季 凱，祖國胤，姚廣春

(東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院, 沈陽 110004)

一種新型可焊耐蝕6×××系鋁合金材料

季 凱，祖國胤，姚廣春

(東北大學(xué) 材料與冶金學(xué)院, 沈陽 110004)

在商用6005A鋁合金的基礎(chǔ)上，設(shè)計(jì)開發(fā)一種新型高速列車用鋁合金材料，并采用正交試驗(yàn)考察Mg、Mn、Cu和Cr元素含量對MIG焊后焊接接頭強(qiáng)度的影響規(guī)律，分析合金添加元素改善材料耐蝕性的作用機(jī)理，確定優(yōu)化的合金成分。結(jié)果表明：自制的6005A鋁合金可與焊絲ER5356實(shí)現(xiàn)良好焊接，焊接熱影響區(qū)內(nèi)晶粒無過分長大現(xiàn)象，焊接接頭抗拉強(qiáng)度可達(dá)237 MPa，為商用6005A鋁合金接頭強(qiáng)度的1.25倍。拉伸斷口呈典型韌性斷裂特征；合金元素的適量添加可有效提高合金的自腐蝕電位，顯著改善耐大氣等常規(guī)介質(zhì)腐蝕的能力；研究確定的最佳6005A鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為Mg 1.0%、Si 0.8%、Mn 0.70%、Cu 0.40%、Cr 0.20%、鋁余量。

6005A鋁合金；焊接性；正交試驗(yàn)；抗拉強(qiáng)度；自腐蝕電位

當(dāng)前，世界高速列車的發(fā)展方向?yàn)榘踩?、舒適性、減量化與節(jié)能減排。6000系鋁合金由于具有優(yōu)異的成型性能、適宜的強(qiáng)度水平和良好的焊接性，已成為一類重要的高速列車車體用材料。目前，我國高速列車常用的鋁合金材料主要為6005A和7020兩種鋁材，相對應(yīng)的列車最高時(shí)速為270 km/h。而據(jù)報(bào)道，德國IEC高速列車的選材標(biāo)準(zhǔn)有10余種[1]，列車最高運(yùn)營時(shí)速可達(dá)380 km/h。在現(xiàn)在常用的高速列車用鋁合金材料中，多采用熱處理強(qiáng)化鋁合金作為承載構(gòu)件，但由于焊后不能對構(gòu)件進(jìn)行整體熱處理，焊接過程形成的軟化區(qū)會導(dǎo)致接頭強(qiáng)度降低。因此，開展可焊鋁合金結(jié)構(gòu)材料的研究應(yīng)主要考慮基體與焊絲在焊接過程中的物理冶金行為對接頭組織與性能的影響。目前，國內(nèi)外研究者多從工藝因素和冶金因素兩方面來探索兼具理想強(qiáng)度水平與良好耐蝕性能的新型高速列車用鋁合金材料。工藝因素的研究主要集中在攪拌摩擦焊和激光復(fù)合焊等先進(jìn)焊接技術(shù)對材料組織與性能的影響規(guī)律[2?4]，冶金因素的研究則主要關(guān)注匹配焊絲的開發(fā)以及Sc和Zr等微量合金元素對成熟牌號鋁合金性能的優(yōu)化[5?6]。而旨在提高基體材料的強(qiáng)度與耐蝕性，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)高速列車重要結(jié)構(gòu)件的整體性能升級的報(bào)道很少，這方面的研究無疑對形成具有我國自主知識產(chǎn)權(quán)的高速列車車體鋁合金材料體系具有十分重要意義。

本文作者根據(jù)歐洲《軌道車輛及其部件的焊接》EN15085—2系列標(biāo)準(zhǔn)對車體材料力學(xué)性能的要求[7]，綜合考慮材料使用過程中強(qiáng)度水平及耐腐蝕能力，在商用6005A鋁合金的基礎(chǔ)上進(jìn)行合金成分的優(yōu)化設(shè)計(jì)。采用正交試驗(yàn)分析合金成分Mg、Mn、Cu和Cr等對材料力學(xué)性能及抗腐蝕性能的影響規(guī)律，探討其相關(guān)的作用機(jī)理，確定一種適于未來高速列車用可焊鋁合金材料的合金成分。研究結(jié)果對開發(fā)高性能商用高速列車用車體材料具有一定的參考價(jià)值。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 正交試驗(yàn)方案

