邢立偉 路 浩

(中車(chē)青島四方機(jī)車(chē)車(chē)輛股份有限公司，青島 266111)

鋁合金熔化極焊接接頭組織分區(qū)

邢立偉 路 浩

(中車(chē)青島四方機(jī)車(chē)車(chē)輛股份有限公司，青島 266111)

文 摘 目前鋁合金熔化極氣體保護(hù)焊接頭傳統(tǒng)分區(qū)過(guò)于簡(jiǎn)單，難于表征解釋接頭性能及組織演變。本文采用彩色金相腐蝕觀察技術(shù)，結(jié)合焊接熱循環(huán)特征，進(jìn)一步把鋁合金焊接接頭分為焊縫、未混合區(qū)、部分熔化區(qū)、真實(shí)熱影響區(qū)、母材等區(qū)域。對(duì)各區(qū)微觀組織特征進(jìn)行觀察分析，闡述未混合區(qū)的形成機(jī)理，部分熔化區(qū)的晶界液化現(xiàn)象，多層多道焊縫組織的影響規(guī)律。結(jié)果表明控制熱輸入，制定合理焊接工藝，減少高溫停留時(shí)間，控制焊縫稀釋率，設(shè)計(jì)合理的焊接接頭，合理控制焊接接頭組織對(duì)于提高厚板鋁合金焊接接頭力學(xué)性能具有重要意義。

鋁合金焊接接頭，未混合區(qū)，部分熔化區(qū)

0 引言

鋁合金廣泛用于航空航天、高速列車(chē)等焊接結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵承載部件制造[1]，研究其焊接接頭微觀組織的特征和演變對(duì)于控制焊接工藝，提高接頭服役性能具有重要意義。

焊縫金屬凝固的方式取決于升溫、降溫速率，凝固過(guò)程中偏析、擴(kuò)散導(dǎo)致局部成分波動(dòng)，析出、重結(jié)晶、晶粒長(zhǎng)大的區(qū)域和范圍改變了接頭范圍內(nèi)的微觀組織和性能。

焊接接頭的最終微觀組織取決于材料成分、焊接接頭經(jīng)歷的熱循環(huán)過(guò)程以及焊接過(guò)程中加熱冷卻速率(10～1 000℃/s)，平衡條件下組織演變規(guī)律并不適用，鋁合金焊接接頭的結(jié)晶相、沉淀相、時(shí)效相的變化歷程受此影響很大。

鋁合金熔化極氣體保護(hù)焊接頭傳統(tǒng)分為焊縫、熱影響區(qū)、母材，分區(qū)過(guò)于簡(jiǎn)單，難于表征接頭性能及組織演變。為進(jìn)行焊接冶金、可焊性分析研究，本文結(jié)合組織成分及熱循環(huán)特征，把鋁合金焊接接頭分為焊縫、未混合區(qū)、部分熔化區(qū)、真實(shí)熱影響區(qū)、母材等5個(gè)區(qū)域[2-5]。文中用染色法金相腐蝕技術(shù)觀察6、7系列鋁合金熔化極氣體保護(hù)焊接頭微觀組織，結(jié)合組織成分及熱循環(huán)特征，把鋁合金焊接接頭進(jìn)一步分為焊縫、未混合區(qū)、部分熔化區(qū)、真實(shí)熱影響區(qū)、母材等區(qū)域[2-5]，并對(duì)各區(qū)微觀組織特征進(jìn)行觀察分析。

1 試驗(yàn)方法

福尼斯TPS4000焊機(jī)，焊絲牌號(hào)為ER5356，焊絲直徑1.2 mm。試板尺寸350 mm×150 mm，采用高純氬氣體保護(hù)和三元?dú)怏w保護(hù)進(jìn)行焊接試驗(yàn)，制備鋁合金焊接接頭。焊前用不銹鋼風(fēng)動(dòng)鋼絲刷對(duì)試件待焊部位進(jìn)行仔細(xì)清理，之后再用丙酮清洗，焊道層間用銑刀、不銹鋼風(fēng)動(dòng)鋼絲刷進(jìn)行清理。

對(duì)制備的鋁合金焊接接頭線切割取樣、磨樣、拋光、腐蝕、觀察。開(kāi)發(fā)了特殊的金相腐蝕技術(shù)，在室溫下配制好腐蝕液后，將腐蝕液進(jìn)行水浴加熱到70℃，金相件與液面平行緩緩放入酸性腐蝕液中，一定時(shí)間后，用水沖洗后電吹風(fēng)吹干，再在德國(guó)蔡司金相顯微鏡下觀察。

