5083鋁合金填絲等離子弧焊接頭組織及力學(xué)性能

吳雙虎，國(guó)旭明，韓善果，易耀勇

(1.沈陽航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110136；2.廣東省焊接技術(shù)研究所(廣東省中烏研究院)，廣州 510650)

隨著金屬結(jié)構(gòu)輕量化需求的日益增加，制造材料由傳統(tǒng)的鋼鐵材料向輕質(zhì)高強(qiáng)鋁合金發(fā)展。5083鋁合金屬于鋁鎂系合金，具有密度小、斷后伸長(zhǎng)率和抗拉強(qiáng)度高、耐腐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，是高速列車車體及船舶制造的理想材料[1-2]。目前，鋁合金焊接采用鎢極氬弧焊(TIG)和熔化極氣體保護(hù)焊(MIG)[3-5]，但在保證工件焊透且不出現(xiàn)咬邊等缺陷的情況下，常由于熱輸入較大導(dǎo)致接頭晶粒粗化，焊接變形增加，力學(xué)性能下降[6-7]。

填絲等離子弧焊是一種電弧穿透力強(qiáng)、能量集中、焊后變形小的高能束焊接方法[8]。由于等離子電弧的機(jī)械壓縮、熱壓縮及電磁壓縮三大效應(yīng)，使其具有能量密度高、挺度好、穿透力大的優(yōu)點(diǎn)[9-10]。因此，等離子電弧可在熱輸入較小的情況下達(dá)到TIG焊和MIG焊相同的熔深，且不出現(xiàn)宏觀缺陷，最大限度地減輕接頭晶粒的粗化，減小焊接變形。因此填絲等離子弧焊在鋁合金焊接中具有良好的應(yīng)用前景[11]。通過對(duì)該方法工藝參數(shù)的探索和接頭組織分析以及性能檢測(cè)，為后續(xù)工藝的推廣和改進(jìn)提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料采用5 mm厚5083鋁合金板，尺寸為300×100×5 mm，選用的焊絲型號(hào)為ER5183，母材和焊絲化學(xué)成分如表1所示。

表1 5083鋁合金母材及焊絲的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

焊接設(shè)備為烏克蘭巴頓焊接研究所研制的型號(hào)為PW-HYBRID TC的等離子焊機(jī)，如圖1所示。焊接時(shí)鎢極接正極，工件接負(fù)極。焊接過程中的等離子氣、外加保護(hù)氣和背面保護(hù)氣均采用純氬(純度≥99.99%)。離子氣流量為4 L/min，外加保護(hù)氣流量為35 L/min，背面保護(hù)氣流量為20 L/min。

5 mm厚5083鋁合金板焊接時(shí)采用不開坡口的對(duì)接焊，接頭間隙預(yù)留1.2 mm。表2中1～6號(hào)參數(shù)為等離子電流210 A，焊接速度40 cm/min不變，研究送絲速度對(duì)焊縫成形的影響；表3中7～11號(hào)參數(shù)為焊接速度40 cm/min，送絲速度5.1 m/min不變，研究等離子電流對(duì)焊縫成形的影響；表4中12～17號(hào)參數(shù)為等離子電流210 A，送絲速度5.1 m/min不變，研究焊接速度對(duì)焊縫成形的影響。通過研究工藝參數(shù)對(duì)焊縫成形的影響規(guī)律，得到了優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)，如表5所示。

圖1 填絲等離子弧焊設(shè)備

表2 送絲速度變化

表3 等離子電流變化

表4 焊接速度變化

表5 優(yōu)化焊接工藝參數(shù)

采用XTL-3400D金相顯微鏡觀察分析焊接接頭的微觀組織；采用QUANTA250掃描電子顯微鏡分析第二相的形貌和成分；采用WILSON VH1202的顯微硬度計(jì)沿垂直于焊縫方向測(cè)量接頭的硬度分布，載荷為500 g，加載時(shí)間為10 s；采用Zwick BT2-FR250SN.A4K電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，加載速率為1 mm/min。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 工藝參數(shù)對(duì)焊縫成形影響

2.1.1 送絲速度影響

隨著送絲速度的增加，焊縫的熔深逐漸減小，余高明顯增加，如圖2a所示。當(dāng)?shù)入x子電流和焊接速度不變時(shí)，電弧對(duì)工件的熱輸入不變，而送絲速度增加，使電弧的熱量在單位時(shí)間內(nèi)需熔化更多的焊絲而消耗，輸入熔池內(nèi)的熱量相應(yīng)減少，導(dǎo)致熔深減小。焊絲的填充量增多，熔敷量隨之變大，因此余高增加。