正交試驗(yàn)設(shè)計(jì)是研究多因素多水平的一種高效率、快速、經(jīng)濟(jì)的實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)方法，并在合金成分設(shè)計(jì)中發(fā)揮著重要作用。本文作者在充分考慮主合金元素對6005A鋁合金組織與性能影響作用的研究成果的基礎(chǔ)上，借鑒相關(guān)鋁合金化學(xué)成分正交試驗(yàn)設(shè)計(jì)的原則與研究思路，參照擠壓用6005A鋁合金中強(qiáng)化相Mg2Si的設(shè)計(jì)要求，固定硅含量為0.2% (質(zhì)量分?jǐn)?shù))[8]。確定以Mg、Mn、Cu和Cr元素為主要變量進(jìn)行4因素4水平的試驗(yàn)，采用了L16(45)型正交表，具體正交試驗(yàn)設(shè)計(jì)方案如表1所列。

表1 正交試驗(yàn)因子水平表Table 1 Orthogonal experiment factors and levels

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用熔煉鑄造法制備鋁合金。合金冶煉工藝流程為：將AlCu、AlMn、AlCr和AlSi等中間合金及純Mg、工業(yè)純Al等原料置于坩堝式電阻爐中進(jìn)行熔煉，熔煉溫度為740 ℃。熔煉后的合金液于720 ℃澆入預(yù)熱溫度250 ℃的鐵模中，澆鑄得到尺寸為100 mm×100 mm×35 mm的合金鑄錠。鑄錠的均勻化熱處理制度為550 ℃保溫4 h。鑄錠銑面后經(jīng)500 ℃熱軋至15 mm；熱軋樣品經(jīng)415 ℃，2 h的中間退火，最后冷軋至10 mm。冷軋合金板材的熱處理工藝為500 ℃，2 h固溶，水淬(水溫15 ℃)，180 ℃時(shí)效8 h[9]。焊接用鋁合金板材的規(guī)格為100 mm×100 mm×10 mm。

采用半自動MIG焊接法對自制6005A鋁合金試樣進(jìn)行連接，焊接方式為單面焊，坡口傾角60?。選用直徑為4 mm的ER5356焊絲，焊絲的主要化學(xué)成分為Mg5.0，Cr 0.1，Zn 0.1，Al余量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。焊接工藝參數(shù)見表2。焊接后沿垂直于焊縫方向截取拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖1所示。在WEW?1000B型萬能材料試驗(yàn)機(jī)上測試試樣的拉伸性能，拉伸速度為1 mm/min。在SSX?550掃描電鏡上觀察焊接接頭斷口形貌，分析元素分布特點(diǎn)。焊接接頭顯微組織觀察在POLYVAR2MET型金相顯微鏡上進(jìn)行。

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Process parameters in welding

圖1 板材拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of tensile specimens(mm)

電化學(xué)測試在德國IM6e電化學(xué)工作站完成。采用三電極體系，以鉑電極為對電極、飽和甘汞電極(SCE)為參比電極，測試溶液為3.5%NaCl溶液，電位掃描速率為2 mV/s，試樣的測試面積均為1 cm2。

2 結(jié)果與分析

2.1 正交試驗(yàn)結(jié)果與分析

根據(jù)測試中正交試驗(yàn)制得的16種鋁合金焊接試樣的抗拉強(qiáng)度，計(jì)算得到反映各種合金元素對合金抗拉強(qiáng)度影響大小的K值與R值，其中K1、K2、K3和K4分別代表試樣1～4、5～8、9～12和13～16抗拉強(qiáng)的平均值；R為極差；代表K平均值中的最大值與最小值之差，以期據(jù)此設(shè)計(jì)出一種具有更理想接合性能的高速列車用鋁合金材料，相關(guān)測試數(shù)據(jù)及計(jì)算結(jié)果見表3。

