焊后涂裝工藝對(duì)6063-T6鋁合金MIG焊T型接頭組織和性能的影響

向瀚林1,徐從昌,林啟權(quán)1,李落星,林天豪1,華家輝

(1.湘潭大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，湘潭 411105; 湖南大學(xué)2.機(jī)械與運(yùn)載工程學(xué)院,3.汽車(chē)車(chē)身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長(zhǎng)沙 410082)

0 引 言

6xxx系鋁鎂硅合金因具有高的比強(qiáng)度、良好的成形性能、優(yōu)異的擠壓性能和時(shí)效硬化性能等特點(diǎn)而得到廣泛的應(yīng)用，是實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化最有潛力的材料之一[1]。近年來(lái)，世界各國(guó)都在爭(zhēng)相研制和生產(chǎn)鋁合金汽車(chē)結(jié)構(gòu)件，甚至全鋁車(chē)身[1-2]。目前，國(guó)內(nèi)各主機(jī)廠鋁合金部件的研發(fā)及應(yīng)用正處于快速發(fā)展階段，而鋁合金焊接作為連接汽車(chē)車(chē)身及其零部件的一項(xiàng)關(guān)鍵技術(shù)，也成為了汽車(chē)輕量化領(lǐng)域的又一研究重點(diǎn)。6063-T6鋁合金作為車(chē)身用的主要鋁合金之一，其T型接頭廣泛應(yīng)用于車(chē)身及前后縱梁、防撞梁吸能盒等結(jié)構(gòu)件上，接頭的性能對(duì)整車(chē)剛度及碰撞安全性能極為重要，其力學(xué)性能決定了整車(chē)的使用壽命。鋁合金焊接接頭的力學(xué)性能主要取決于鋁合金、焊接材料的化學(xué)成分以及焊后時(shí)效處理。目前，國(guó)內(nèi)外的研究主要集中在自然堆放與人工時(shí)效對(duì)焊接接頭性能的影響上，且所研究的人工時(shí)效都屬于單級(jí)時(shí)效，保溫時(shí)間長(zhǎng)。人工時(shí)效雖對(duì)焊接接頭力學(xué)性能的提升效果明顯，但在實(shí)際生產(chǎn)過(guò)程中，其效率低，成本高，不容易實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化。IMAM等[3-4]研究發(fā)現(xiàn)，在自然時(shí)效過(guò)程中，6063-T4鋁合金攪拌摩擦焊接頭中Mg2Si相的析出量明顯增加，并出現(xiàn)塑性流動(dòng)，導(dǎo)致焊接接頭的強(qiáng)度增加，延展性下降。AHMAD等[5]研究發(fā)現(xiàn)：焊后人工單級(jí)時(shí)效(160 ℃×20 h)后，6061-T6鋁合金金屬熔化極惰性氣體保護(hù)(MIG)焊接接頭焊縫處的析出相分布均勻，晶粒尺寸較小，接頭的硬度、拉伸性能得到明顯提高。宋東福等[6]研究發(fā)現(xiàn)，隨著焊后保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，6061-T6攪拌摩擦焊接接頭焊縫區(qū)晶粒形貌無(wú)顯著變化，晶界較自然時(shí)效時(shí)的清晰，晶內(nèi)析出相明顯增多，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和顯微硬度均有提高。鄒家生等[7]研究發(fā)現(xiàn)，焊后人工單級(jí)時(shí)效(175 ℃×8 h)后，6063鋁合金MIG焊接接頭的力學(xué)性能得到提高。

