刘 建，沈正超，何长树

(1.南车青岛四方机车车辆股份有限公司，山东 青岛 266111;2.东北大学 材料各向异性与织构教育部重点实验室，沈阳 110819)

A6N01铝合金属于Al－Mg－Si系合金，为日本在20世纪80年代所开发，具有中强的力学性能、良好的加工成形、抗腐蚀、抗疲劳性能和良好的焊接性能，适合制造复杂截面的多孔中空薄壁型材，用作高速列车侧墙、车顶等车体主体结构［3］.随着列车设计运行时速的不断提高，车体轻量化已是提高列车运行速度、降低能耗的重要手段.铝合金因具有相对密度较小、塑性好和比强度高等优点，在轨道车辆制造中的应用越来越广泛.在车体的制造过程中，国外一般采用双丝MIG自动焊和激光MIG共熔池焊，并有少数的国家开始尝试搅拌摩擦焊;目前国内主要还是采用MIG焊接方法进行实际生产［1］.

A6N01铝合金挤压型材为我国近几年开发生产的高速列车等轨道交通专用材料，挤压型材最小壁厚可达2.5 mm.然而，厚壁(厚度＞6 mm)挤压型材在高速列车上的应用和研究相对较少.本文针对国产壁厚12 mm的A6N01－T5铝合金开口型材进行MIG焊接试验，利用宏、微观组织观察、显微硬度测定以及拉伸和弯曲性能测试对焊接接头的组织和力学性能进行了研究与评价，对推进我国高速列车制造技术的发展和长周期安全运行具有一定意义［2］.

1 实验材料与方法

1.1 母材与焊丝

选用壁厚12 mm的国产A6N01－T5铝合金开口型材，截取长度方向平行于型材挤压方向且尺寸为300 mm×150 mm×12 mm的母材.采用直径为1.6 mm的SAF ER5356焊丝作为填充丝对母材进行MIG焊接.母材和焊丝的化学成分如表1所示.

1.2 试板的焊接

采用KEMPPI半自动焊机进行手工MIG焊接，坡口形式如图2所示.焊前采用丙酮及不锈钢丝刷严格清理坡口附近50 mm范围内油污及氧化膜.采用多层多道焊接工艺进行双面焊接，焊接时采用刚性固定，焊接参数如表2.2所示.焊接完成后，按 ISO 15614－2－2005取样进行微观组织观察与力学性能测试.按照标准 ISO 4136∶2001加工无余高拉伸试样，按照标准 ISO 5173∶2000加工焊接接头弯曲试样.

表1 国产A6N01铝合金型材和ER5356焊丝的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition(mass fraction%)of domestic A6N01 aluminum alloy profiles and ER5356 welding wire

图1 焊接接头坡口形式Fig.1 Type of welding groove

表2 MIG焊接参数Table 2 Welding parameters of MIG welding

1.3 微观组织观察与力学性能测试

采用OLYMPUS/GX71型金相显微镜观察接头各区域微观组织，腐蚀剂选用新配置的DKeller试剂(体积比为 HF∶HCl∶HNO3∶H2O=1∶1.5∶2.5∶95).使用 Wilson －Wolpert 401MVD 维氏显微硬度计在垂直于焊接方向的接头试样断面上进行显微硬度分布测定，加载载荷为100 g，保压时间10s.在SANS万能力学试验机进行拉伸和弯曲试验，拉伸速率 2 mm/min，弯曲速率10 mm/min.

2 结果与分析

2.1 焊接接头显微组织

图2为A6N01－T5铝合金开口型材MIG焊接接头的宏观形貌及焊缝区(WZ)、熔合区(FZ)和热影响区(HAZ)金相显微组织，焊接接头没有观察到明显的气孔、热裂纹等焊接缺陷［4］，MIG焊成形性较好.图2(b)可以明显地观察到，焊缝区金属呈均匀细小的等轴晶状，为典型的铸态组织;图2(c)熔合线靠近焊缝一侧，晶粒沿着散热方向生长呈柱状晶;而热影响区(图2(d))的晶粒明显聚集长大、粗化.

2.2 焊接接头的显微硬度

A6N01－T5铝合金开口型材MIG焊接接头的显微硬度测量结果如图3所示.由图3可知，焊缝区显微硬度较高，约65～70 HV.在熔合线附近，显微硬度开始下降.在距离焊缝中心10～12 mm的热影响区，硬度值达到最低，约52 HV，之后硬度值逐渐升高.

图2 焊接接头宏观形貌及各区域显微组织Fig.2 Macro morphology and microstructures of welded joint

图3 焊接接头显微硬度分布Fig.3 Distribution of micro－hardness of the welded joint

A6N01铝合金型材的状态为T5状态，合金的晶粒组织基本上为再结晶组织:α固溶体和时效析出的Mg2Si相(金相照片中黑色细小的点).焊接过程中，熔池的体积较小且被温度较低的金属包围，焊缝金属熔池的冷却速度很大，导致焊缝中心为细小的等轴晶组织，硬度较高;在熔合线附近热输入量大，原始T5状态时效析出的Mg2Si强化相粒子大部分固溶到α(Al)基体中，形成过饱和固溶体，在随后冷却过程中析出部分Mg2Si强化相粒子［6］，硬度值较焊缝区低;而离焊缝区较远的热影响区，焊接加热时温度会超过原有的时效处理温度，但又未达到固溶温度，会出现过时效效应，即Mg2Si强化相在焊接冷却时发生聚集长大，导致硬度降低达到最小值，使该区成为软化区［5］.过了热影响区后，就是母材在T5状态下的硬度，趋向一致.

2.3 焊接接头的拉伸力学性能

A6N01－T5母材及MIG焊接接头的拉伸宏观照片及拉伸力学性能分别如图4和表3所示.由图4可知，焊接接头拉伸断裂位置均位于距离焊缝中心10～12 mm的热影响区，与显微硬度测试结果相符(如图3).由表3可知，焊接接头的屈服强度为116 MPa，抗拉强度为205 MPa，低于母材的抗拉强度，但仍高于欧洲标准EN288－4(国际标准ISO 9956－4)所要求的195 MPa，满足高速列车铝合金的使用条件［7］.焊接接头断后伸长率与母材相比有明显降低.

图4 拉伸宏观照片Fig.4 Macro morphology of tensile tested specimens:

表3 A6N01－T5母材和焊接接头的拉伸力学性能Table 3 Tensile properties of base material and welded joints

图5 弯曲宏观照片Fig.5 Macro morphology of bend test specimens

2.4 焊接接头的弯曲性能

A6N01－T5母材及MIG焊接接头的弯曲宏观照片和弯曲性能结果分别如图5和表4所示，弯曲后在试样上均未发现裂纹，说明试样焊接前后都具有良好的弯曲性能.

表4 A6N01－T5母材和焊接接头的弯曲性能Table 4 Bend properties of base material and welded joints

3 结论

(1)A6N01－T5铝合金焊接性能良好，焊接时未形成宏观和微观裂纹;

(2)焊缝中心区域呈细小等轴晶状的铸态组织，焊缝边缘的熔合区形成了柱状晶组织，热影响区晶粒聚集长大、粗化，导致形成HAZ的过时效软化区，其显微硬度值约为52 HV;

(3)A6N01－T5铝合金MIG焊接接头的拉伸断口位于热影响区，抗拉强度为205 MPa，仍符合国际标准 ISO 9956－4(欧洲标准DIN EN288－4);

(4)A6N01－T5铝合金MIG焊接前后具有良好的弯曲性能，弯曲后均未发现裂纹.

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