姜亦帥１,楊尚磊１,２,王 妍１,楊智華１

(上海工程技術(shù)大學(xué)１．材料工程學(xué)院;２．上海市高強(qiáng)激光智能加工裝備關(guān)鍵技術(shù)產(chǎn)學(xué)研開(kāi)發(fā)中心,上海２０１６２０)

摘 要:通過(guò)顯微硬度計(jì)、拉伸試驗(yàn)機(jī)、掃描電鏡和 X射線(xiàn)衍射儀等研究了激光填絲焊接６mm厚６０６１鋁合金接頭的顯微組織和力學(xué)性能.結(jié)果表明:焊縫中心區(qū)域的顯微組織為等軸晶,由αＧAl固溶體組成,無(wú)β(Mg２Si)強(qiáng)化相析出,近熔合區(qū)的焊縫組織為柱狀晶;焊接接頭焊縫的硬度最低,約為７３HV,母材的硬度最高,約為１１０HV,隨著距焊縫中心距離的增大,熱影響區(qū)的硬度先呈波浪式增大,在距焊縫中心２．２~３．８ mm 處有所下降,此外為熱影響區(qū)軟化區(qū),在距焊縫中心

３．８~４．４mm 處又快速增大;焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為２３４ MPa,約為母材的７１％,高于熔化極惰性氣體保護(hù)焊接接頭的;焊接接頭均在焊縫處斷裂,接頭與母材均為韌性斷裂.

關(guān)鍵詞:鋁合金;激光焊接;顯微組織;力學(xué)性能

中圖分類(lèi)號(hào):TG１４６．２文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１８)０３Ｇ００５２Ｇ０５

０ 引 言

鋁合金具有密度小、比強(qiáng)度高、塑性成型性好、焊接性能優(yōu)良等優(yōu)點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于造船、高鐵、汽車(chē)制造、航空航天等領(lǐng)域[１Ｇ５].６０６１鋁合金屬于 AlＧMgＧSi系鋁合金,其主要強(qiáng)化相為β(Mg２Si)相,在高鐵列車(chē)車(chē)身結(jié)構(gòu)件中得到大量應(yīng)用.目前,鋁合金的焊接方法有熔化極惰性氣體保護(hù)(MIG)焊、鎢極氬弧焊、攪拌摩擦焊、激光電弧復(fù)合焊等[６Ｇ１０],其中 MIG 焊的應(yīng)用范圍最廣,但該焊接工藝的焊接熱輸入大、焊接速度低,導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)寬,同時(shí)焊接過(guò)程中鎂、硅等合金元素的蒸發(fā)使β強(qiáng)化相的數(shù)量減少,導(dǎo)致焊接接頭的強(qiáng)度明顯低于母材的.因此,開(kāi)發(fā)一種新的鋁合金焊接工藝對(duì)高速列車(chē)的快速發(fā)展和長(zhǎng)期安全運(yùn)行具有重要意義[１１Ｇ１２].

激光焊接是以激光束作為熱源、對(duì)熱輸入可精確控制的一種精密高效的焊接方法.由于激光功率密度高,加熱集中,因此激光焊接具有焊接熱輸入小、焊接熱影響區(qū)窄、焊接工件變形小等優(yōu)點(diǎn).另外,激光焊接過(guò)程的加熱和冷卻速率都很大,這可顯著提高液態(tài)金屬的結(jié)晶速率,從而獲得晶粒細(xì)小的焊縫組織和力學(xué)性能優(yōu)良的焊接接頭[１３Ｇ１４].激光填絲焊接術(shù)作為一種激光焊接方法,可以降低焊縫表面粗糙度,避免凹陷、咬邊等焊接缺陷,保證焊縫成型均勻連續(xù),而且通過(guò)加入焊絲可以調(diào)節(jié)焊縫的成分和組織、補(bǔ)充合金元素,從而達(dá)到防止熱裂紋產(chǎn)生和提高接頭強(qiáng)度的目的.但目前對(duì)６０６１鋁合

金的激光填絲焊接工藝及其接頭組織性能的研究比較少.為此,作者對(duì)６０６１鋁合金進(jìn)行了激光填絲焊接,研究了焊接接頭的顯微組織和力學(xué)性能,并與MIG 焊接接頭的進(jìn)行了對(duì)比.

