楊振東，康 銘，徐伍剛，林相遠，姜丕文

(遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003)

自20世紀七、八十年代以來，現代汽車工業(yè)的可持續(xù)健康發(fā)展面臨著“能源、環(huán)境和安全”的嚴峻挑戰(zhàn)[1]。目前，汽車輕量化技術已成為解決這些問題的有效手段。受成本因素的影響，鋁合金仍然是目前理想的、性價比較高的輕量化車身材料[2]。7N01鋁合金屬于Al-Zn-Mg系中高強鋁合金，具有加工性能好，強度與剛度高，焊接性能好，易于成型以及其抗應力腐蝕性能高等特點[3-6]。本文將以7N01-T5與7N01-T7高強度鋁合金為研究對象，研究不同時效制度對7N01鋁合金焊接接頭組織和性能的影響。

1 試驗方法

1.1 試驗材料

本次試驗選用7N01鋁合金擠壓型材，時效狀態(tài)分為T5(欠時效)和T7(過時效)狀態(tài)，填充金屬選用5356焊絲，焊絲直徑為φ1.2 mm(3L/64 s)，保護氣體為99.99%氬氣。7N01鋁合金與5356焊絲的化學成分，如表1所示，7N01鋁合金力學性能，如表2所示。

表1 7N01鋁合金和5356焊絲化學成分(質量分數，%)

表2 7N01鋁合金力學性能

1.2 焊接試驗

采用福尼斯TPS5000 MIG焊機進行焊接。焊前使用丙酮清理母材表面油污、灰塵等污染物，吹干后用氣動鋼絲刷打磨坡口及其兩側30 mm區(qū)域內氧化膜至露出金屬光澤，再用酒精清理打磨區(qū)域，吹干后進行焊接[7]。接頭形式及坡口尺寸如圖1所示，t1=t2=4 mm，α=70°，b=0.5～1。試驗時的焊接參數，如表3所示。為了防止裂紋、大氣孔等焊接缺陷，需對焊縫進行X射線探傷，以保證焊接質量。

圖1 接頭形式及坡口尺寸

表3 焊接工藝參數

1.3 試樣測試方法

采用島津AG-X 100KNH型電子萬能試驗機進行橫向拉伸與彎曲試驗，加載速率為10 mm/min，拉伸和彎曲試樣厚度均為4 mm，每種測試2個試樣，取平均值。采用FV-810型維氏顯微硬度計對焊接接頭的近上表面進行硬度測試，測試點從母材一側經過熱影響區(qū)、焊縫區(qū)至焊縫另一側母材，相鄰測點距離為2 mm，如圖2所示。采用恒載荷四點壓彎的試驗方法對焊接接頭進行應力腐蝕試驗[8]，腐蝕環(huán)境為3.5%氯化鈉水溶液，環(huán)境溫度為35 ℃，施加的載荷為122 MPa，試驗時間為20 d。然后使用金相顯微鏡觀察焊接接頭各部位的組織形貌以及缺陷分布[9]。

圖2 硬度測試示意圖

2 試驗結果與分析

2.1 焊接接頭拉伸性能

試樣拉伸試驗結果如表4和圖3所示。從中可以看出，7N01-T5與7N01-T7焊接接頭斷裂位置均為熱影響區(qū)，均具有良好的拉伸性能，兩者的抗拉強度值也相當。根據Al-Zn-Mg合金平衡相圖，當7N01中Zn與Mg的成分含量比例大于3時，形成的穩(wěn)定相主要為α+η(MgZn2)，由于人工時效初期，Mg、Zn原子在Al基體，形成不穩(wěn)定的球形GP區(qū)。當時效溫度提高或時間延長，GP區(qū)聚集長大形成針狀或棒狀的過渡相η′，η′與基體晶格形成共格關系，晶格發(fā)生較大畸變并含有較多缺陷，此狀態(tài)為T5狀態(tài)。當時效溫度進一步提高或時間進一步延長發(fā)生過時效，即為T7狀態(tài)，此時η′相轉化為η(MgZn2)穩(wěn)定相，與基體為非共格關系，對位錯和晶界失去釘扎作用，失去沉淀強化作用，進而導致強度下降。

表4 拉伸試驗結果

圖3 拉伸試樣

2.2 焊接接頭彎曲性能

試樣彎曲試驗結果，如表5和圖4所示。從中可以看出，7N01-T5與7N01-T7的焊接接頭均具有良好的彎曲性能，且彎曲后未發(fā)現裂紋缺陷。

表5 彎曲試驗結果

2.3 焊接接頭硬度檢測

試驗硬度測試結果，如圖5所示。從圖中可知，7N01-T5與7N01-T7硬度分布趨勢相似，焊縫中心均為硬度最低點，6 mm區(qū)域的硬度值隨離焊縫中心距離的增大而增大，達到最高點時再逐漸下降，最高點位于沿熱影響區(qū)方向的淬火區(qū)。距離焊縫12 mm左右存在一個軟化區(qū)，但是軟化區(qū)硬度高于焊縫區(qū)，7N01硬度最低位置為焊縫中心。

