徐鍇，武鵬博，李琳琳，黃瑞生，梁曉梅，梁裕

(1.哈爾濱焊接研究院有限公司,哈爾濱,150000；2.中國兵器工業(yè)集團航空彈藥研究院有限公司,哈爾濱,150000；3.江蘇聯(lián)捷焊業(yè)科技有限公司,江陰,214400)

0 序言

鋁合金因其比強度高和切削性好等特點被廣泛應(yīng)用于高速列車、核電、船舶、石油化工等領(lǐng)域[1].國內(nèi)外研究學者分別從鋁合金焊接工藝和焊接材料等方面開展相關(guān)研究.焊接工藝方面，激光-電弧復(fù)合焊兼具激光焊接的高效和電弧的高工況適應(yīng)性[2].激光與電弧復(fù)合后，激光與焊絲端部建立輔助導(dǎo)電通道，提高了電弧的穩(wěn)定性和焊接速度.電弧的引入降低鋁合金焊接對激光反射率和裝配精度.韓曉輝等人[3]研究了高速列車用鋁合金型材激光-電弧復(fù)合焊工藝，在優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)下，激光-MIG 復(fù)合焊成形良好，無明顯氣孔、裂紋等缺陷，且焊接接頭間隙適應(yīng)性明顯提高.雷振等人[4]在激光-MIG 復(fù)合焊的基礎(chǔ)上外加一根焊絲，解決了激光-MIG 復(fù)合焊熔敷效率與高速焊接的矛盾問題.焊接材料方面，鋁合金多股絞合焊絲由于其結(jié)構(gòu)的特殊性，使其焊接具有獨特的電弧特性、能量分布特性和工藝特性，也為鋁合金焊接提供了相應(yīng)的解決方案.董曉晶等人[5]研究了鋁合金多股絞合焊絲MIG 焊焊接接頭組織與性能，結(jié)果表明多股絞合焊絲能細化晶粒減少合金元素燒損，控制接頭軟化.

目前，國內(nèi)外對鋁合金實心焊絲激光-電弧復(fù)合焊和鋁合金多股絞合焊絲MIG 焊的研究較多[6-9]；而對鋁合金激光-多股絞合焊絲MIG 焊的研究還未見詳細報道.文中選用1 × 3 結(jié)構(gòu)直徑1.6 mm 的ER5356 鋁合金多股絞合焊絲，結(jié)合激光-MIG 復(fù)合焊焊接優(yōu)勢.對5A06 鋁合金板材的激光-多股絞合焊絲MIG 復(fù)合焊平板對接焊接接頭的力學性能進行研究.結(jié)合金相、掃描電鏡等方法，分析了5A06鋁合金激光-多股絞合焊絲MIG 復(fù)合焊焊接接頭微區(qū)的組織與性能之間的關(guān)系.

1 試驗方法

試驗材料為20 mm 厚5A06 鋁合金，抗拉強度為346 MPa，母材選用尺寸為300 mm × 150 mm ×20 mm 的平板，加工60°的Y 形坡口(單邊30°)，鈍邊尺寸為4 mm，無間隙.焊絲選用1 × 3 結(jié)構(gòu)直徑為1.6 mm 的ER5356 多股絞合焊絲.多股絞合焊絲如圖1 所示，母材及焊絲的主要化學成分如表1所示.焊接過程示意圖和焊接接頭坡口示意圖如圖2 和圖3 所示.基于前期工藝試驗，進行對接接頭工藝驗證,選取的焊接工藝參數(shù)如表2 所示[10].焊縫由1 道打底焊和8 道填充焊組成，焊縫間隔時間為10～ 15 min.焊接接頭截面圖及EBSD 取樣位置如圖4 所示.

圖1 多股絞合焊絲結(jié)構(gòu)示意圖Fig. 1 Schematic diagram of multi-stranded welding wire. (a) welding wires sectional drawing; (b)welding wires physical

表1 母材及焊絲的主要化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Main chemical compositions of base metal and filler material

圖2 焊接示意圖Fig. 2 Welding schematic

圖3 焊接坡口示意圖(mm)Fig. 3 Welding groove schematic

表2 焊接試驗參數(shù)Table 2 Welding technology parameters

圖4 焊接接頭截面圖及EBSD 取樣位置Fig. 4 Welded joint section and EBSD sampling position

焊接接頭性能測試依據(jù)國家標準GB/T2651—2008《焊接接頭拉伸試驗方法》，進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為3 mm/min；采用維氏硬度計測試接頭的顯微硬度，加載載荷為1 N/kg，加載時間10 s，截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光、腐蝕后使用金相顯微鏡進行微觀組織觀察及EBSD 分析.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 微觀組織分析

