■ 丁志成，褚玉佳，張向均，陳剛輝，譚旺有

1. 概述

CRH6型車鋁合金車體焊接結構的疲勞壽命與接頭的應力集中有著直接的關系，鋁合金焊接過程中極易產(chǎn)生氣孔、裂紋、夾雜、未焊透和咬邊等缺陷，這些缺陷會造成局部的應力集中，其中裂紋和未焊透產(chǎn)生的應力集中最為嚴重；接頭焊縫余高尺寸對焊腳位置的應力集中也會產(chǎn)生相應的影響。

不同的MIG焊方法對接頭成形及內部組織會產(chǎn)生不同的影響，這些因素都會直接或間接的影響焊接結構的疲勞壽命。因此本文通過無脈沖與雙脈沖MIG焊的對比試驗，研究接頭的疲勞性能。

2. 試驗材料及方法

（1）試驗材料 A5083P—O鋁合金板材，化學成分如表1所示。試板規(guī)格300mm×150mm×4mm，坡口為V形，單側坡口角度為35°，1mm鈍邊。所用焊接設備為福尼斯TPS5000全數(shù)字化MIG焊機，焊接材料選用法國AIR LIQUIDE公司的φ1.2 mm ER5356焊絲，化學成分如表1所示。選用99.999%Ar做保護氣體，氣流量為25L/min，單面焊雙面成形。焊接參數(shù)如表2所示。

（2）試驗測試 焊接完成后，對焊接件進行無損檢測、金相組織、力學性能等測試。

3. 力學性能試驗結果

（1）無脈沖MIG焊接工藝接頭力學性能 表3為拉伸試驗結果及計算所得的各性能指標。從表3可以看出，無脈沖MIG焊接頭試樣的抗拉強度平均值為277MPa，斷后伸長率均＜12%，平均為11.6%。在焊接接頭的拉伸試驗過程中，所有拉伸試樣的斷裂部位都在焊接接頭的焊縫區(qū)，說明焊縫區(qū)是整個鋁合金焊接接頭最薄弱的部位。

表4為無脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接頭的彎曲性能試驗結果，表中MW1表示面彎試樣，BW1表示背彎試樣。表4中有一個背彎試樣因氣孔缺陷導致開裂。

表5為無脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接頭的疲勞性能試驗結果，根據(jù)表5中數(shù)據(jù)結合公式計算得出平均疲勞強度值為84.5MPa，斷裂位置全部為焊縫區(qū)域。

表1 A5083P—O鋁合金材料和焊絲化學成分（質量分數(shù)） （%）

表2 A5083P—O鋁合金焊接參數(shù)

（2）雙脈沖MIG焊接工藝接頭力學性能 表6為雙脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接接頭拉伸試驗結果及計算所得的各性能指標。從表6可以看出，雙脈沖MIG焊接頭試樣的抗拉強度平均值為280.6MPa，平均為11.6%。在焊接接頭的拉伸試驗過程中，所有拉伸試樣的斷裂部位都在焊接接頭的焊縫區(qū)，焊縫區(qū)是整個焊接接頭最薄弱的部位。

表7為雙脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接頭的彎曲性能試驗結果，表中MW2表示面彎試樣，BW2表示背彎試樣。從表7中可以發(fā)現(xiàn)A5083P—O鋁合金MIG焊接頭的彎曲性能非常良好，試驗區(qū)域未出現(xiàn)開裂，也未發(fā)現(xiàn)氣孔、夾渣、未熔合、未焊透及裂紋等影響焊接接頭彎曲性能的缺陷。

表8為無脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接頭的疲勞性能試驗結果，根據(jù)表8中數(shù)據(jù)結合公式計算得出平均疲勞強度值為88MPa，斷裂位置全部在焊縫區(qū)域。

4. 結果分析

（1）微觀組織 結合Al-Mg相圖分析焊縫組成主要是α-Al固溶體和其上分布的β-Al3Mg2相和Mg2Si相，Al3Mg2和Mg2Si彌散相是前期熔池結晶凝固過程中固溶到Al基體中Mg和Si，在隨后的冷卻過程中在基體中析出形成，其中Al3Mg2數(shù)量相對較多、Mg2Si數(shù)量相對較少。β-Al3Mg2是脆性化合物，會嚴重降低鋁合金的力學性能和抗腐蝕性。通過熱處理使β相熔入基體，使鋁合金呈過飽和狀態(tài)，以獲得固溶強化效果，塑性也得到顯著增加。Mg2Si相為黑色點狀物，在焊縫冷卻過程中呈小顆粒狀彌散性分布在基體中。由于焊縫各部分冷卻速度不一，靠近母材的焊縫兩邊為垂直于熔合線的細長晶粒，焊縫中部為等軸晶。

表3 無脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接接頭拉伸試驗結果

表4 無脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接接頭彎曲試驗結果

表5 無脈沖MIG焊接工藝平滑試樣升降法試驗數(shù)據(jù)

