Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材MIG焊接接頭的顯微組織和性能

王海彬

（東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060）

0 前言

Al-Mg-Mn合金因具有質(zhì)輕、比強度高、成形性好、中強可焊、耐腐蝕性能好等優(yōu)點而被廣泛應(yīng)用于大型艦船的上層結(jié)構(gòu)和舾裝件中[1-2]?？紤]到船體結(jié)構(gòu)承載及腐蝕環(huán)境這兩個主要因素，鋁鎂錳合金是最基本的船用焊接結(jié)構(gòu)材料[3-4]。而船舶用材料的焊接在提高船舶性能、減重等方面起著決定性的作用。船舶用鋁合金的焊接方法較多，如MIG、TIG、FSW焊接等。經(jīng)過幾十年的發(fā)展，MIG焊在焊接設(shè)備、焊接工藝等各方面都日趨成熟，是目前船舶焊接鋁合金中用得最多的一種焊接方法，國內(nèi)外90%以上的鋁合金焊接采用MIG焊[5]。

為進(jìn)一步提高船用鋁鎂錳系合金的強度，本文針對一種Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金退火態(tài)板材開展MIG焊接實驗，并對焊后板材的接頭組織、力學(xué)性能及耐腐蝕性能開展研究工作，旨在開發(fā)出能夠兼顧耐蝕性能和強度性能的焊接用鋁合金材料。

1 實驗方法

焊接實驗用板材為經(jīng)過320℃/2 h退火處理后的退火態(tài)板材，其規(guī)格為4 mm×150 mm×300 mm，化學(xué)成分如表1所示。采用與母材成分相同的合金焊絲進(jìn)行焊接，焊絲直徑為1.6 mm。MIG焊接主要焊接參數(shù)為：保護(hù)氣體99.999%Ar，流量20 L/min，單脈沖90A，0.75 m/min。焊接時試板不開坡口、對接間隙1~2 mm，采用單道次焊接，單面焊接雙面成形，焊接前用鋼絲刷去除待焊接區(qū)域的氧化膜。MIG焊接設(shè)備為Fornius TPS 5000型焊機。

表1 實驗合金板材化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

焊接后以焊縫為中心垂直于焊縫對稱截取組織觀察試樣、拉伸性能檢測試樣、硬度測試試樣以及剝落腐蝕和晶間腐蝕試樣。采用HW187.5型維氏顯微硬度計進(jìn)行焊接接頭不同區(qū)域的硬度測試，硬度載荷為100 kg，每隔1 mm測一個硬度值，從一側(cè)的基材區(qū)一直測到另一側(cè)的基材區(qū)域。在WDW-100A型電子拉伸試樣機上進(jìn)行拉伸試驗，測試焊接接頭的拉伸力學(xué)性能。采用型號為Sirion200的掃描電子顯微鏡（帶能譜儀）進(jìn)行第二相粒子形貌及分布等分析。按照ASTM G66標(biāo)準(zhǔn)對焊后板材進(jìn)行剝落腐蝕性能檢測，按照ASTM G67標(biāo)準(zhǔn)對焊后板材進(jìn)行晶間腐蝕性能檢測。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 拉伸性能

Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材及其MIG焊接接頭的拉伸力學(xué)性能如表2所示。

表2 試驗板材及其MIG焊接接頭的拉伸力學(xué)性能

從表2中可以看出，板材經(jīng)過MIG焊接后其接頭強度和延伸率與基材相比均有所下降。通常用焊接強度系數(shù)來評價焊接性能的優(yōu)劣，由于焊接接頭的性能一般低于母材，通常情況下，焊接強度系數(shù)的值介于0和1之間，焊接強度系數(shù)值越大，代表該接頭的焊接性能越好。本試驗采用MIG焊接的接頭強度系數(shù)為0.90。

2.2 顯微硬度

圖1所示為Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材MIG焊接接頭距焊縫中心不同距離處的硬度分布曲線。

圖1 試驗板材MIG焊接接頭硬度分布

從圖1可以看到，焊接接頭顯微硬度以焊縫為中心呈近似對稱分布。其中，焊縫中心的硬度最低，為70.8~72.5 HV，低于母材硬度，這是由于焊絲中的Mg元素在焊接過程中發(fā)生燒損減弱了Mg的固溶強化效果所致。距焊縫中心5 mm的熱影響區(qū)處的硬度低于母材，其原因在于焊接過程中熱影響區(qū)的組織發(fā)生了再結(jié)晶粗化，也出現(xiàn)了接頭軟化現(xiàn)象。但與可熱處理強化鋁合金焊接接頭相比，其接頭軟化現(xiàn)象不明顯[6-7]。距離焊縫中心越遠(yuǎn)，硬度值越大，直至到達(dá)母材區(qū)域，硬度為83-88.8 HV。這是因為距離焊縫中心越遠(yuǎn)，受焊接熱影響造成的軟化程度也越小?？傮w說來，焊接接頭的硬度值波動較小，硬度在70.8~88.8 HV范圍內(nèi)。

