熱時產生一個局部、瞬時溫度場，溫度隨時間、位置的不同而改變，而通過火焰加熱獲得穩定溫度場比較困難，為保證矯形溫度的精確控制，本試驗基于上述火焰溫度場測試所得工藝，采用熱模擬來代替工程中的火焰加熱，分別對6N01鋁合金試件進行150℃、175℃、200℃、250℃、350℃、450℃的熱模擬矯形。結合生產工況，熱模擬工藝曲線如圖1所示。

圖1　熱模擬工藝曲線Fig.1Thermal simulation process curve

根據國家標準加工熱矯形型材的相關試件，試件厚度與實際型材厚度相同，均為去除余高試件。對6N01正常焊接及模擬不同溫度熱矯形后的試件進行力學性能測試。拉伸和彎曲測試在電子萬能材料試驗機CSS44300上進行，加載速率均為60 mm/min，彎曲壓頭直徑為30 mm。顯微硬度測試在日產HMV維氏顯微硬度測試儀上進行，載荷為4.9 N，加載時間為10 s。

對接頭磨光、拋光和腐蝕（腐蝕劑為HF∶HCl∶HNO3∶H2O=1∶1.5∶2.5∶95混合酸）后，在OLYMPUS GX71光學顯微鏡及Hitachi S-3400N掃描電鏡觀察接頭微觀組織，利用日產JEM-2100透射電鏡觀察第二相粒子的大小、形貌及分布。

2　實驗結果及分析

2.1熱矯形接頭力學性能

6N01-T5鋁合金3 mm厚焊接件的拉伸試驗包括原始態（也稱室溫）、150℃、175℃、200℃、250℃、350℃、450℃共7組對照試驗，拉伸試驗結果如圖2所示。

圖2　6N01不同溫度熱矯形接頭拉伸強度對比Fig.2Tensile strength of 6N01 joints after heating

6N01原始態母材抗拉強度為270 MPa，MIG焊后材料強度明顯降低，原始態接頭強度僅為原始態母材強度的71％，且經不同溫度加熱的焊接件拉伸強度均低于對應母材件。由圖2可知，在250℃內加熱時，加熱接頭較原始態未加熱接頭強度有微量提高，在250℃時提高率為9.5％，達到極大值211MPa；加熱溫度高于250℃時，接頭強度急劇下降，其中350℃時，強度為188.3 MPa，低于強度要求[8]，450℃加熱時接頭強度降低50％，性能惡化嚴重。研究接頭斷裂位置可知，250℃熱矯形的焊接件斷于焊縫中心，而其他溫度加熱的焊接件多斷于距焊縫中心10～15 mm處的軟化區，其中450℃加熱時拉伸曲線基本沒有彈性變形階段，斷裂位置波動較大，這與接頭各個區組織在高溫下發生劇烈轉變有關。結合450℃熱矯形后各件的拉伸強度可知，斷裂強度與斷裂位置有關，斷于HAZ處時的強度高于斷于焊縫處，高于斷于母材處，本研究將在后面的組織分析中進一步解釋相關原因。

6N01鋁合金接頭180°三點彎曲背彎試驗結果如表2所示，由表可知，6N01-T5鋁合金在150℃～ 200℃加熱時易發生彎斷，且彎斷角隨加熱溫度的升高而減小，彎斷位置基本位于彎曲壓頭圓弧過渡處所對應的區域，距焊縫中心約24 mm。彎曲強度方面，6N01在200℃內加熱時接頭強度都在900 MPa以上，當加熱溫度高于200℃時強度下降，450℃僅為400 MPa，不能滿足使用要求。

表2　焊接工藝參數

2.2熱矯形接頭硬度測試

對6N01原始態及經不同溫度加熱接頭進行硬度測試，測試位置統一距離上表面1.5 mm，測量點間距一般取2 mm，但在熔合線附近硬度變化較大區域及焊縫區取0.5 mm，得到的硬度分布如圖3所示。

圖3　6N01不同溫度熱矯形接頭硬度分布Fig.3Hardness distribution of 6N01 joints after heating

6N01焊接接頭硬度測試表明：熱矯形前后接頭硬度都以焊縫中心為軸呈對稱分布，加熱溫度對軟化區的位置有重要影響，未加熱接頭的軟化區距熔合線5～10 mm，隨溫度的上升該距離逐漸減小，高溫熱矯形時淬火區范圍變小，HAZ從熔合線附近就開始軟化。350℃內加熱時焊縫區在整個接頭各區域中硬度最低，而450℃加熱時熱影響區軟化嚴重，低于焊縫區硬度。對于焊縫區，200℃內加熱對接頭硬度影響較小，硬度值約為60 HV，250℃時硬度有所上升，達到65.3 HV，之后硬度開始下降，450℃時焊縫硬度僅為53 HV，軟化嚴重。對于熱影響區和母材區，250℃內加熱時硬度隨溫度的升高逐漸變大，在250℃達到極大值，高于250℃時硬度逐漸降低，加熱溫度達到450℃時硬度下降到40.4 HV，且軟化區范圍加寬，分別向母材和淬火區方向延伸，母材軟化嚴重。