2.1.2 等離子電流影響

隨著等離子電流的增大，焊縫熔深和熔寬逐漸增大，余高減小，如圖2b所示。等離子電流增大，使電弧的熱輸入增加，穿透能力增強(qiáng)，因此焊縫熔深增大。同時(shí)，由于熱輸入增大，焊接熔池的尺寸增大，使焊縫的熔寬也增大。由于熔池尺寸增大，需要更多的填充金屬，而送絲速度不變，因此等量的熔敷金屬更多地進(jìn)入到熔池內(nèi)部，導(dǎo)致焊縫余高逐漸變小。

2.1.3 焊接速度影響

隨著焊接速度的增加，焊縫的熔深和熔寬明顯減小，余高略微降低，如圖2c所示。增大焊接速度，熱輸入減小，電弧對(duì)工件的穿透能力減弱，且在徑向的加熱區(qū)域也相應(yīng)變小，因此熔深和熔寬都變小。焊接速度增加，一方面減小熱輸入，使熔深、熔寬變小，有利于焊絲堆積，使余高增大；另一方面在焊接過程中送絲速度不變，而焊接速度增加使單位長(zhǎng)度的填絲量減少，余高有降低的趨勢(shì),此時(shí)相比于熱輸入的減小而言，填絲量的減少對(duì)余高的影響作用更大，因此余高降低。

采用優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)所焊接的焊縫宏觀形貌如圖3所示，圖3a為焊縫正面、圖3b為焊縫背面。焊縫成形美觀，未出現(xiàn)咬邊、駝峰焊道等缺陷。

2.2 接頭微觀組織分析

焊接接頭包括母材、熱影響區(qū)、熔合區(qū)和焊縫四部分。母材區(qū)域是細(xì)長(zhǎng)的典型纖維狀軋制組織，如圖4a所示，由α(Al)和少量的析出第二相組成。從圖4b可以看到，熱影響區(qū)的組織晶粒相比母材區(qū)域在軋制方向變短，垂直于軋制方向變寬，晶粒明顯粗化。這是由于焊接過程中，在焊接電弧的作用下熱影響區(qū)被快速加熱，達(dá)到了再結(jié)晶溫度，使晶粒重新長(zhǎng)大，導(dǎo)致晶粒粗化。

圖2 焊接工藝參數(shù)對(duì)焊縫成形的影響

圖3 焊縫表面成形

熔合區(qū)的組織如圖4c所示。熔合區(qū)是由熔池內(nèi)液態(tài)金屬遇到未熔化的母材金屬急冷形成的，范圍較窄，由細(xì)小的等軸晶構(gòu)成[12]。這種等軸晶是以母材未熔化的晶粒表面或未熔的高熔點(diǎn)質(zhì)點(diǎn)為形核核心形成的。熔合區(qū)細(xì)小的等軸晶形成后，焊縫近熔合區(qū)的液態(tài)金屬的冷卻條件發(fā)生改變，溫度梯度減少，晶體生長(zhǎng)速度增加，過冷度增大，有利于柱狀晶組織的形成[13]。因此，柱狀晶沿著與散熱相反的方向向焊縫內(nèi)部生長(zhǎng)，形成柱狀晶組織。到了焊縫中心，溫度梯度最小、結(jié)晶速度最大，成分過冷度顯著，有利于等軸晶的形成，如圖4d所示。由于熔池中心位置是受到焊接熱輸入最高的地方，且散熱最慢，因此焊縫中心位置的等軸晶相比熔合區(qū)粗大很多。

母材和焊縫在SEM下觀察到的微觀組織形貌如圖5所示。從圖5可見，母材上析出的白色第二相顆粒數(shù)量少、尺寸較大，且沿母材軋制方向分布，如圖5a所示。對(duì)第二相顆粒的能譜分析結(jié)果如表6所示，其主要含有Mg、Mn元素。由Al-Mg合金相圖可知，當(dāng)Mg含量超出在鋁中的固溶度時(shí)，便會(huì)以第二相β(Al3Mg2)析出。此外，Mn元素也會(huì)與Al形成Al6Mn相。因此母材基體上分布的第二相主要是β(Al3Mg2)相和Al6Mn相[3,14]。圖5b為焊縫區(qū)第二相顆粒的分布特征，可見焊縫中第二相的數(shù)量多、尺寸小，且主要分布于晶界處。對(duì)焊縫中的第二相顆粒的能譜分析結(jié)果如表7所示，主要含Mg。由Al-Mg相圖可知，第二相主要是β(Al3Mg2)。