2 焊接接頭分區(qū)與分析

熔化極氣體保護(hù)焊對(duì)于對(duì)溫度變化敏感的鋁合金焊接接頭，難于表征焊接冶金、可焊性的研究分析。本文結(jié)合組織成分及熱循環(huán)特征，鋁合金焊接接頭分為焊縫、未混合區(qū)UMZ、部分熔化區(qū)PMZ、真實(shí)熱影響區(qū)、母材等區(qū)域，焊接接頭組織分區(qū)如圖1所示。

焊縫區(qū)(熔融區(qū)、混合區(qū))為發(fā)生熔化、凝固的區(qū)域，以形成焊接接頭。焊接過(guò)程中發(fā)生完全熔化和再凝固，其微觀組織由成份和凝固條件決定。

未混合區(qū)UMZ為熔化后重新凝固的母材金屬，并未與焊縫金屬充分混合。使用與母材成分差異較大的焊絲時(shí)，未混合區(qū)的成分、性能與焊縫區(qū)(熔融區(qū)、混合區(qū))差異非常明顯。

部分熔化區(qū)PMZ定義為焊縫鄰近區(qū)域發(fā)生晶界液化的區(qū)域。合金元素遷移擴(kuò)散偏析引起的成分液化擴(kuò)大了母材金屬的熔化溫度區(qū)間，液相線和“有效”固溶線的寬度反映了PMZ的寬窄。

真實(shí)熱影響區(qū)處于PMZ和母材之間，無(wú)熔化和凝固反應(yīng)，只發(fā)生固相反應(yīng)，包括：重結(jié)晶，晶粒長(zhǎng)大，析出、固態(tài)相變。熱輸入和散熱影響熱影響區(qū)的尺寸和特性。低熱輸入和高熱擴(kuò)散系數(shù)形成窄熱影響區(qū)，高熱輸入和散熱條件不良時(shí)形成寬熱影響區(qū)。真實(shí)熱影響區(qū)的微觀組織和性能由焊接熱循環(huán)決定。熱影響區(qū)材料經(jīng)歷不同的焊接熱循環(huán)，引起材料組織的不同演變，隨之引起焊接接頭力學(xué)性能的顯著變化。

2.1 焊縫組織

焊縫區(qū)微觀組織由成分和凝固條件決定。冷卻速率和凝固條件可顯著改變焊縫組織，典型焊縫組織如圖2所示。

(a) 7系純氬

(b) 6系三元

(c) 7系純氬

圖2 (a)焊道組織呈等軸晶狀態(tài)，二次枝晶清晰。圖2(c)為打底焊道，出現(xiàn)了長(zhǎng)大數(shù)毫米的枝狀晶異常生長(zhǎng)，穿透了大量的等軸晶粒。圖2(d)為焊道交界處，焊道交界處存在大量氣孔及晶界液化現(xiàn)象，下部焊道晶粒呈柱狀晶，沿?zé)崃鞣较虼怪焙蠛负傅廊鄢剡吔缟L(zhǎng)，上部焊道變?yōu)榈容S晶，成為接頭薄弱部位。

對(duì)于鋁合金焊接，焊接速度、焊接參數(shù)的匹配決定了熔池形狀，由此決定了焊縫組織中晶粒的大小和晶粒生長(zhǎng)方向。溫度梯度G、生長(zhǎng)速率R決定了凝固顯微組織特征。從熔化邊角到焊縫中心，G/R比值逐漸降低，焊縫組織特征，焊縫熔化區(qū)中凝固方式由平面、包狀、柱狀、等軸晶生長(zhǎng)演變。G×R決定了焊縫凝固組織結(jié)構(gòu)的精細(xì)程度，一次枝晶間和二次枝晶距。

對(duì)于熔化焊過(guò)程來(lái)說(shuō)，每焊道的中間區(qū)域出現(xiàn)大量的等軸晶，而溫度峰值越高則焊后的冷卻時(shí)間越長(zhǎng)，有利于等軸晶的進(jìn)一步生長(zhǎng)。

2.2 未混合區(qū)

未混合區(qū)的性能與母材和焊絲性能差異較大，易成為裂紋起裂源，進(jìn)一步降低了接頭性能。焊道蓋面層母材溶入量大，形成的未混合區(qū)[圖3(a)]，出現(xiàn)了母材溶入焊縫的現(xiàn)象，加劇了近熔合線非樹(shù)枝狀等軸晶區(qū)的形成傾向，而這個(gè)等軸晶區(qū)對(duì)性能有害。焊道中部的未混合區(qū)[圖3(b)]，非樹(shù)枝狀等軸晶區(qū)的形成傾向也很明顯。