2.3金相組織分析

接頭金相分析如圖4所示，6N01焊接接頭熱矯形前后各區金相組織變化不明顯。焊縫都為鑄態結晶組織，焊縫中心經歷了極高的熱循環，熱矯形溫度在沒有超過焊接熱的情況下，不會對焊縫宏觀光學組織造成明顯的影響?？拷麳AZ一側的熔合區晶粒較大，且隨著加熱溫度的升高，晶粒尺寸有變大的趨勢，晶界趨于模糊，這與高溫下晶粒長大、晶界析出相固溶到基體有關。不同溫度熱矯形后HAZ中都有板條狀和圓點狀第二相生成，200℃內熱矯形后第二相有長大的趨勢，高溫下第二相有所減少。母材區組織和熱影響區的變化類似。

2.4透射電鏡觀察

金相觀察到的第二相多為微米級的粗大夾雜相，主要含Fe、Si雜質相，屬于難溶性硬相質點，熱處理基本不改變這些相的狀態，所以在光學顯微鏡下觀察不到明顯差別。而在矯形熱循環的作用下，合金的彌散相和沉淀相會發生時效析出、長大、固溶等一系列轉變，尺寸在納米級，需要借助透射電鏡才能觀察到。

圖4　6N01不同溫度熱矯形接頭組織形貌Fig.4 Microstructure of 6N01 joints after heating

圖5為6N01原始態焊縫區TEM組織，可以發現，焊縫熔敷金屬沒有第二相析出，基體衍射斑上沒有出現第二相的衍射斑點，電鏡視場中可觀察到個別的大黑顆粒，結合Al-Mg-Si三元合金相圖分析可知，析出相可能為FeAlSi等金屬間化合物，由于沒有強化相析出，焊縫金屬硬度和強度較低。焊縫為鑄態組織，較低溫度熱處理不能明顯改變這些夾雜相，因而熱矯形對焊縫組織產生影響較小，焊縫區硬度基本不變。高溫下部分夾雜相溶解，硬度有所降低。

圖5　6N01原始態焊縫區TEM組織Fig.5TEM images of 6N01 weld metal without heating

圖6a、圖6c、圖6e為不同溫度矯形的接頭母材區TEM組織。6N01-T5屬于欠時效狀態，原始態母材區主要析出相為GP區和β″，對應的硬度值較低，晶粒尺寸較小，晶內主要存在3種襯度的析出相：一種是較多的彌散分布長約20～30 nm的針狀β″相，析出相在形貌上相互正交；另一種是直徑約10 nm的粒狀析出相，部分粒狀相可能為針狀析出相的橫截面，部分可能是GP區；組織中還存在100 nm的多邊形狀相，是AlFeSi類粗大第二相。晶界處存在不連續分布的長條狀析出相，晶界附近的無析出帶較寬。250℃加熱時母材區處于峰時效狀態或輕微過時效狀態，晶內除針狀β″相外，還有較多的200 nm粗棒狀β′相，位錯繞過析出相顆粒留下位錯環，說明250℃時合金中已發生了β″相向β′相的轉變。晶界處有尺寸達0.5～1 μm的不連續長條狀析出相，為富Si相。β″相與基體完全共格，形成較強烈的共格畸變應力場，阻礙位錯運動，使合金的強度與硬度提高。繼續升溫或延長時間，β″轉變為與基體半共格的β′相，對位錯運動的阻礙作用減小，因此合金硬度與強度的峰值出現在β″相的末期和β′相的初期，隨后強度與硬度開始降低。450℃加熱時母材區處于嚴重過時效狀態，晶粒長大非常明顯，在透射電鏡視場中已經觀察不到整個晶粒，析出相部分固溶到基體中部分急劇長大，可以觀察到兩個粒子正在發生合并長大。晶內第二相尺寸達到微米級，有呈片狀形貌的β平衡相，還有黑色的多邊形顆粒，EDS分析表明為富Si相，視場中沒有納米級彌散相存在。位錯以繞過析出相顆粒的形式進行擴展，隨著顆粒間距的不斷增大，切應力隨之減小，造成高溫下硬度和強度降低。