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

１．１ 試樣制備

試驗(yàn)材料為６ mm 厚６０６１鋁合金,T６態(tài),其抗拉強(qiáng)度為３３２ MPa,伸長(zhǎng)率為５％.焊絲為直徑１．２mm 的 ER４０４３焊絲.６０６１鋁合金和 ER４０４３焊絲的化學(xué)成分如表１所示.

焊 接 試 樣 的 尺 寸 均 為 １００ mm×５０ mm×mm,激光填絲焊坡口類(lèi)型為I型,MIG 焊坡口類(lèi)型為 Y 型,鈍邊為２mm,坡口角度為３０°.用酒精或丙酮等有機(jī)溶劑通過(guò)超聲波去除表面油污,然后把試樣放入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為５％~１０％NaOH 溶液中,在４０~６０ ℃的水浴中加熱５min,取出后放入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為３０％HNO３ 溶液中進(jìn)行中和光化處理,直到鋁合金表面露出明亮的金屬光澤,用流動(dòng)清水清洗,干燥.采用 YLSＧ５０００型光纖激光器搭載于 KUKA 機(jī)器人上對(duì)６０６１鋁合金進(jìn)行激光填絲焊接,激光器的最大輸出功率為５kW,輸出波長(zhǎng)為１．０６μm,傳輸光纖的芯徑為２００μm,聚焦的光束直徑為０．２５mm,透射式聚焦鏡焦距為２５０mm,準(zhǔn)直鏡焦距為２００mm.

焊接時(shí) 采 用 氬 氣 為 保 護(hù) 氣 體,氣 體 流 量 為 １６L??min－１,激光功率４kW,進(jìn)絲速度３m??min－１,焊接速度分別為１．０,１．５,２．０m??min－１.作為對(duì)比試驗(yàn),采用 KemparcPulse４５０ 型焊接機(jī)器人進(jìn)行 MIG焊接,焊接電流２４０A,焊接電壓為２５V,焊接速度為０．５m??min－１,送絲速度為５ m??min－１.焊接接頭均采用坡口對(duì)接單面成型形式.

１．２ 試驗(yàn)方法

在垂直于焊縫方向的焊接接頭上截取金相試樣,經(jīng)機(jī)械 研 磨、拋 光 和 腐 蝕 (腐 蝕 劑 為 質(zhì) 量 分 數(shù)０．５％ HF水溶液,腐蝕時(shí)間為３０s)后,用S３４００型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織,使用附帶的EDAXＧGENESIS型能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析.利用 X′pertPRO 型 X射線(xiàn)衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析,采用銅靶,電壓４０kV,電流４０mA,掃描速率為２(°)??min－１,掃描范圍１０°~８０°.采用 HVＧ１０００型維氏硬度計(jì)測(cè)接頭的顯微硬度,加載載荷為９．８N,加載時(shí)間為１５s.按照 GB/T２６５１－２００８,分別在接頭上以焊縫為中心和在母材上截取尺寸如圖 １ 所示的拉伸試樣,在IBTCＧ３００型材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn),加載速率為３MPa??s－１,然后用S３４００型掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌.

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１ 焊縫的表面形貌

由圖２可以看出:在３種焊接速度下,焊接接頭都均勻連續(xù),焊縫區(qū)窄小,無(wú)裂紋、氣孔等缺陷;隨著焊接速度的提高,焊縫的余高逐漸減小,在１．０m??min－１的焊接速度下,焊縫存在余高,在１．５m??min－１的焊接速度下,焊縫表面較平整,而在２．０m??min－１的焊接速度下,焊縫存在較大凹陷.由此可見(jiàn),對(duì)于厚６mm的６０６１ＧT６鋁合金,在進(jìn)絲速度為３m??min－１的情況下,焊接速度為１．５m??min－１時(shí),其焊縫成形良好.