涂裝工藝是汽車(chē)生產(chǎn)中極為重要的一環(huán)，大致可分為12個(gè)大工步，其主要工步為前處理、電泳、密封膠、中涂、面漆以及后處理等[8-9]。汽車(chē)涂裝工藝在電泳烘烤、密封膠烘烤、中涂烘烤、面漆烘烤等工步均需對(duì)工件進(jìn)行加熱，故涂裝工藝對(duì)焊接接頭而言也是一種人工時(shí)效，且與人工單級(jí)時(shí)效相比，具有保溫時(shí)間短、溫度多極化等特點(diǎn)。目前，各主機(jī)廠對(duì)涂裝工藝性能的管控主要集中在涂裝工藝后車(chē)身的外觀方面，而對(duì)車(chē)身材料性能的變化，尤其是焊接接頭力學(xué)性能的變化仍缺乏系統(tǒng)的了解。為此，作者采用常用的MIG焊接方法對(duì)6063-T6鋁合金板進(jìn)行T型焊接，之后對(duì)T型接頭進(jìn)行涂裝，研究了焊后涂裝工藝對(duì)接頭組織與性能的影響，為鋁合金MIG焊接工藝的制定提供理論參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)?zāi)覆臑? mm厚的6063-T6鋁合金板，填充焊絲為直徑1.2 mm的ER5356焊絲，二者的化學(xué)成分如表1所示。按照ISO 15614-2—2005，T型接頭壁板和筋板的平面尺寸均為320 mm×160 mm，焊接前采用乙醇將待焊鋁合金板擦洗干凈，接焊區(qū)域及其周?chē)捎娩摻z刷清理，露出金屬光澤。采用自制焊接夾具對(duì)待焊鋁合金板進(jìn)行固定，其中壁板的四周和筋板的底部、中間與上部分別用螺母擰緊固定，以防止試板在焊接過(guò)程中因變形量過(guò)大而發(fā)生偏移，實(shí)際焊接裝配情況如圖1(a)所示。采用DP400型逆變脈沖電源MIG自動(dòng)焊接方式對(duì)鋁合金板進(jìn)行T型焊接，焊接方向垂直于板材的軋制方向，采用純度為99.999%的惰性高純氬保護(hù)氣體，氣體流量為20 L·min-1，焊接電流為140 A，焊接電壓為20.4 V，焊接速度為50 cm·min-1。在焊接過(guò)程中，采用NI USB-9213型K型熱電偶測(cè)量?jī)x器測(cè)得鋁合金板的實(shí)時(shí)溫度循環(huán)曲線，測(cè)溫點(diǎn)位置如圖1(b)所示，所有測(cè)溫點(diǎn)均在一條直線上，測(cè)溫點(diǎn)A，B，C，D距焊縫中心的距離d1，d2，d3，d4分別為5，10，15，20 mm。焊接完成后，對(duì)接頭進(jìn)行電泳烘烤(180 ℃×30 min)→密封膠烘烤(150 ℃×45 min)→中涂烘烤(140 ℃×25min)→面漆烘烤(160 ℃×30 min)等一系列工步加工，完成涂裝過(guò)程。

表1 6063鋁合金和ER5356焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 6063 aluminum alloy and ER5356 filler metal (mass) %

圖1 T型接頭焊接裝配與測(cè)溫點(diǎn)位置示意Fig.1 Welding assembly of T-joint (a) and diagram of temperature measuring point locations (b)

1.2 試驗(yàn)方法

涂裝完成后，在T型接頭中間位置截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用NaOH溶液(85 mL H2O+15 g NaOH)腐蝕后，在ProgRes CT3型光學(xué)顯微鏡下觀察接頭不同區(qū)域的顯微組織；在T型接頭熱影響區(qū)域截取透射電鏡試樣，打磨拋光至厚度100 μm后，在-30 ℃下進(jìn)行電解雙噴減薄，所用電解液為由75%(體積分?jǐn)?shù)，下同)甲醇和25%硝酸組成的溶液，工作電壓為18～20 V，工作電流為35～45 mA，加速電壓為200 kV，在JEM-3010型透射電子顯微鏡(TEM)下觀察微觀形貌。按照ISO 9501.1:2011，采用HV-1000型顯微維氏硬度計(jì)從T型接頭焊縫中心開(kāi)始向母材逐點(diǎn)測(cè)其維氏硬度，測(cè)點(diǎn)間距為0.5 mm，載荷為9.8 N，保載時(shí)間為15 s。采用快走絲線切割方式垂直焊縫方向切取如圖2(a)所示的拉伸試樣，采用自制拉伸工裝夾具固定試樣后，按照GB/T 228—2010，在Instron-3369型力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為5 mm·min-1，試樣拉伸加載方式如圖2(b)所示，圖中F為加載載荷。拉伸試驗(yàn)結(jié)束后，在Sirion200型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)下觀察斷口形貌。

