佘鹏　孙维光　马传平

摘要：针对高速列车用A7N01S-T5铝合金的激光-MIG电弧复合焊接接头的焊缝（W）、热影响区（HAZ）和母材（BM）分别在20 ℃、0 ℃、-20 ℃、-40 ℃及-60 ℃条件下进行冲击韧性和断裂韧性试验研究。结果表明：在相同温度下，热影响区的冲击韧性和断裂韧性最好，母材次之，焊缝最差。随着温度的降低，激光-MIG复合焊接头三个区的冲击韧性和断裂韧性都有一定程度的提高，但是变化幅度小。热影响区和母材的断口韧窝尺寸大于焊缝，在断裂过程中能产生较大变形来抵抗裂纹的扩展，吸收更多的能量，表现出良好的断裂韧性。

关键词：A7N01S-T5铝合金;激光-MIG复合焊;低温韧性;抗裂纹扩展;韧窝

中图分类号：TG457.14文献标志码：A文章编号：1001-2303（2020）04-0111-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.04.20

0 前言

截止2018年末，我国铁路营业里程达13.2万公里，其中高速铁路3万公里，分别位居世界第二和世界第一，“八横八纵”通道为主干的高速铁路网遍布我国除西藏以外的省、自治区和直辖市。由于我国地域辽阔，不同地域的气候环境相差很大，而一些较长的高铁干线贯穿了不同的温度带，例如“八纵”通道之一的京哈-京港澳通道，跨越了中温带、暖温带、亚热带和热带四个温度带，尤其冬季南北温差特别大，这对高速列车车体用材料及其焊接接头提出了更高的要求，在复杂的服役环境（如高、低温环境等）下要求有良好的环境适应性[1-3]。

A7N01S-T5铝合金属于Al-Zn-Mg系铝合金，具有中等强度、挤压性好、焊接性好等特点，广泛用于制造高速列车重要的承载结构件[3-4]。随着对高速列车安全可靠性要求的提高，尤其是对车体关键承载部件焊接接头质量要求的提高，激光-MIG电弧复合焊接方法[4-5]被用于高速列车关键车体结构的焊接，该方法结合激光焊和传统MIG焊的优点，具有能量集中、焊接效率高、热输入小、焊接变形小等优点，可以获得高质量的铝合金焊接接头[5-6]。目前国内对铝合金激光-MIG电弧复合焊接头性能的研究主要是常温条件下的，对于其低温条件下的力学性能尤其是低溫韧性研究很少[4-6]。本文针对高速列车用A7N01S-T5铝合金激光-MIG电弧复合焊接头的低温冲击和低温断裂韧性进行研究，评判焊接接头低温环境下抵抗材料裂纹失稳扩展的能力，提高铝合金焊接接头质量和服役安全可靠性，具有重要的工程应用价值。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料及焊接工艺

试验材料为方形中空不同壁厚的A7N01S-T5铝合金型材，焊接试验件由选取中空型材15 mm壁厚面加工成350 mm×150 mm×15 mm铝板对焊而成。采用40°的V型坡口，钝边3 mm，焊接间隙1.6 mm（见图1）。焊接方法采用激光-MIG电弧复合焊（焊接时激光在前、电弧在后），焊接设备为IPG YLS-4000型光纤激光器，光纤芯径400 μm，额定功率为4.2 kW。MIG焊机为Kemp Arc-450脉冲焊机，机械臂为IRB2600机器人。焊接填充材料为ER5356铝镁焊丝，直径1.6 mm。焊接保护气为99.999%的高纯氩，气体流量25 L/min。铝材及焊丝化学成分如表1所示，焊接工艺参数如表2所示，接头坡口及实际焊接接头宏观形貌如图1所示。

1.2 试验方法

A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头采用混合酸进行腐蚀，混合酸体积比为HF∶HCl∶HNO3∶H2O=1∶1.5∶2.5∶95，采用AX10 ZEISS蔡司光学显微镜观察金相组织。根据标准GB/T 229-2007 金属材料夏比摆锤冲击试验方法加工夏比V型缺口冲击试样，在20 ℃、0 ℃、-20 ℃、-40 ℃和-60 ℃条件下，采用型号为JBN-300摆锤式冲击试验机测试激光-MIG复合焊接接头各区（缺口分别开在焊缝、热影响区和母材）的冲击功，冷却介质为干冰。