２．２ 顯微組織

由圖３(a)~(b)可知,焊縫區(qū)(WM)中心顯微組織為等軸狀鑄態(tài)組織.這是因?yàn)槿鄢刂行膮^(qū)域的溫度梯度很小,成分過(guò)冷區(qū)域很寬,且熔池內(nèi)存在未熔化的固態(tài)質(zhì)點(diǎn),這些質(zhì)點(diǎn)為焊縫金屬的結(jié)晶提供形核表面,同時(shí)內(nèi)部晶粒所處環(huán)境相同,從而導(dǎo)致焊縫中心區(qū)域自由生長(zhǎng)為等軸晶[１５].

由圖３(c)可知,靠近熔合區(qū)(FZ)的焊縫顯微組織為柱狀晶.這是因?yàn)樵诰w從熔池邊緣逐漸向焊縫中心長(zhǎng)大的過(guò)程中,溶質(zhì)濃度逐漸升高,結(jié)晶速率逐漸變大,熔池邊緣固/液界面前沿的液相溫度梯度較大,形成較小的成分過(guò)冷,結(jié)晶平面上形成許多相互平行的束狀芽孢,并伸入到過(guò)冷的液相中,從而形成相互平行的胞狀亞晶,當(dāng)晶粒長(zhǎng)大方向與熔池最大溫度 梯 度 方 向 一 致 時(shí),晶 粒 優(yōu) 先 長(zhǎng) 大,形 成 柱狀晶[１６].

由圖３(d)可知:靠近熔合線(xiàn)熱影響區(qū)(HAZ)的晶粒粗大,表面存在一些在腐蝕過(guò)程中形成的腐蝕點(diǎn);熔合區(qū)的顯微組織為柱狀晶;熔合區(qū)是母材與焊縫之間的過(guò)渡區(qū),寬度很窄,約為５０μm,可分為母材晶粒局部熔化的半熔化區(qū)和熔化母材與填充金屬未混熔的未混合區(qū).熔合區(qū)的化學(xué)成分與組織形態(tài)存在嚴(yán)重不均勻性,導(dǎo)致熔合區(qū)內(nèi)易發(fā)生偏析物聚集,晶界液 化,因 而 易 產(chǎn) 生 氣 孔、沿 晶 裂 紋 等 焊 接缺陷[１７].

由圖４和表２可知:焊接接頭主要由αＧAl固溶體組成,未發(fā)現(xiàn)強(qiáng)化相β(Mg２Si);焊縫中雖然存在鎂、硅等合金元素,但由于鋁合金的導(dǎo)熱系數(shù)大,冷卻速率快,抑制了強(qiáng)化相β(Mg２Si)的析出.

２．３ 顯微硬度

由圖６可知:６０６１鋁合金焊接接頭焊縫區(qū)的硬度最低,約為７３ HV;熱影響區(qū)的硬度隨著距焊縫中心距離 的 增 大 先 呈 波 浪 式 增 大,在 距 焊 縫 中 心２．２~３．８mm 處有所下降,該區(qū)域?yàn)闊嵊绊憛^(qū)軟化區(qū),在距焊縫中心３．８~４．４mm 處顯微硬度又快速增大;母材(BM)的硬度最大,約為１１０ HV.由于激光焊接的熱輸入比 MIG 的熱輸入小得多,因此激

光焊接接頭熱影響區(qū)的寬度比 MIG 熱影響區(qū)的窄很多[１８].