2.1.1 析出相成分

對焊縫區(qū)、熱影響區(qū)和母材第二相粒子進行成分分析，焊接接頭和母材的EDS 分析結(jié)果如圖5所示.焊接區(qū)組織中的第二相主要為Al3Mg2相，其彌散分布在焊縫中；熱影響區(qū)和母材存在三種第二相分別為黑色粗大的Mg2Si 相、塊狀淺白色Al6(FeMn)相和細小的Al3Mg2相.其中Al3Mg2相彌散分布，阻礙位錯運動進一步提高強度，Mg2Si 相為典型的雜質(zhì)相，會降低材料的塑性，Al6(FeMn)相是一種難熔的第二相，熔點高，難以溶解于基體中，大部分Al6(FeMn)相以塊狀出現(xiàn)，主要是經(jīng)過重熔又析出的過程產(chǎn)生，由于冷卻速度快，焊縫處的相來不及聚集長大，便以很快的速度冷卻析出，最后凝固為小尺寸塊狀的白色相，但其成分并未發(fā)生改變?nèi)詾锳l6(FeMn)相.

圖5 焊接接頭EDS 分析Fig. 5 EDS analysis of welded joints. (a) EDS analysis of weld zone; (b) EDS analysis of heat affected zone; (c) EDS analysis of the base metal

2.1.2 金相組織

打底焊的焊縫區(qū)和熱影響區(qū)放大500 倍下的金相組織，熔合區(qū)100 倍、200 倍下的金相組織如圖6 所示.焊縫區(qū)Al3Mg2相以較為細小均勻的分布在焊縫中，隨著液態(tài)金屬的快速冷卻，首先析出α(Al)，隨著溫度的繼續(xù)降低，先析出相α(Al)枝晶間的液態(tài)金屬發(fā)生共晶反應(yīng)，生成α(Al)和Al3Mg2相.熱影響區(qū)存在三種第二相分別為較為粗大的Mg2Si 相、塊狀A(yù)l6(FeMn)相和細小的Al3Mg2相.熔合區(qū)為組織過渡區(qū)，表現(xiàn)為焊縫區(qū)中細小的Al3Mg2強化相向熱影響區(qū)塊狀強化相過渡，且熔合區(qū)在焊接熱循環(huán)的作用下Al3Mg2相重熔進入基體，導(dǎo)致熔合區(qū)細小的Al3Mg2相減少.

圖6 打底焊不同區(qū)域組織Fig. 6 Microstructures in different regions of bottom welding. (a) weld zone; (b) heat affected zone;(c) low magnification fusion zone; (d) high magnification fusion zone

填充焊的焊縫區(qū)和熱影響區(qū)放大500 倍下的金相組織，熔合區(qū)100 倍、200 倍下的金相組織如圖7 所示.與打底焊相比Al3Mg2相更加細小均勻的分布在α(Al)基體上.熱影響區(qū)存在三種第二相分別是粗大的Mg2Si 相、塊狀A(yù)l6(FeMn)相和細小的Al3Mg2相.與打底焊相比，填充焊熱影響區(qū)的Mg2Si 相和Al6(FeMn)相減少.與打底焊相比，熔合區(qū)處細小的強化相Al3Mg2相更加致密.

圖7 填充焊不同區(qū)域組織Fig. 7 Microstructures in different regions of filling welding regions. (a) weld zone; (b) heat affected zone; (c) low magnification fusion zone; (d) high magnification fusion zone

2.1.3 EBSD 分析

母材的晶粒形貌進行EBSD 檢測，母材晶粒形貌如圖8 所示.母材為軋制的纖維狀組織特征，晶粒呈現(xiàn)出一定的方向性.

圖8 母材晶粒形貌Fig. 8 Grain morphology of base metal

打底焊和填充焊焊縫及熱影響區(qū)的晶粒形貌如圖9 所示.打底焊和填充焊的焊縫區(qū)以等軸晶為主，打底焊的焊縫區(qū)晶粒平均尺寸略大于填充焊的平均晶粒尺寸.打底焊和填充焊的熱影響區(qū)晶粒失去軋制生長的方向性，晶粒細小，存在回復(fù)再結(jié)晶.打底焊的熱影響區(qū)晶粒平均尺寸與填充焊的平均晶粒尺寸相差不大.對打底焊和填充焊的焊縫區(qū)和熱影響區(qū)EBSD 晶粒尺寸統(tǒng)計分析結(jié)果如表3所示.可以看出，打底焊和填充焊在焊縫區(qū)晶粒的平均尺寸為37.31 μm 和32.36 μm，其中打底焊選區(qū)中晶粒尺寸最大值為101.03 μm 最小值為4.64 μm，其中填充焊選區(qū)中晶粒尺寸最大值為98.13 μm 最小值為4.53 μm.打底焊和填充焊在熱影響區(qū)晶粒的平均尺寸為10.14 μm 和10.28 μm，其中打底焊選區(qū)中晶粒尺寸最大值為63.29 μm 最小值為4.64 μm，其中填充焊選區(qū)中晶粒尺寸最大值為65.24 μm 最小值為10.28 μm.