圖2 拉伸試樣的尺寸及拉伸加載方式Fig.2 Tensile sample size (a) and tensile loading method (b)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 焊接熱循環(huán)曲線

由圖3(a)可以看出：隨著焊接過(guò)程的進(jìn)行，待焊鋁合金板上各測(cè)溫點(diǎn)的溫度迅速升高，且在高溫區(qū)域停留的時(shí)間很短；點(diǎn)A的峰值溫度最高，達(dá)到540.4 ℃，已達(dá)到該鋁合金的固溶溫度，強(qiáng)化相會(huì)溶入到基體中形成飽和固溶體[10]；點(diǎn)B、點(diǎn)C、點(diǎn)D的溫度差梯度較小，說(shuō)明溫度場(chǎng)熱傳導(dǎo)范圍較大，熱輸入對(duì)熱影響區(qū)組織與性能將產(chǎn)生較大的影響；越靠近焊縫位置溫度越高，說(shuō)明其固溶程度越高，有更多的強(qiáng)化相固溶到基體中。

圖3 焊接過(guò)程中不同測(cè)溫點(diǎn)的熱循環(huán)曲線Fig.3 Thermal cycle curves of diffement temperature measuring points during welding

2.2 顯微組織

圖4 T型接頭的宏觀形貌Fig.4 Macromorphology of T-joint

由圖4可以看出，接頭可以分為焊縫區(qū)、熔合區(qū)、熱影響區(qū)和母材等區(qū)域。由圖5可知，涂裝前后，接頭各區(qū)域的晶粒形態(tài)和尺寸相似，涂裝后的晶界較涂裝前的更清晰。接頭焊縫區(qū)為典型的由樹(shù)枝狀晶組成的鑄態(tài)組織，這是因?yàn)楹附蛹訜釙r(shí)，焊絲熔化后快速冷卻，導(dǎo)致溶質(zhì)來(lái)不及擴(kuò)散，使焊縫中溶質(zhì)分布不均勻，從而形成典型的鑄態(tài)組織[11]。熱影響區(qū)沿散熱方向依次出現(xiàn)淬火、過(guò)時(shí)效現(xiàn)象，可將熱影響區(qū)分為淬火區(qū)和過(guò)時(shí)效區(qū)。淬火區(qū)是熱影響區(qū)中離焊縫較近的區(qū)域，熱循環(huán)溫度較高，鎂、硅原子溶入基體中形成過(guò)飽和固溶體；過(guò)時(shí)效區(qū)是熱影響區(qū)中離焊縫較遠(yuǎn)的區(qū)域，距離焊縫中心13～15 mm，該區(qū)域的焊接熱傳導(dǎo)范圍大，焊接時(shí)的最高溫度低于固溶溫度，因此強(qiáng)化相溶解不充分，只有少量固溶在鋁基體中，同時(shí)溶質(zhì)元素密度較低。涂裝工藝中各烘烤工步的溫度幾乎都低于或等于180 ℃，而且保溫時(shí)間短。SATO等[3,11]指出，在180 ℃或低于180 ℃保溫時(shí)6063鋁合金焊接接頭中無(wú)晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象。因此，涂裝工藝對(duì)焊接接頭各區(qū)域晶粒形態(tài)和尺寸沒(méi)有影響。