根据国标GB/T 21143-2014 金属材料准静态断裂韧度的统一试验方法，采用三点弯曲试样测试A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接头焊缝（W）、热影响区（HAZ）以及母材（BM）的J0。三点弯曲试样尺寸如图2所示，取样方向为y-x方向。三点弯试样先在音叉式疲劳开缝机上预制有效长度的疲劳裂纹，然后在20 ℃、0 ℃、-20 ℃、-40 ℃和

-60 ℃条件下（采用干冰+酒精作为试样浸泡介质以保证试验温度的恒定），用带自制低温环境箱型号为CMT4304的电子万能试验机进行三点弯曲加载试验，测量载荷与施力点位移关系曲线，其中位移采用电子引伸计测量。压断试样后，参照GB/T 21143-2014标准用蔡司体视显微镜测量试样断口的裂纹长度a0。通过式（1）计算试验试样的J0：

为三点弯曲试样的应力强度因子。根据标准，由于试验记录在断裂前没有突进而显示了最大力平台，所以试验所测得的J0即为Jm（15）。

最后将测完裂纹长度a0的断口放在酒精中用超声清洗15 min，清洗完毕后用电吹风吹干试样表面，然后在型号为QUANTA FEG250的场发射扫描电子显微镜下进行断口形貌观察。

2 试验结果及分析

不同温度条件下，A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头焊缝、热影响区和母材的冲击功和J积分试验结果如表3所示。每个温度条件下，每个区域均取3个平行样。由于试验数据较多，表3中只呈现每种温度条件下每个区域3个平行样测试结果的平均值。

2.1 冲击试验结果及分析

A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头各区在不同温度条件下的冲击试验结果对比如图3所示。由图3和表3可以看出，在相同温度条件下，A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头各区的冲击功均值为：HAZ>BM>W。W的冲击功均值为26.22～27.52 J，各个温度下冲击功值变化基本不大;HAZ的冲击功均值为37.92～40.13 J，BM的冲击功均值则为31.24～33.15 J，HAZ和BM区随温度的降低，冲击功均值均呈现一定程度的提高趋势，但提高幅度不大。这表明A7N01S-T5铝合金焊接接头低温下的缺口敏感性较低，其冲击韧性随温度的降低基本保持不变[7]。

2.2 断裂韧性试验结果及分析

J积分作为一个表征材料断裂韧性的参数，无论裂纹附近的材料处于弹性状态还是发生大范围塑性变形，都能准确地表征材料裂纹的扩展行为。积分表征了材料对裂纹萌生过程的阻力，是材料在裂纹开始扩展时吸收的临界能量[8]。A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头各区在不同温度条件下的J积分试验结果对比如图4所示。由图4和表3可知，在相同温度条件下，A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头各区的Jm（15）均值为：HAZ>BM>W，这与接头各区的冲击韧性规律一致，说明激光-MIG复合焊接头焊缝抵抗裂纹扩展的能力最差，母材次之，而热影响区的抗裂纹扩展能力最优，这与文献[4]的试验结果一致。冲击功和断裂韧性都是材料的韧性指标，冲击功高的材料，其断裂韧性值也越大[9-10]。W的Jm（15）均值为81.93～98.15 kJ/mm2，HAZ的Jm（15）均值为138.45～152.33 kJ/mm2，BM的Jm（15）均值为101.34～113.65 kJ/mm2。随着温度的降低，W、HAZ和BM区Jm（15）均值都呈现一定程度升高的趋势，但幅度不大。铝合金的韧性和塑性的改善可用加工硬化指数和温度关系来解释，温度的降低使得铝合金材料位错的交滑移愈不易发生，加工硬化能增大，从而使得加工硬化指数n增大，变形均匀性增强，低温下铝合金的韧、塑性增加[9，11]。

2.3 金相组织分析

A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头W、HAZ和BM三个区域的微观金相组织如图5所示。焊缝区为典型的铸态等轴晶组织，呈现出网状枝晶组织形态，网状枝晶的存在使得焊缝抵抗裂纹扩展能力下降，降低了焊缝的断裂韧性。热影响区还保留着部分母材轧制态形貌，但部分晶粒比母材晶粒粗大，这是由于焊接接头的热影响区紧靠熔合区，受到较强的热循环作用，晶粒获得足够能量而变粗大，因此热影响区的晶粒会有一定程度的粗化。母材晶粒沿着轧制方向伸长，晶粒呈纤维状，且与轧制方向相同，组织为 α-Al 和少量的析出强化相。A7N01S-T5为自然时效强化铝合金，其主要强化相为η（MgZn2）相，弥散分布于α（Al）基体中，第二相颗粒越细小、分布越均匀，材料的力学性能越好[12]，因此母材和热影响区都具有较好的断裂韧性。由于热影響区晶粒尺寸较母材的粗大，裂纹扩展过程中大晶粒对裂纹的阻碍作用大于尺寸较小的晶粒，因此热影响区的断裂韧性优于母材。