圖6　6N01不同溫度矯形的母材與HAZ區TEM組織Fig.6 TEM images of base metal and HAZ after heating

圖6b、圖6d、圖6f為不同溫度矯形的接頭熱影響區TEM組織。原始態熱影響區透射試樣取自拉伸斷裂處，該處經歷焊接熱循環后處于過時效狀態，晶內無細小的彌散析出相，只有微米級的黑色片狀相，為β相或富Si相，晶界平直。β相與基體非共格，共格畸變消失，β相的質點聚集長大粗化，使彌散分布的強化相數量減少，降低了對基體組織的沉淀強化效果，同時由于α（Al）中大量固溶的Mg、Si原子通過擴散進入β相中以化合物形式析出，同樣會降低基體組織的固溶強化效果，造成強度與硬度的降低。250℃加熱時熱影響區又開始析出第二相，晶內出現長約300～500 nm的針棒狀析出相，析出相主要為β'相，也含部分β''相，還分布一些塊狀大黑顆粒，為β相或富Si相。晶界上又有不連續長條狀析出相，晶界附近有無析出帶形成，但尺寸不寬。由于β'/β''相的析出，熱影響軟化區得到強化，不再是接頭最薄弱環節，因此經250℃矯形后的6N01焊接接頭拉伸時斷于焊縫。450℃加熱時熱影響區又處于過時效狀態，晶內存在微米級的片層狀β相，還有些黑色的粗棒狀相，無彌散細小的沉淀相，硬度和強度降低。但與原始態軟化區相比，因過時效的程度不一樣，所以拉伸時斷裂位置和強度相對離散。

3　結論

（1）6N01-T5矯形溫度在250℃內時接頭強度較原始態有微量上升，高于250℃時，接頭強度開始急劇下降，高溫下性能惡化嚴重。250℃拉伸斷于焊縫，其他溫度多斷于軟化區，450℃斷裂位置隨機性較大。150℃～200℃加熱時易發生彎斷，且彎斷角隨加熱溫度的升高而減小。

（2）350℃內加熱時焊縫在接頭中硬度最低，450℃時熱影響區軟化嚴重，低于焊縫區硬度。200℃內加熱對焊縫區硬度影響較小，高溫下部分夾雜相溶解，焊縫硬度降低。250℃內加熱時隨溫度升高熱影響區和母材區硬度變大，隨后硬度開始逐漸降低，450℃時熱影響區軟化嚴重，且軟化區范圍加寬，分別向母材和淬火區方向延伸。

（3）6N01-T5屬于欠時效狀態，原始態母材區主要析出GP區和β″，對應的硬度值較低，晶粒尺寸較小。250℃時母材區處于峰時效狀態或輕微過時效狀態，晶內開始析出β′相，硬度與強度峰值出現在β″相的末期和β′相的初期。450℃時母材區處于嚴重過時效狀態，晶粒明顯長大，第二相主要為微米級β相，無細小彌散相存在，硬度和強度降低。

（4）6N01-T5原始態軟化區處于過時效，晶內無細小彌散相，沉淀強化和固溶強化效果的降低造成強度與硬度降低。250℃時軟化區開始重新析出第二相，β′/β″相的析出使軟化區得到強化，因此拉伸時斷于焊縫，而不是軟化區。450℃時軟化區又處于過時效態，硬度和強度降低。但過時效的程度較原始態軟化區有所差別，故斷裂位置和強度相對離散。

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[8]DIN EN288-4《鋁及鋁合金電弧焊的焊接工藝檢測》[S].

Effect of thermal orthopedic temperature on the microstructure and properties of welded joints for 6N01 aluminum alloy

ZHANG Fengdong，WANG Ren，CHEN Dongfang
（CRRC Qingdao Sifang Co.，Ltd.，Qingdao 266111，China）

The 6N01-T5 aluminum alloy is conducted with the thermal orthopedics in different temperatures and the effect of thermal orthopedic temperature on the microstructures and mechanical properties of welded joints is investigated.The results show that the microhardness of weld zone and the strength of welded joints are increased slightly within 250℃heating temperature,and the micorhardness of HAZ and base metals increase gradually.When the heating temperature is higher than 250℃,the strength and micorhardness decrease，the range of soften area widens and extends in the directions of base metals and quenching zone，and the properties deteriorates seriously under the high temperature.Fracture occurs easily when heating temperature is between 150℃to 200℃and its angle reduces as the temperature increases.At indoor temperature，the precipitated phases are mainly composed of GP zone and β"phases and the microhardness is a little lower，the coarse precipitated phases appear in the soften area and HAZ zone. When heating temperature is 250℃，the β′phases are precipitated in the base metal and the peak values of microhardness and strength appear during the periods between of β"phase and β′phase，and the soften area is strengthed because the β"/β′phases reprecipitate.The fracture appears in the weld zone.When heating tempeature is 450℃，the welded joints are in serious overaging condition and have no precipitaed phases and the microhardness and strength decline.

6N01 aluminum alloy；welded joints；thermal orthopedicc；heating temperature;mechanical properties；microstructre

TG457.14

A

1001－2303（2016）05－0101-05

10.7512/j.issn.1001-2303.2016.05.22

2016－02－16；

2016－03－18

張風東（1979—），男，高級工程師，主要從事焊接工藝的研究工作。