未混合區(qū)易在焊絲與母材成分不同時(shí)形成。焊絲與母材的不同化學(xué)成分導(dǎo)致其熔化溫度不同、液態(tài)特性不同。母材、焊絲熔點(diǎn)不同，母材比焊絲熔點(diǎn)高；熔化的母材金屬黏度大于焊縫金屬，未混合區(qū)易形成。例如對(duì)于使用5系焊絲焊接7系母材，差熱分析試驗(yàn)表明，焊絲的熔化溫度區(qū)間為575～667℃，母材熔化溫度區(qū)間為611～670℃，即在焊接接頭凝固過(guò)程中，焊絲與母材幾乎同時(shí)開(kāi)始凝固，但焊絲成分凝固終了溫度更低。母材熔化溫度高于焊縫金屬，導(dǎo)致冷卻時(shí)母材、焊縫金屬的黏度不同，形成了未混合區(qū)，成為疲勞性能的薄弱地帶。

熔合線的溫度梯度、熔池流動(dòng)對(duì)未混合區(qū)UMZ的形成具有重要影響。熔池流動(dòng)劇烈，UMZ被攪拌入焊縫金屬，熔池流動(dòng)緩慢，UMZ邊界清晰。

2.3 部分熔化區(qū)

部分熔化區(qū)PMZ定義為焊縫鄰近區(qū)域發(fā)生晶界液化的區(qū)域。部分熔化區(qū)易形成晶界液化現(xiàn)象[圖4]，在科勒試劑腐蝕時(shí)易誤判為為裂紋，晶界液相呈現(xiàn)朝焊縫方向的定向凝固。合金元素遷移擴(kuò)散偏析引起的成分液化擴(kuò)大了母材金屬的熔化溫度區(qū)間，液相線和“有效”固溶線的間隔反映了部分熔化區(qū)的寬窄，因此控制焊接過(guò)程的加熱與冷卻，快速通過(guò)此區(qū)域，對(duì)于提高接頭性能有極為重要的作用。

晶界液化現(xiàn)象的產(chǎn)生存在多種機(jī)理解釋[3]，主要有兩種機(jī)理：一種情況是金屬中雜質(zhì)元素含量較高。由于偏析，在一次結(jié)晶晶界上雜質(zhì)有一定富集。在焊接高溫加熱時(shí)，這些雜質(zhì)發(fā)生重新分配，從而在晶界上進(jìn)一步富集并相互作用形成低熔點(diǎn)液層。本質(zhì)上是一種金屬中晶界低熔點(diǎn)雜質(zhì)再分配與重熔現(xiàn)象。焊接過(guò)程中加熱冷卻速率(10～1 000℃/s)，平衡條件下組織演變規(guī)律并不適用。焊接條件下，升溫速度很快，即使在遠(yuǎn)低于該成分的平衡固相線溫度時(shí)，也可能出現(xiàn)局部熔化現(xiàn)象。例如Al-Zn-Mg合金，Zn和Mg偏析嚴(yán)重，由于焊接時(shí)的高溫、快速加熱，在焊接熱影響區(qū)或多層焊的前道焊縫近熔合線處高溫區(qū)內(nèi)，易在晶界形成網(wǎng)狀脆性共晶薄膜，削弱晶界結(jié)合力,不能承受較大塑性應(yīng)變，在熔合區(qū)附近容易發(fā)生脆性斷裂。

另一種液化機(jī)理是在焊接過(guò)程的快速非平衡加熱作用下，由于晶界處第二相的共晶反應(yīng)而使晶界液化。如圖5所示，成分為X0的合金在常溫下具有α+β組織(通常α為固溶體，β相為化合物AmBn)。在平衡加熱至高于T1的溫度T時(shí)，將發(fā)生α+β→α的轉(zhuǎn)變。具體過(guò)程是β相分解，B組元的原子溶入α而形成含有B組元原子濃度較高的α相。然而在焊接過(guò)程中，成分為X0的合金被快速加熱到固溶線溫度T1以上時(shí)，B組元原子來(lái)不及完全擴(kuò)散溶入基體α相，也就是說(shuō)在溫度達(dá)到固溶線溫度T1以上時(shí)，仍存在AmBn相。結(jié)果，當(dāng)合金進(jìn)一步被加熱到共晶溫度時(shí)，殘余的AmBn相將于其周?chē)幕wα相在界面處發(fā)生反應(yīng)形成成分為共晶成分的液相。進(jìn)一步加熱使溫度超過(guò)共晶溫度，將會(huì)有足夠的時(shí)間使AmBn相發(fā)生分解，進(jìn)一步形成液相。因此，焊接條件下，升溫速度很快，即使在遠(yuǎn)低于該成分的平衡固相線溫度Ts時(shí)，也可能出現(xiàn)局部的熔化現(xiàn)象。