圖2所示為不同合金元素含量對自制鋁合金焊接接頭抗拉強(qiáng)度正交實(shí)驗(yàn)結(jié)果的影響。從圖2中可以看出：Mn和Cr含量對試樣抗拉強(qiáng)度的影響相對較大，其抗拉強(qiáng)度隨著Mn含量的增加先緩慢減小后迅速增加；當(dāng)Mn含量為0.6%時(shí)，接頭強(qiáng)度達(dá)到最低值(153 MPa)；當(dāng)Mn含量為0.8%時(shí)，接頭強(qiáng)度達(dá)到最高值(188 MPa)。合金中Cr元素含量為0～0.2%時(shí)，焊接強(qiáng)度緩慢增加至186 MPa，當(dāng)Cr元素含量為0.3%時(shí)，焊接接頭強(qiáng)度則迅速下降至154 MPa。其原因在于基體在焊接過程中，適量Mn和Cr通過異質(zhì)形核，產(chǎn)生均勻的彌散相MnAl6及(CrMn)Al12，這些顆?？勺柚刮诲e遷移，提高再結(jié)晶溫度，有效阻止再結(jié)晶過程中晶粒的形核與長大，起到細(xì)化焊接接頭合金組織的作用。同時(shí)，基體中含有一定量的Mn和Cr時(shí)，可作為鐵中和劑來溶解焊接有害相α(Al12Fe3Si)，降低裂紋敏感性，改善合金焊接性能[10]。但由于合金中的顆粒狀物質(zhì)與基體的變形能力存在一定差異，變形時(shí)易成為裂紋的萌生區(qū)域，因此，需要嚴(yán)格控制各種合金元素的添加量[11]。實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，元素Cu可顯著提高自制鋁合金的基體強(qiáng)度，但與ER5356焊絲焊接時(shí)，其抗拉強(qiáng)度呈先增加后急劇減小的趨勢。這是因?yàn)榛?005A鋁合金中Cu主要以Cu2Mg8SiAl5相存在。焊接過程中，在溫度梯度以及應(yīng)力梯度作用下，合金中Cu元素將會定向地向焊接界面擴(kuò)散。隨著界面區(qū)域Cu元素的不斷富集，形成彌散針狀相Al2Cu。彌散針狀相Al2Cu在晶界液化后凝固，發(fā)生粗化，形成有害的θ相(Al2Cu)，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度急劇降低[12]。研究還發(fā)現(xiàn)，在自制鋁合金中，隨Mg含量升高，合金焊接接頭的抗拉強(qiáng)度總體呈上升趨勢，但當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到1.0%后，上升幅度趨緩。同時(shí)，合金中大部分Mg元素以脆性相Mg2Si存在，其對合金的變形能力影響很大，因此，Mg元素的含量以1.0%為宜。

表3 鋁合金焊接接頭抗拉強(qiáng)度的正交試驗(yàn)Table 3 Orthogonal experiment for tensile strength of welded joint of aluminum alloy

圖2 元素含量對鋁合金焊接接頭抗拉強(qiáng)度的影響Fig.2 Effect of elements contents on tensile strength of welded joint of aluminum alloy

2.2 可焊6005A鋁合金優(yōu)化成分驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)

通過正交試驗(yàn)成分設(shè)計(jì)初步獲得了優(yōu)化的自制合金成分為Mg1.0，Si0.8，Mn0.7，Cu0.4，Cr0.2(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。但在所進(jìn)行的16組正交試驗(yàn)中不包括這一優(yōu)化成分。為了驗(yàn)證優(yōu)化結(jié)果的正確性，進(jìn)行相應(yīng)的驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)，其具體成分見表4。然后在相同的均勻化處理工藝(565 ℃，4 h)進(jìn)行軋制，軋制合金經(jīng)形變熱處理工藝(547 ℃，2 h固溶，水溫15 ℃水淬)，于180℃時(shí)效8 h后與ER5356焊絲進(jìn)行焊接[9]。其優(yōu)化6005A基材及焊接接頭拉伸力學(xué)性能見表5。

從表5拉伸測試結(jié)果可以看出，按6005A合金元素成分優(yōu)化結(jié)果所軋制鋁合金焊接接頭的抗拉強(qiáng)度σb比前面的16組正交實(shí)驗(yàn)高，同時(shí)也優(yōu)于國外報(bào)道商用6005A焊接接頭力學(xué)性能[13]，而伸長率與成分優(yōu)化試驗(yàn)相當(dāng)。可見對6005A主成分優(yōu)化是成功的。