2.4 断口分析

A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接接头W、HAZ和BM三个区域断裂韧性试样在扫描电镜（SEM）下的典型断口形貌如图6所示。由图6a可知，焊缝韧窝尺寸大小不一，局部有许多小韧窝，一些韧窝中还存在第二相粒子，说明焊缝组织不均匀，韧性较差。主要原因是焊缝为典型的铸态组织，裂纹容易通过枝晶间的低熔共晶物扩展，从而降低焊缝抵抗裂纹扩展的能力。相比于焊缝，HAZ和BM断口的韧窝尺寸明显更大，而小尺寸韧窝数量较少，大尺寸的韧窝表明材料在断裂过程中产生了较大变形来抵御裂纹的扩展，吸收了更多的能量，表现出良好的韧性[4，13]，因此HAZ和BM的断裂韧性优于W。HAZ断口的韧窝尺寸总体上大于BM，这是因为HAZ的晶粒尺寸总体上大于BM，因此HAZ的断裂韧性高于BM。

3 结论

（1）A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接头焊缝、热影响区和母材在相同温度下的冲击吸收功由大到小依次为：热影响区>母材>焊缝。随着温度的降低，焊缝的冲击吸收功变化基本不大，而热影响区和母材的冲击吸收功有一定程度的提高，但幅度很小。

（2）A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接头焊缝、热影响区和母材在不同温度条件下的J积分试验结果表明，热影响区抵抗裂纹扩展的能力最强，母材次之，焊缝的断裂韧性值最低。随着温度的降低，焊缝、热影响区和母材的Jm（15）均值都呈现出逐渐升高的趋势，但变化幅度不大。

（3）在低温环境下，A7N01S-T5铝合金激光-MIG复合焊接头各区均能保持与常温条件下相当水平甚至更好的冲击韧性和断裂韧性，这表明铝合金焊接接头各区在低温下有较高的阻止裂纹失稳扩展的能力。

参考文献

[1] 韩德成，刘拥军. 高速动车组铝合金车体A7N01S-T5焊接接头低温性能[J]. 电焊机，2014，44（11）：176-179.

[2] 魏书波，刘建，刘拥军. 轨道车辆车体5083铝合金焊接接头低温服役性能研究[J]. 电焊机，2014，44（12）：121-124.

[3] 孟立春，康旭，孙延军，等. 7N01铝合金搅拌摩擦焊接头力学性能[J]. 焊接学报，2012，33（2）：90-92.

[4] 杨晓益，陈辉，王秋影，等. A7N01P-T4铝合金激光-MIG复合焊接头微区性能[J]. 焊接学报，2016，37（8）：114-118.

[5] 陶传琦，汪认，崔云龙. 15 mm厚A7N01铝合金MIG与激光-MIG复合焊接对比[J]. 电焊机，2015，45（1）：108-110.

[6] 闫少华，朱宗涛，聂媛，等. 7N01铝合金激光-MIG复合焊接工艺研究[J]. 热加工工艺，2014，43（3）：37-39.

[7] 陈鼎，陈振华. 铝合金在低温下的力学性能[J]. 宇航材料工艺，2000（4）：1-7.

[8] 苗张木，杨立强. 基于CTOD和J方法的断裂韧性Jc的研究[J]. 湖北工业大学学报，2005，20（4）：4-6.

[9] 许昌淦，余刚. 冲击韧性与断裂韧性间关系的探讨[J]. 航空学报，1990，11（4）：182-187.

[10] 王志云. 热处理对7A04超高强铝合金强度和断裂韧性的影响[D]. 广西：广西大学，2007.

[11] 陈辉刚. 铝合金低温下力学性能综述[J]. 机械，2016，增刊（43）：74-77.

[12] Andersson B，Skjervold S R. Tensile properties at low to high strain rates of AlMgSi and AlZnMg alloys[J]. Materials Science Forum，1997（242）：153-158.

[13] 江超，陈辉，车小莉，等. 高速列车A6005A铝合金焊接接头断裂韧性研究[J]. 材料科学与工艺，2013，21（2）：55-60.