圖5 涂裝前后接頭焊縫與熱影響區(qū)的顯微組織Fig.5 Microstructures of weld (a, c) and heat affected zone (b, d) in joint before (a-b) and after (c-d) coating

6063鋁合金在傳統(tǒng)時(shí)效過(guò)程中的時(shí)效析出序列為過(guò)飽和固溶體→溶質(zhì)原子富集區(qū)(GP區(qū))→β″相→β′相→β相(平衡相Mg2Si)[12]，沉淀相的形成和分布主要取決于時(shí)效處理過(guò)程。在焊接過(guò)程中，熱影響區(qū)受瞬時(shí)熱沖擊影響，溫度急劇升高，β″相大部分溶解并重新固溶到鋁基體中，其密度明顯降低[13]，因此涂裝前接頭熱影響區(qū)中未觀察到針狀β″相，如圖6(a)所示；同時(shí)，由于自然時(shí)效不夠充分，因此鎂、硅原子富集區(qū)的溶質(zhì)原子濃度低。由圖6(b)可知，涂裝后針狀β″相析出量明顯增加。這是因?yàn)樵谕垦b烘烤時(shí)，基體中固溶的溶質(zhì)原子濃度升高[14]，隨著涂裝過(guò)程的進(jìn)行，鎂、硅原子繼續(xù)富集且排列趨于有序，從而逐漸生成針狀β″強(qiáng)化相[15-16]。

圖6 涂裝前后焊接接頭熱影響區(qū)的TEM形貌Fig.6 TEM images of heat-affected area in welded joint before (a) and after (b) coating

2.3 硬 度

由圖7可以看出，涂裝前和不同涂裝工步后接頭的硬度分布曲線基本一致。涂裝前接頭焊縫中心的硬度最低，為55 HV，這與焊縫區(qū)形成的典型鑄態(tài)組織有關(guān)[17]。熔合區(qū)的硬度介于焊縫區(qū)的與母材的之間，約為65 HV。熱影響區(qū)靠近焊縫側(cè)為淬火區(qū)，熱循環(huán)溫度較高，鎂、硅原子溶入基體中形成過(guò)飽和固溶體，因此硬度較高；距焊縫中心15 mm區(qū)域?yàn)檫^(guò)時(shí)效區(qū)，該區(qū)域中的強(qiáng)化相溶解不充分，溶質(zhì)元素密度較低，導(dǎo)致合金的硬度明顯降低，形成一個(gè)軟化區(qū)域[18-19]。與涂裝前的相比，涂裝后接頭焊縫區(qū)與熱影響區(qū)的硬度均有所提高，這是因?yàn)榻?jīng)涂裝工藝后，焊縫區(qū)內(nèi)部因焊接而形成的組織不均勻、成分偏析等缺陷得到消除，同時(shí)在涂裝過(guò)程中焊絲中的鎂元素也可促進(jìn)焊縫處強(qiáng)化相的析出，從而使其硬度得到提高[20]，因此涂裝后焊縫區(qū)硬度由55 HV逐漸提高至65 HV，提高幅度約11%。接頭熱影響區(qū)硬度提高得最為顯著，由涂裝前的53 HV提高至70 HV，提高幅度約18.8%，這是由于6063-T6鋁合金屬于時(shí)效強(qiáng)化鋁合金，在涂裝過(guò)程中，鎂和硅原子在鋁基體中聚集形成GP區(qū)，而β″沉淀強(qiáng)化相的析出干擾位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使GP區(qū)溶質(zhì)密度增加[11-12]，因此該區(qū)域的硬度得到明顯提高。由此可知，在涂裝完成之前，焊接接頭最薄弱區(qū)域是熱影響區(qū)，而在涂裝完成后，熱影響區(qū)性能大幅提高，焊縫區(qū)則成為接頭的最薄弱區(qū)域。