6005A鋁合金焊接接頭的力學(xué)性能低于其基材的性能。其焊接系數(shù)(即焊接接頭強(qiáng)度237 MPa與母材強(qiáng)度285 MPa比值)為83.2%。焊接接頭的力學(xué)性能最薄弱處在距焊縫中心10～20 mm處，即位于焊接接頭熱影響區(qū)(HAZ)的軟化區(qū)。但根據(jù)DIN EN288—4標(biāo)準(zhǔn)，實(shí)驗(yàn)用的6005A焊接接頭的強(qiáng)度仍高于標(biāo)準(zhǔn)所要求的195 MPa。所以，6005A鋁合金配用ER5356焊絲的焊接接頭符合高速列車用鋁合金使用條件[13]。

圖3(a)所示為實(shí)驗(yàn)優(yōu)化合金焊接接頭顯微組織。圖3(b)、(c)和(d)所示分別為接頭區(qū)域熱影響區(qū)、基材、焊縫區(qū)的顯微組織?；膮^(qū)為軋制態(tài)再結(jié)晶組織，由于再結(jié)晶晶粒沿軋制方向伸長，仍可見熱加工后的組織變化。合金內(nèi)化合物被破碎并沿軋制方向(縱向)成行排列，橫向組織方向性不明顯，也未見再結(jié)晶晶粒。熱影響區(qū)中靠近焊縫的淬火區(qū)晶粒沿散熱方向呈等軸晶分布，晶粒較細(xì)；熱影響區(qū)中靠近基材區(qū)的軟化區(qū)沿散熱方向呈柱狀晶分布，晶粒粗大。即6005A鋁合金焊接軟化區(qū)抗拉強(qiáng)度最低，較基材易發(fā)生拉伸斷裂。焊縫區(qū)呈典型細(xì)小樹枝狀的鑄造組織，樹枝狀組織往往容易在晶界處產(chǎn)生雜質(zhì)的富集以及偏析[14]。

表4 6005A鋁合金及焊絲ER5356的化學(xué)成分Table 4 Chemical composition of 6005A and ER5356

表5 6005A鋁合金及焊接接頭拉伸力學(xué)性能Table 5 Mechanical properties of 6005A alloy and welded joint

圖3 6005A焊接接頭不同區(qū)域金相組織Fig.3 Optical micrographs of different zones of welded joint of 6005A alloy: (a) Welding joint; (b) HAZ; (c) Base alloy; (d)Welding line

2.4 6005A鋁合金焊接接頭拉伸斷口的掃描電鏡

圖4所示為6005A焊接接頭拉伸斷口形貌。從低倍放大斷口形貌(見圖4(a))中可以看出，拉伸斷口上平坦區(qū)域均勻分布著延性韌窩，焊接接頭斷口主要為穿晶斷口，韌窩為等軸韌窩，尺寸較小。從斷口的高倍放大形貌(見圖4(b))中可見，在試樣中心部位，微孔在垂直于正應(yīng)力方向的3個方向上長大的傾向相同，故形成等軸韌窩。韌窩大小不等，呈圓形或橢圓形。在韌窩底部可以看到一些第二相粒子。韌窩斷裂是微孔形成長大匯合并最終斷裂的過程，顯微孔洞的形成幾乎全部與夾雜物或第二相粒子有關(guān)，孔洞是通過第二相粒子本身開裂或通過粒子與基體表面脫開而形成。

圖4 6005A焊接接頭拉伸斷口掃描電鏡Fig.4 Scanning electron fractographs of welded joint of 6005A alloy