表3 焊接接頭的晶粒尺寸Table 3 Grain size of welded joints

圖9 焊接接頭晶粒形貌Fig. 9 Grain morphology of welded joint. (a) weld zone of bottom welding; (b) heat affected zone of bottom welding; (c) weld zone of filling welding;(d) heat affected zone of filling welding

基于EBSD 單個晶粒內(nèi)部平均取向差(IAM)獲得再結(jié)晶區(qū)域圖(RF).5A06 鋁合金經(jīng)歷焊接熱循環(huán)作用后，會導(dǎo)致熱影響區(qū)軟化導(dǎo)致性能降低.打底焊和填充焊熱影響區(qū)的變形晶粒、亞晶粒和再結(jié)晶晶粒在掃面區(qū)域分布特征如圖10 所示.打底焊熱影響區(qū)再結(jié)晶晶粒、亞晶粒和變形晶粒占比分別為2.9%、67.7%和29.4%；填充焊熱影響區(qū)再結(jié)晶晶粒、亞晶粒和變形晶粒占比分別為1.9%、50.9%和47.2%.打底焊熱影響區(qū)比填充焊熱影響區(qū)再結(jié)晶晶粒占比提高約1%，打底焊和填充焊熱影響區(qū)均以亞晶粒為主；打底焊熱影響區(qū)比填充焊熱影響區(qū)亞晶粒占比提高約16.8%；打底焊熱影響區(qū)比填充焊熱影響區(qū)變形晶粒占比降低約13.3%.與填充焊熱影響區(qū)相比打底焊熱影響區(qū)焊接熱輸入大，導(dǎo)致打底焊熱影響區(qū)所受到熱輸入也相對增加促進位錯運動.同一滑移面上同號位錯在晶界聚集纏結(jié)發(fā)展成胞狀組織，逐漸發(fā)展為亞結(jié)構(gòu)，亞結(jié)構(gòu)胞璧由位錯相互纏繞形成，內(nèi)部位錯密度很低；同一滑移面上異號位錯相互消耗而消失，非同一滑移面的異號韌性位錯通過空位凝聚或逃逸導(dǎo)致半原子面消失，降低位錯密度，導(dǎo)致材料軟化性能降低.由于打底焊熱影響區(qū)比填充焊熱影響區(qū)熱輸入大，亞晶粒占比增加變形晶粒占比減少，提高了熱影響區(qū)的軟化程度.

圖10 熱影響區(qū)RF 圖Fig. 10 RF diagram of heat affected zone. (a) bottom welding; (b) filling welding

通過不同顏色代表晶界取向差分布，鋁合金晶粒取向差＞15°的大角度晶界用黑色粗線代表，晶粒取向差＜15°的小角度晶界用紅色粗線代表.小角度晶界對位錯運動起到阻礙作用，進而提高材料的強度與硬度.焊接接頭晶界角度差分布如圖11所示.打底焊和填充焊的熱影響區(qū)發(fā)生再結(jié)晶，導(dǎo)致變形晶粒發(fā)生合并長大幾乎消失，造成小角度晶界轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?；打底焊和填充焊的熱影響區(qū)小角度晶界占比分別為60.9%和68.3%.結(jié)合圖10亞結(jié)構(gòu)分布圖分析可知，打底焊的熱輸入大于填充焊熱輸入，打底焊熱影響區(qū)亞結(jié)構(gòu)占比增加，亞晶界為＜2°的小角度晶界，因此小角度晶界增多.但是亞結(jié)構(gòu)增多晶粒內(nèi)部位錯密度減少，導(dǎo)致軟化，打底焊和填充焊表現(xiàn)為小角晶界增加但硬度下降的現(xiàn)象.

圖11 熱影響區(qū)晶界角度差分布圖Fig. 11 Distribution of grain boundary angle difference in heat affected zone. (a) bottom welding; (b)filling welding

平均取向差(KAM)表示同一晶粒給定點與其最近相鄰點的平均錯向，描述變形引起的晶粒內(nèi)部的局部方向梯度，用來評價塑性應(yīng)變的情況.焊接接頭熱影響區(qū)局部平均取向差分布如圖12 所示.打底焊和填充焊熱影響區(qū)變形較為均勻，打底焊和填充焊熱影響區(qū)組織均受到回復(fù)再結(jié)晶的影響導(dǎo)致內(nèi)部組織的變形程度降低，在很大程度上減少局部取向偏差.與打底焊熱影響區(qū)相比填充焊位錯取向峰向右移動，說明填充焊熱影響區(qū)發(fā)生較為明顯的塑性變形，填充焊熱影響區(qū)取向差大說明熱影響區(qū)處引入大量的塑性變形，主要是由于5A06 鋁合金母材為軋制態(tài)，同時填充焊的熱輸入低，所以在填充焊處位錯密度多，導(dǎo)致填充焊熱影響區(qū)發(fā)生塑性變形大于打底焊的熱影響區(qū).