圖4 彎曲試樣

圖5 焊接接頭顯微硬度分布圖

焊縫中心的溫度很高，在熱輸入的作用下，合金中的Si、Mg、Cu等活性元素形成的強化相會一定程度的長大，與基體保持較少的共格關系，減少了位錯的阻礙作用，因而表現出較低的強度和硬度。隨著距離焊縫中心的增大，散熱性能增強，冷卻速度較快，析出的過渡相η′和θ′相與基體保持較多的共格關系，其組織與焊縫中心區(qū)域相比，晶粒分布更為均勻，尺寸相對較小，硬度也有所增加，而熔合區(qū)的組織是由焊縫和基體組成的，故其硬度介于基體與焊縫之間。在6 mm左右位置，存在硬度最高值，原因在于強化元素Cu在熱作用下活性增強二次固溶到基體當中。冷卻時，獲得Cu的過飽和固溶體在一定晶面上偏距形成與基體完全共格或部分共格的GP區(qū)，形成淬火區(qū)，合金化達到最佳狀態(tài)，因此硬度最高。在距離焊縫12 mm位置，散熱速度快，此位置相當于過時效狀態(tài)，此時η′、β′相轉化為穩(wěn)定相，與基體形成非共格關系，進而導致強度降低，形成軟化區(qū)。

2.4 焊接接頭應力腐蝕

應力腐蝕機理主要為氫致開裂機理與陽極相擇優(yōu)溶解機理，氫致開裂機理即為氫原子進入試樣進而導致氫致開裂。而陽極相擇優(yōu)溶解機理，是由于沉淀相和周圍的無沉淀區(qū)之間存在電位差，從而引發(fā)沿陽極的擇優(yōu)溶解。由于應力腐蝕敏感性和沉淀相與周圍的電位差有關，該理論就可以解釋不同的合金系有不同的應力腐蝕敏感性，同時電位差又與鋁合金時效制度有關，因此不同時效制度的鋁合金應力腐蝕性能也存在差異。

試樣經過20 d的應力腐蝕試驗后，7N01-T5與7N01-T7焊接接頭均未發(fā)現裂紋，應力腐蝕結果，如圖6所示。

圖6 應力腐蝕試樣

2.5 微觀金相組織觀察

2.5.1熔合區(qū)組織

接頭試樣熔合區(qū)金相組織，如圖7所示。從圖中可以看出，熱處理狀態(tài)對7N01鋁合金的組織影響并不明顯，均表現為第二道焊縫對第一道焊縫起到晶粒細化作用，焊縫外側為柱狀晶，內部為等軸晶。

(a)7N01-T5焊接接頭；(b)7N01-T7焊接接頭

2.5.2熱影響區(qū)組織

接頭試樣熱影響區(qū)近焊縫端和遠焊縫端金相組織，如圖8。由圖可知，7N01-T5鋁合金焊接接頭中第二相的析出趨勢與7N01-T7具有相同的特征，即受熱越多，第二相析出也更多，離焊縫越遠，第二相析出也越少。與7N01-T5鋁合金組織相比，7N01-T7鋁合金組織中析出的第二相數量明顯較少。

圖9為7N01-T5鋁合金焊縫組織的暗場金相，從圖中可以看出，第二相上的黑點為掉相后留下的凹坑，主要是由Fe、Si雜質相和MgZn2相組成。

分析是由于基體與第二相存在電位差，第二相越多將會與基體形成越多的陽極通道，拉應力垂直于通道，在局部裂紋尖端上產生應力集中，進而產生微裂紋。另外鋁合金表面氧化膜存在局部薄弱點，Cl-離子的富集可以破壞表面氧化膜的薄弱位置，使α-Al基體暴露出來，形成局部微電池，在腐蝕液中α-Al基體電位較高作為陽極，第二相MgZn2、Fe、Si雜質項電位較低作為陰極，所以在第二相與基體交界處，也就是晶粒間會發(fā)生如下反應：

Al→Al3++3e-，

O2+2H2O+4e-→4(OH-)，

Al3++3(OH)-→Al(OH)3

所以腐蝕產物一般為Al(OH)3，有時候可以分解為Al2O3，然而Al2O3為脆性相，容易發(fā)生脆性斷裂，若腐蝕產物在凹坑內塞積，在應力腐蝕的條件下將更易出現裂紋，從而導致應力腐蝕性能降低。因此第二相的數量影響著應力腐蝕性能。

(a)欠時效近焊縫組織；(b)過時效近焊縫組織；(c)欠時效遠離焊縫組織；(d)過時效遠離焊縫組織

圖9 暗場金相

3 結論

1)7N01-T5與7N01-T7鋁合金焊接接頭抗拉強度相當，彎曲性能也無明顯區(qū)別。

2)7N01-T5與7N01-T7鋁合金硬度分布趨勢相似，焊縫中心均為硬度最低點，硬度值隨距離焊縫中心距離的增大而增大，6 mm位置左右達到最高點。距離焊縫12 mm左右存在一個軟化區(qū)，但是軟化區(qū)硬度高于焊縫區(qū)。

3)7N01-T5與7N01-T7鋁合金焊接接頭的應力腐蝕臨界值均超過122MPa。

4)7N01-T5鋁合金焊接接頭在第二相的析出趨勢上具有和7N01-T7相同的特征，即受熱越多，析出第二相也越多，離焊縫越遠，第二相析出也越少。主要區(qū)別在于7N01-T7組織中第二相析出數量明顯少于7N01-T5。