圖4 焊縫微觀組織

圖5 焊接接頭SEM微觀形貌

表6 母材中第二相能譜分析結(jié)果

表7 焊縫中第二相能譜分析結(jié)果

2.3 接頭力學(xué)性能

硬度測(cè)試線位置如圖6a所示，測(cè)試線距離上表面為2.5 mm。焊接接頭顯微硬度分布曲線如圖6b所示，硬度曲線分布特征大致呈“U”形。在整個(gè)焊接接頭中，焊縫中心附近的區(qū)域硬度值最低，約為66.4 HV0.5；在距焊縫中心約4 mm處進(jìn)入熱影響區(qū)，硬度在70.1～73.6 HV0.5范圍之內(nèi)；在距離焊縫中心5.5 mm以外的區(qū)域，硬度值穩(wěn)定在74 HV0.5左右，上下波動(dòng)很小，認(rèn)為是母材硬度。焊接接頭中最低硬度值達(dá)到了母材硬度的89.7%，力學(xué)性能下降不多，說明接頭軟化現(xiàn)象不嚴(yán)重。

根據(jù)硬度分布情況可以看出，接頭中發(fā)生軟化的位置為焊縫區(qū)和熱影響區(qū)。其原因是等離子電弧高的熱輸入使熔池中液態(tài)金屬處于嚴(yán)重過熱狀態(tài)，一方面使沸點(diǎn)較低的Mg元素發(fā)生蒸發(fā)損失，導(dǎo)致Mg元素在焊縫中的固溶強(qiáng)化效果減弱；另一方面焊縫是由粗大的柱狀晶和等軸晶組成的鑄態(tài)組織，同時(shí)由于焊縫金屬的冷卻速度很快，第二相不能充分析出，導(dǎo)致焊縫區(qū)的硬度最低[15]。5083鋁合金屬于形變強(qiáng)化鋁合金，其母材經(jīng)軋制變形后晶粒發(fā)生嚴(yán)重變形，位錯(cuò)密度增加，從而這種鋁合金得到強(qiáng)化效果。接頭中焊接熱影響區(qū)由于受到焊接熱循環(huán)的作用，原來的軋制組織發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，晶粒粗化，失去了母材的強(qiáng)化效果，因此硬度降低。

圖6 硬度測(cè)試線位置及硬度分布

5083鋁合金母材和焊接接頭拉伸性能數(shù)據(jù)如表8所示。母材和接頭的抗拉強(qiáng)度分別為350 MPa和308 MPa，接頭強(qiáng)度達(dá)到了母材強(qiáng)度的88%，說明鋁合金填絲等離子弧焊技術(shù)可以保證焊接接頭得到較高的接頭強(qiáng)度系數(shù)。斷裂位置發(fā)生在靠近熔合線附近焊縫區(qū)，其原因是該區(qū)域?yàn)榧?xì)小等軸晶和粗大柱狀晶的交界部位，在晶粒尺寸、成分分布及組織形態(tài)上差異顯著，導(dǎo)致力學(xué)性能的不均勻性，因此該位置為接頭中的薄弱區(qū)域。

表8 拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)

拉伸試樣的斷口形貌如圖7所示，斷口上分布著大量等軸韌窩，小韌窩占多數(shù)，還有少量尺寸較大的韌窩，焊接接頭屬于典型的韌性斷裂特征，表現(xiàn)為焊接接頭具有較好的塑性。

圖7 焊接接頭拉伸斷口形貌

3 結(jié)論

(1)隨著送絲速度的增加，焊縫的熔深減小，余高增加；隨著等離子電流的增大，熔深和熔寬增加；隨著焊接速度的增大，熔深、熔寬和余高都變小。采用優(yōu)化的工藝參數(shù)焊接的接頭成形美觀、無咬邊和駝峰焊道等焊接缺陷。

(2)焊接接頭的熱影響區(qū)為再結(jié)晶組織，熔合區(qū)由細(xì)小的等軸晶組成，焊縫區(qū)中靠近熔合線的區(qū)域?yàn)橹鶢罹ЫM織，焊縫區(qū)中心部位是等軸晶組織。

(3)焊接接頭的硬度呈U形分布特征，焊縫區(qū)硬度最低；接頭抗拉強(qiáng)度為308MPa，達(dá)到母材強(qiáng)度的88%，拉伸斷口為典型的韌性斷裂。