2.4 熱影響區(qū)

真實(shí)熱影響區(qū)處于部分熔化區(qū)PMZ和母材之間，無(wú)熔化和凝固反應(yīng)。熱影響區(qū)范圍由熔合線至周?chē)覆牡臏囟忍荻纫约霸诖藴囟确秶鷥?nèi)發(fā)生的冶金反應(yīng)控制決定。圖5為焊接接頭熱影響區(qū)組織，可以看到熔化邊界的外延結(jié)晶，形核與生長(zhǎng)，外延結(jié)晶的競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)。對(duì)于具有較高熱導(dǎo)率的鋁合金，易獲得較窄熱影響區(qū)，較低熱輸入會(huì)進(jìn)一步縮小熱影響區(qū)范圍。

(a) 焊道2熔合線 (b) 焊道4熔合線

圖5 焊接熱影響區(qū)組織

Fig.5 Fatigue of heat-affected zone

熱影響區(qū)強(qiáng)度對(duì)鋁合金接頭性能有重要影響。析出相在各溫度范圍存在形式不同，熱影響區(qū)各部位距離熔合線遠(yuǎn)近不同，經(jīng)歷的熱循環(huán)曲線不同，因此冷卻時(shí)熱影響區(qū)各部位強(qiáng)化相析出或長(zhǎng)大程度取決于焊接過(guò)程中經(jīng)歷的冷卻速率及焊前成分，其焊后狀態(tài)決定了熱影響區(qū)的硬度、強(qiáng)度等性能。2000系列、6000系列鋁合金焊接時(shí)過(guò)時(shí)效傾向大，特別是析出相粗化的部位硬度最低。焊接后緊靠焊縫區(qū)部位冷卻速率太快，回復(fù)后的析出相來(lái)不及析出，硬度下降，造成接頭周?chē)能浕瘏^(qū)。7000系列鋁合金的時(shí)效硬化非常緩慢，這一點(diǎn)成為其優(yōu)點(diǎn)。

3 結(jié)論

(1)鋁合金焊接接頭組織宜分為：焊縫、未混合區(qū)UMZ、部分熔化區(qū)PMZ、真實(shí)熱影響區(qū)、母材。

(2)部分熔化區(qū)的晶界液化現(xiàn)象對(duì)接頭性能影響較小，未混合區(qū)、焊道層間為焊接接頭的薄弱區(qū)域，對(duì)接頭性能影響較大。

(3) 控制熱輸入，制定合理焊接工藝，減少高溫停留時(shí)間，控制焊縫稀釋率，設(shè)計(jì)合理的焊接接頭，合理控制焊接接頭組織對(duì)于提高鋁合金焊接接頭力學(xué)性能具有重要意義。

[1] 李剛卿, 邢立偉, 鄭浩敏,等. 高速列車(chē)制造焊接技術(shù)應(yīng)用展望[J]. 焊接,2011(5):16-l 9.

[2] HUANG C，KOU S． Liquation mechanisms in multicomponent aluminum alloys during welding[J]．Welding Journal，2002，81(10) : 211-222．

[3] 路浩.鋁合金焊接接頭金相[J]. 焊接,2014(11)：3.

[4] 路浩.鋁合金三元?dú)怏w保護(hù)焊焊接接頭金相[J]. 焊接,2015(8)：3.

[5] 路浩.鋁合金冷金屬過(guò)渡焊接及補(bǔ)焊組織特征[J]. 焊接,2015(11):34-37

Regions of Aluminum Alloy MIG Welded Joint

XING Liwei LU Hao

(CRRC Qingdao Sifang CO.LTD, Qingdao 266111)

The traditional partitioning of MIG welded joint is very coarse. The understanding regions of welded joint has evolved tremendously. A fusion weld joint was thought to consist of three regions, the fusion zone and HAZ, which is not sufficient. Examination of a welded joint reveals several distinct microstructure regions in this paper. The fusion zone and HAZ is subdivided. The previous technological probes allow one to compare the effects of base metal, welding conditions, welding consumables, constrains and give answers in the "better-worse".

Welded joint, Unmixed zone, Partially melted zone

2017-02-16

邢立偉，1982年出生，工程師，主要從事軌道車(chē)輛車(chē)體設(shè)計(jì)工作。 E-mail: lhhit9@163.com

TG444

10.12044/j.issn.1007-2330.2017.02.015