圖8 6063-T6鋁合金母材、涂裝前和涂裝后接頭的拉伸斷口SEM形貌Fig.8 Tensile fracture SEM images of 6063-T6 aluminum alloy base metal (a) and joints before (b) and after (c-d) coating: (c) at low magnification and (d) at high magnification

圖7 涂裝前和不同涂裝工步后接頭的顯微硬度分布曲線Fig.7 Microhardness distribution curves of joint before and after different coating steps

2.4 拉伸性能

由表2可知：在涂裝前和涂裝過(guò)程中，拉伸試樣均在熱影響區(qū)斷裂，證明熱影響區(qū)為接頭的最薄弱區(qū)域，而當(dāng)涂裝工藝完成后，拉伸試樣在焊縫處斷裂，證明焊縫為接頭的最薄弱區(qū)域；隨著涂裝過(guò)程的進(jìn)行，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度逐漸增大，斷后伸長(zhǎng)率逐漸降低，當(dāng)涂裝完成后，抗拉強(qiáng)度比涂裝前的提高了13%，焊接系數(shù)(即焊接接頭強(qiáng)度與母材強(qiáng)度之比)達(dá)到了76%。在涂裝過(guò)程中，β″沉淀強(qiáng)化相的形成干擾位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)使GP區(qū)溶質(zhì)原子密度增加[11]，同時(shí)β″沉淀強(qiáng)化相均勻地分布在基體中，位錯(cuò)密度增加，因此接頭的力學(xué)性能提高[13]。

表2 涂裝前和不同涂裝工步后接頭的拉伸性能與斷裂位置Table 2 Tensile properties and rupture locations of joint before and after different coating steps

2.5 斷口形貌

由圖8可以看出：母材拉伸斷口主要由細(xì)小的等軸狀韌窩組成，韌窩尺寸較小且深，大小均勻，呈韌性斷裂特征；涂裝前接頭拉伸斷口中韌窩尺寸明顯大于母材的，而且深度較淺，數(shù)量較少，塑性相比母材的有所降低，但仍呈韌性斷裂特征。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)拉伸斷口形貌為細(xì)小的韌窩時(shí)試樣的抗拉強(qiáng)度和硬度均較高，該現(xiàn)象與沉淀相的硬化作用有關(guān)[5,16]，由此可以推斷，不同涂裝工步后拉伸斷口上的韌窩尺寸均比未涂裝前的細(xì)小。涂裝完成后，拉伸斷口上均勻分布著一些大小不同的氣孔。氣孔的存在減小了接頭的有效承載面積，在一定程度上削弱了焊縫的強(qiáng)度，但是焊縫區(qū)存在的細(xì)小均勻析出相起到析出強(qiáng)化作用，因此涂裝后強(qiáng)度仍較高，這也是涂裝后焊縫區(qū)的硬度仍然較高的主要原因[5,21]。

3 結(jié) 論

(1) 涂裝工藝對(duì)6063-T6鋁合金MIG焊T型接頭各區(qū)域晶粒形態(tài)和尺寸沒(méi)有影響，焊縫區(qū)為典型的由樹(shù)枝狀晶組成的鑄態(tài)組織，熱影響區(qū)沿散熱方向依次出現(xiàn)淬火、過(guò)時(shí)效現(xiàn)象，且涂裝后針狀β″相析出量明顯增加。

(2) 焊后涂裝可以顯著提高接頭的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度較涂裝前的提高了13%，焊接系數(shù)為76%，熱影響區(qū)的顯微硬度較涂裝前的提高了18.8%；涂裝完成前，接頭最薄弱區(qū)域?yàn)闊嵊绊憛^(qū)，而涂裝完成后，最薄弱區(qū)域?yàn)楹缚p處；涂裝后鎂、硅原子在熱影響區(qū)富集形成GP區(qū)，同時(shí)針狀β″相的析出干擾位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致熱影響區(qū)硬度大幅提高，使得焊縫成為接頭的最薄弱區(qū)域。