焊接接頭熱影響區(qū)中的強(qiáng)化相在焊接熱循環(huán)的作用下全部或大部分溶于固溶體中,由于焊后冷卻速率較大,強(qiáng)化相來(lái)不及析出而形成過(guò)飽和固溶體,其中的鎂、硅原子發(fā)生擴(kuò)散、偏聚,形成與αＧAl共格或半共格的溶質(zhì)原子團(tuán)聚區(qū)(GP區(qū)).由于鎂、硅原子與鋁原子的尺寸不同,基體產(chǎn)生嚴(yán)重的點(diǎn)陣畸變,并使點(diǎn)陣常數(shù)發(fā)生變化,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到阻礙,從而使合金的硬度提高.當(dāng)鎂、硅原子產(chǎn)生富集并按照一定的順序排列時(shí),便形成中間過(guò)渡相β″,由于β″相仍與母相αＧAl保持共格關(guān)系,其周?chē)w產(chǎn)生更嚴(yán)重的彈性畸變,對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用更大,此時(shí)強(qiáng)化效果達(dá)到最大,從而使熱影響區(qū)的顯微硬度明顯高于焊縫區(qū)的,但由于熱影響區(qū)的自然時(shí)效效果不如人工時(shí)效效果好,因此熱影響區(qū)的顯微硬度低于母材的[１９].

２．４ 拉伸性能

由試驗(yàn)結(jié)果可知,６０６１鋁合金激光填絲焊接接頭 和 MIG 焊 接 接 頭 的 抗 拉 強(qiáng) 度 分 別 為 ２３４,２１６MPa,為母材的７６．７％和６５．３％,斷后伸長(zhǎng)率分別為３．０％,３．８％.由于激光填絲焊接采用小坡口和窄間隙的接頭形式,從而形成硬Ｇ軟Ｇ硬形式的焊接接頭,導(dǎo)致焊接接頭的強(qiáng)度比 MIG 焊接接頭的大.拉伸試樣均在焊縫處斷裂,焊縫為焊接接頭的薄弱位置.接頭的抗拉強(qiáng)度比母材低的主要原因?yàn)?一方面,金 屬 在 激 光 的 高 溫 作 用 下 被 加 熱 至 熔 化 態(tài),β(Mg２Si)強(qiáng) 化 相 大 部 分 或 全 部 熔 于 熔 池 中,另 外Mg２Si強(qiáng)化相中的鎂元素熔點(diǎn)比較低,在熔化過(guò)程中部分鎂元素?zé)龘p;另一方面,焊接熔池在熱循環(huán)的作用下形成αＧAl固溶體,但焊縫冷卻速率大,會(huì)抑制強(qiáng)化相的析出,從而導(dǎo)致接頭的抗拉強(qiáng)度低于母材的.

由圖７可知:母材的拉伸斷口呈典型的等軸韌窩狀,為韌性斷裂,韌窩大小不一,大韌窩周?chē)植贾№g窩,韌窩底部存在第二相顆粒,第二相顆粒的分布和尺寸對(duì)韌窩的大小有明顯的影響,較大的韌窩底部存在較大的第二相顆粒;激光焊接接頭斷口呈韌窩狀,為韌性斷裂,但韌窩深度較淺,尺寸較小,不容易產(chǎn)生內(nèi)頸縮,形成較多的顯微空洞[１９].由于接頭焊縫處的變形硬化指數(shù)較大,因此焊縫的斷后伸長(zhǎng)率小于母材的.

３ 結(jié) 論

(１)激光填絲焊接６０６１鋁合金接頭焊縫中心區(qū)域的顯微組織為等軸晶,由αＧAl固溶體組成,無(wú)β(Mg２Si)強(qiáng)化相析出,近熔合區(qū)的焊縫組織為柱狀晶,靠近熔合線(xiàn)熱影響區(qū)的晶粒粗大.

(２)激光填絲焊接接頭焊縫區(qū)的硬度最低,約為７３HV;母材的硬度最高,約為１１０ HV;熱影響區(qū)的硬度隨著距焊縫中心距離的增大先呈波浪式增大,在距焊縫中心２．２~３．８mm處有所下降,此處為熱影響區(qū)的軟化區(qū),在距焊縫中心３．８~４．４mm 處又快速增大.

(３)激光填絲焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為２３４MPa,約為母材的７１％,高于 MIG 焊接接頭的;焊接接頭均在焊縫處斷裂,接頭和母材的斷裂方式均為韌性斷裂.

來(lái)源：材料與測(cè)試網(wǎng)