圖12 局部平均取向差分布圖Fig. 12 Distribution of local average orientation difference. (a) bottom welding; (b) filling welding

2.2 力學性能分析

2.2.1 顯微硬度

20 mm 厚5A06 鋁合金焊接接頭顯微硬度分布如圖13 所示.打底焊和填充焊從焊縫區(qū)向母材顯微硬度先降低后升高，母材位置硬度平均值88.3 HV，打底焊和填充焊焊接接頭各個區(qū)域硬度值和平均硬度值有明顯差異.打底焊和填充焊在焊縫區(qū)的平均硬度分別為77.3 HV 和79.3 HV，平均硬度分別達到母材的87.5%和89.8%；打底焊和填充焊在熔合區(qū)的平均硬度分別為77.4 HV 和74.7 HV，平均硬度分別達到母材的87.7%和84.6%.打底焊在焊縫區(qū)、熔合區(qū)和熱影響區(qū)顯微硬度略高于填充焊，且打底焊和填充焊均在熔合區(qū)硬度最低.結(jié)合打底焊和填充焊金相組織，上述結(jié)果可能是因為填充焊與打底焊相比，填充焊中Al3Mg2相分布更加細小均勻；熔合區(qū)硬度值最低，熔合區(qū)硬度值最低主要是因為熔合區(qū)處Al3Mg2強化相重熔進入α(Al)基體中，導(dǎo)致強度降低，填充焊與打底焊相比熔合區(qū)處Al3Mg2相更致密；熱影響區(qū)填充焊與打底焊相比Mg2Si 相和Al6(FeMn)相減少，同時填充焊熱輸入低Al3Mg2相重熔進入基體量更少.綜上所述，打底焊和填充焊焊接接Al3Mg2相含量的差異是導(dǎo)致顯微硬度差異的原因.

2.2.2 拉伸性能

20 mm 厚5A06 鋁合金焊接接頭拉伸性能測試如表4 所示.如表4 所示，焊接接頭平均抗拉強度為291.66 MPa，焊接接頭強度系數(shù)為0.842，斷裂位置在熔合線附近.上述結(jié)果可能是因為，熔合線處容易出現(xiàn)缺陷和應(yīng)力集中，焊縫存在軟化現(xiàn)象，顯微硬度值在焊接接頭熔合區(qū)最低，此位置為由焊縫低強度向母材高強度過渡的薄弱區(qū)，在受到拉應(yīng)力的作用下更容易發(fā)生斷裂.

表4 焊接接頭的力學性能Table 4 Mechanical properties of welded joints

2.2.3 拉伸斷口形貌

拉伸試樣的斷口形貌如圖14 所示.焊接接頭的斷口形貌表現(xiàn)為斷口由大量小尺寸韌窩和撕裂脊，韌窩斷裂是金屬韌性斷裂的最典型的斷口形態(tài)，在外力的作用下，隨著塑性變形的產(chǎn)生便形成顯微空穴，微空穴易在基體界面和第二相中萌生，第二相粒子的增多使得顯微空穴更容易形核、長大，形成微裂紋，使斷裂過程變得更容易.

圖14 拉伸斷口形貌Fig. 14 Tensile fracture morphology. (a) low magnification; (b) high magnification

3 結(jié)論

(1) 激光-多股絞合焊絲MIG 復(fù)合焊接接頭焊縫區(qū)主要由α(Al)基體和彌散分布細小的Al3Mg2第二相組成，熔合區(qū)和熱影響區(qū)主要由粗大的Mg2Si相、塊狀A(yù)l6(FeMn)相和細小的Al3Mg2相組成.

(2) 激光-多股絞合焊絲MIG 復(fù)合焊接接頭焊縫區(qū)以等軸晶為主，晶粒的平均尺寸為34.83 μm；熱影響區(qū)晶粒失去軋制生長的方向性，晶粒細小，存在回復(fù)再結(jié)晶，晶粒的平均尺寸為10.21 μm.打底焊熱影響區(qū)熱輸入大于填充焊影響區(qū)，導(dǎo)致亞晶粒占比增加變形晶粒占比減少，位錯密度降低，提高了熱影響區(qū)的軟化程度.

(3) 激光-多股絞合焊絲MIG 復(fù)合焊接接頭存在一定的軟化現(xiàn)象，熔合區(qū)較薄弱硬度值為74.7 HV，達到母材硬度值的84.6%.焊接接頭的平均抗拉強度為292 MPa，達到母材抗拉強度的84.2%；拉伸斷口斷裂位置為熔合區(qū)附近，呈韌性斷裂.