總的來說，實(shí)驗(yàn)合金焊接接頭拉伸斷口上分布有大量等軸韌窩，韌窩底部可見第二相粒子Mg2Si顆粒存在[15]，試樣拉斷方式為韌性斷裂。

2.5 6005A鋁合金在NaCl溶液中的電化學(xué)行為

圖5(a)所示為自制6005A鋁合金的極化曲線。從圖5(a)中曲線中看出，合金在腐蝕電位附近±20 mV間為活化區(qū)；在?0.720 V～?0.190 V區(qū)間出現(xiàn)電流平臺，為鋁的鈍態(tài)電位區(qū)間；電位φ＞?0.190 V后，陽極電流陡增，鈍化膜破裂，發(fā)生點(diǎn)蝕。圖5(a)曲線的形狀與商用6005A鋁合金在NaCl溶液中的極化曲線(見圖5(b))的形狀相似。根據(jù)圖5(a)極化曲線可以看出，腐蝕電流702 nA，腐蝕電位?764.7 mV。與圖5(b)中商用的6005A合金相比，自腐蝕電位φc正移了160 mV，腐蝕傾向大大降低，自腐蝕電流Ic較商用6005A合金略有提高。其原因在于本研究自制的6005A鋁合金在商用6005A鋁合金的基礎(chǔ)上優(yōu)化調(diào)整了Cu、Mn、Cr元素的含量，這些元素的聯(lián)合添加有效提高了合金表面氧化膜的穩(wěn)定性和致密性。但合金元素的添加也會使氧化薄膜在腐蝕擊穿后，腐蝕能力迅速下降，但此時(shí)仍可達(dá)到高速列車用可焊耐蝕鋁合金的性能要求[16]。

圖5 6005A鋁合金在3.5%NaCl溶液中的極化曲線Fig.5 Polarization curves of 6005A alloy in 3.5% NaCl solution: (a) Self-made; (b) Commercial

3 結(jié)論

1) 提出了以Mg、Mn、Cu和Cr為變量進(jìn)行正交實(shí)驗(yàn)，以優(yōu)化6005A鋁合金的化學(xué)成分，確定一種高速列車用鋁合金材料的化學(xué)成分：Mg1.0、Si 0.8、Mn 0.7、Cu 0.4、Cr 0.2、Al余量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。

2) 將鑄造6005A鋁合金經(jīng)過軋制變形與退火熱處理后，焊接后試樣的拉伸強(qiáng)度顯著提高。焊接接頭區(qū)域的組織演化規(guī)律具有母材組織→等軸晶→柱狀晶→焊縫樹枝狀鑄造組織的典型焊接特征，氣孔和夾雜等焊接缺陷較少。

3) 測試了焊接試樣的拉伸性能，觀察拉伸斷口的微觀形貌。測試數(shù)據(jù)顯示試樣的拉伸強(qiáng)度最高可達(dá)237 MPa，伸長率最佳值為9.3%。拉伸斷口表面分布有大量等軸韌窩，韌窩底部可見第二相粒子Mg2Si顆粒，試樣的斷裂方式為韌性斷裂。對比發(fā)現(xiàn)自制的6005A鋁合金的綜合力學(xué)性能優(yōu)于目前商用6005A鋁合金的相關(guān)數(shù)據(jù)。

4) 通過極化曲線對比，自制的6005A鋁合金腐蝕性能優(yōu)于商用6005A鋁合金的，其中自腐蝕電位大大提高，自腐蝕電流略有下降。

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A novel welded and corrosion-resistant 6××× aluminum alloy

JI Kai, ZU Guo-yin, YAO Guang-chun
(School of Materials and Metallurgy, Northeastern University, Shenyang 110004, China)

A new kind of aluminum alloy welded was prepared based on 6005A-T6 commercial aluminum alloys.Through the orthogonal test, the influences of alloy element Mg, Mn, Cu and Cr on the strength of welded joint were investigated and the corrosion resistance of alloying element was analyzed. The results show that the wire of ER5356 can achieve good connection with self-made 6005A-T6 aluminum alloys. The grain growth in heat affected zone (HAZ) is not obvious, the tensile strength of the welded joints reaches 237 MPa, which is 1.25 times of that of commercial 6005A alloy, and the fracture shows typical characteristics of fracture toughness. The addition elements improve the corrosion potential, it can significantly improve the resistance of atmospheric corrosion. The optimum compositions(mass fraction)for 6005A alloy are identified as Mg 1.0%, Si 0.8%, Mn 0.70%, Cu 0.40%, Cr 0.20% and balance Al.

6005A aluminium alloy; weldability; orthogonal experiment; tensile strength; corrosion potential

TG401

A

1004-0609(2010)10-1907-06

國家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2004AA33G060)；國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50971038)

2009-11-11；

2010-05-10

姚廣春，教授，博士；電話：024-83686462；E-mail：jikai1457@163.com，gcyao@mail.neu.edu.cn

(編輯 李艷紅)