表6 雙脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接接頭拉伸試驗結果

表7 雙脈沖MIG焊接工藝鋁合金焊接接頭彎曲試驗結果

圖1、圖2為A5083P—O鋁合金MIG焊接頭的焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)以及母材的金相組織。通過觀察焊縫區(qū)域金相圖可知，雙脈沖焊縫晶粒比無脈沖晶粒細小，雙脈沖焊縫Mg2Si相數(shù)量也比無脈沖焊縫少，這種變化是由于雙脈沖焊接時使用脈沖調制，周期性變化的脈沖群對熔池產(chǎn)生攪拌作用的結果。熔合區(qū)附近的晶粒為方向性明顯的柱狀晶組織，對接頭性能有很大影響。屬于焊縫的薄弱區(qū)域，拉伸斷裂常發(fā)生于該區(qū)域。通過對比觀察可知，雙脈沖熔合區(qū)相比無脈沖熔合區(qū)晶粒細小，方向性比較明顯。在無脈沖和雙脈沖方法下熱影響區(qū)組織無明顯差別。焊縫組織的差別主要體現(xiàn)在晶粒尺寸上，雙脈沖焊縫晶粒得到細化，這有助于改善接頭的力學性能，降低裂紋敏感性。

圖1 雙脈沖MIG焊接接頭金相組織

圖2 無脈沖MIG焊接接頭金相組織

表8 A5083P—O余高試樣升降法試驗數(shù)據(jù)

（2）疲勞斷口SEM形貌分析 圖3為無脈沖MIG對接接頭疲勞斷口SEM形貌，斷裂于焊縫區(qū)。其中圖3a為較低倍的斷口形貌，包括了疲勞源區(qū)和擴展區(qū)，圖3b為疲勞源區(qū)的放大圖。整體比較平齊，無冰糖狀的結晶顆粒，以疲勞源區(qū)為中心存在大量的放射狀射線，這是由于裂紋從萌生點開始，在擴展中相遇，裂紋前沿因阻力不同而發(fā)生擴展方向上的偏離，此后裂紋開始在各自平面上繼續(xù)擴展，從而形成大量放射線。疲勞源區(qū)位于試樣近表面，疲勞源并不明顯。圖3c為疲勞擴展區(qū)域的SEM形貌，可以發(fā)現(xiàn)存在不同族簇的疲勞輝紋。這些族簇輝紋的法線不平行，取向比較復雜，也就是在局部區(qū)域疲勞裂紋的擴展方向不同。這是由于在疲勞裂紋擴展的過程當中，晶粒取向的變化會導致疲勞輝紋法線方向發(fā)生一定的變化，甚至會引起疲勞輝紋形貌的改變。圖3d為斷口的拉斷瞬斷區(qū)，可以很明顯發(fā)現(xiàn)為韌窩斷口，則瞬斷區(qū)域主要為韌性斷裂。

圖4為雙脈沖MIG對接接頭疲勞斷口SEM形貌，斷裂于熔合線。圖4a為試樣較低倍斷口形貌，包括了疲勞源區(qū)和擴展區(qū)，圖4b為疲勞源區(qū)的放大，未見明顯特征的疲勞源，但可以發(fā)現(xiàn)明顯的冰糖狀的結晶顆粒組織，晶粒尺寸較大，為典型的脆性斷裂。這是由于焊接接頭熔合區(qū)是由基體金屬和焊絲形成的一種交混合金，靠近焊縫一側為沿散熱方向以聯(lián)生結晶形式形成的柱狀晶組織，而靠近基體一側則為等軸晶組織，且晶粒較為粗大，同時由于偏析等原因，晶界處有強化相析出，削弱了兩種組織的結合能力，從而成為較為薄弱的區(qū)域。圖4c和圖4d為擴展區(qū)的疲勞輝紋，不同族簇的輝紋法線方向不一樣，說明在局部區(qū)域疲勞裂紋的擴展方向不同。圖4e和圖4f為拉斷瞬斷區(qū)的斷口形貌，為典型的韌窩斷口，但局部區(qū)域放大后（見圖4f）發(fā)現(xiàn)斷口韌窩尺寸大小不一，有大至幾十微米的也有小至幾個微米的，說明局部區(qū)域的韌性不一樣。

圖3 無脈沖MIG對接接頭疲勞斷口SEM形貌

圖4 雙脈沖MIG對接接頭疲勞斷口SEM形貌

5. 結語

本試驗分別采用無脈沖的鋁合金焊接工藝和雙脈沖鋁合金焊接工藝，制備了A5083P—O鋁合金對接接頭，采用力學性能試驗和金相組織研究不同焊接工藝對力學性能的影響，得出如下結論。

（1）根據(jù)試驗數(shù)據(jù)可知采用雙脈沖工藝拉伸力學性能相對于無脈沖工藝有輕微的提升，斷后伸長率無明顯變化；無脈沖試樣彎曲試驗中有一個試樣因內部氣孔缺陷而發(fā)生斷裂，雙脈沖工藝彎曲試樣全部合格，說明脈沖對熔池的攪拌加快了氣體的逸出，減小了焊縫內部氣孔出現(xiàn)的概率。

（2）采用雙脈沖焊接工藝制備的焊接接頭，在同等條件下的平均疲勞強度值高于無脈沖焊接工藝制備的鋁合金焊接接頭。

（3）采用雙脈沖工藝的接頭焊縫區(qū)域晶粒更加細小、Mg2Si相數(shù)量較少，熔合區(qū)附近的晶粒為方向性明顯的柱狀晶。這有助于改善接頭的力學性能，降低裂紋敏感性。

（4）雙脈沖與無脈沖工藝制備的對接接頭疲勞斷口形貌無明顯區(qū)別，說明雙脈沖工藝并未改變接頭的斷裂機理。

根據(jù)以上結論，可知采用雙脈沖工藝進行CRH6型車鋁合金車體的焊接可改善接頭力學性能，提高車體疲勞壽命。

[1] 李學朝．鋁合金材料組織及金相圖譜[M]．北京：冶金工業(yè)出版社，2010.