2.3 耐腐蝕性能

按照ASTM G66標(biāo)準(zhǔn)檢測板材焊接接頭的剝落腐蝕，剝落腐蝕前后的試樣宏觀形貌如圖2所示。

圖2 焊接接頭的剝落腐蝕宏觀形貌

從圖2可以看到，焊接接頭經(jīng)過剝落腐蝕后，其焊接區(qū)與母材區(qū)均沒有出現(xiàn)嚴(yán)重的剝落腐蝕現(xiàn)象，僅出現(xiàn)零散的點蝕坑，腐蝕等級可評為PB級。

按照ASTM G67要求對焊接接頭進(jìn)行晶間腐蝕試驗。對焊接接頭試樣進(jìn)行酸、堿處理后在70%~72%的硝酸溶液中放置24 h，然后將試樣清洗稱重，計算單位面積內(nèi)的重量損失，測試結(jié)果見表3。

已有研究表明[8]，Al-Mg合金的耐蝕性能主要取決于組織中β（Al2Mg3）相的分布狀態(tài)和數(shù)量，如果析出的β（Al2Mg3）相呈連續(xù)分布，會大大降低合金的耐腐蝕性能。因此，在高鎂船用Al-Mg合金生產(chǎn)中，保證合金組織中沒有連續(xù)分布的β（Al2Mg3）相、控制β（Al2Mg3）相均勻分布是關(guān)鍵控制點之一。本試驗采用的板材是經(jīng)過320℃穩(wěn)定化退火處理后的板材，大部分Mg元素以固溶的形式存在，其焊縫金屬在焊接過程中重熔并在急冷條件下形成鑄態(tài)組織，且組織中均不存在連續(xù)分布的β（Al2Mg3）相（見圖4和圖5）。因此，實驗板材焊接接頭具有較好的耐剝落腐蝕和耐晶間腐蝕性能。

2.4 顯微組織

圖3為試驗合金板材焊縫的金相組織形貌。

由圖3可見，焊縫中心區(qū)域為晶粒較粗大的枝晶組織（見圖3（a））。這是由于焊接過程中熔池內(nèi)各區(qū)域的冷卻速度和溶質(zhì)濃度不同以及溫度與成分的不均勻性導(dǎo)致了焊縫區(qū)內(nèi)形成粗晶組織。在熔合線附近靠近焊縫一側(cè)存在大量粗大的柱狀晶組織，在母材一側(cè)靠近柱狀晶區(qū)有一層較細(xì)小的等軸細(xì)晶區(qū)（見圖3（b））。這是由于焊接時金屬液呈過熱狀態(tài)使附近母材融化，在靠近母材部分，熔體溫度相對較低，母材中Al6Mn、Al6（FeMn）等第二相粒子成為非均質(zhì)形核的核心，形成了一層類似激冷層的細(xì)晶層；在遠(yuǎn)離母材一側(cè)的熔體溫度較高，熔體的大部分熱量通過細(xì)晶層再經(jīng)母材向外擴散，散熱的方向性增強。由于垂直母材橫截面方向散熱最快，細(xì)晶層中主軸與其垂直的枝晶就優(yōu)先長大，并且可能超越取向不利的相鄰晶粒長大，形成較粗大的柱狀晶組織[9]。圖3（c）為焊接用母材的組織，為扁長形的再結(jié)晶組織。圖4為焊縫的SEM形貌觀察結(jié)果。

圖3 焊接接頭金相組織

圖4 焊縫區(qū)SEM形貌

由圖4可以看到，焊縫區(qū)的組織中存在大量白色形狀不規(guī)則的第二相粒子。對組織中的第二相粒子進(jìn)行能譜分析，其結(jié)果見圖5。

圖5 焊縫組織中的第二相及能譜分析

圖5為焊縫組織中的第二相及第二相的能譜分析，通過能譜分析可以確定組織中白色的第二相粒子主要是由Al和Mn兩種元素組成的Al6Mn相。焊縫組織中彌散分布的Al6Mn相對焊縫起到第二相強化的作用（圖5（a））。在焊縫的掃描組織中沒有觀察到β相（Al2Mg3）。由于焊縫是在焊接熱的影響下形成的鑄態(tài)重熔組織，在焊接過程中一部分Mg元素發(fā)生燒損，其余的Mg元素主要以固溶的形式存在于焊縫組織中，焊縫組織中沒有形成Al2Mg3相（見圖5（b））。焊縫組織中不存在連續(xù)分布的Al2Mg3相，這也是焊接接頭具有較好的耐剝落腐蝕和耐晶間腐蝕的原因。

3 結(jié)論

（1）采用MIG焊接的Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金退火態(tài)板材具有較好的焊接性能，焊接接頭的抗拉強度為322 MPa，焊接強度系數(shù)達(dá)到0.9。

（2）焊接接頭具有優(yōu)異的耐剝落腐蝕和耐晶間腐蝕性能，剝落腐蝕為PB級，晶間腐蝕結(jié)果為4.6~4.7 mg/cm2。

（3）焊縫中心為枝晶組織，熔合線附近為柱狀晶而且存在一層細(xì)晶組織，焊縫中的主要析出相為Al6Mn。