5083鋁合金MIG焊接頭微觀組織與力學(xué)性能

王家威， 吳巍， 馬月婷， 黃立兵， 董紅剛

(1.大連理工大學(xué)，遼寧 大連 116024；2.寶山鋼鐵股份有限公司，寶鋼中央研究院，上海 200431)

0 前言

鋁合金作為一種典型的輕量化材料，因具有較高的比強(qiáng)度、良好的成形性和可焊性、優(yōu)異的耐腐蝕性和低溫韌性，被廣泛應(yīng)用于船舶制造、交通運(yùn)輸和液化天然氣(LNG)運(yùn)輸船制造等行業(yè)[1-2]。其中，5083鋁合金是一種不能熱處理強(qiáng)化的Al-Mg系合金，Mg在基體中的存在方式主要有2種，一是固溶于Al基體中，二是與基體中的Al形成β(Al3Mg2)相。此外，合金中還含有少量的Mn，F(xiàn)e，Si等元素，能夠有效增加合金的強(qiáng)度和耐腐蝕性，因此5083鋁合金在所有非熱處理強(qiáng)化型鋁合金中強(qiáng)度最高[3-4]。

焊接作為一種傳統(tǒng)的連接技術(shù)，在鋁合金材料的大規(guī)模應(yīng)用中發(fā)揮著不可替代的作用。目前，國內(nèi)外關(guān)于鋁合金焊接的研究主要集中在攪拌摩擦焊(FSW)[5-6]、鎢極氬弧焊(TIG)[7-8]、熔化極氣體保護(hù)焊(MIG)[9-11]、高能束焊[12-13]等方面。其中，Choi等人[14]通過改變攪拌頭的轉(zhuǎn)速，在不同參數(shù)下均獲得了無缺陷的5083鋁合金攪拌摩擦焊接頭，并通過焊后敏化熱處理，分析了焊接工藝參數(shù)對(duì)接頭中β相形成和分布的影響規(guī)律。Umar等人[15]對(duì)5083鋁合金進(jìn)行脈沖TIG焊后，探究了不同脈沖電流持續(xù)時(shí)間(McT)對(duì)接頭微觀組織和力學(xué)性能的影響，當(dāng)McT為40%時(shí)，采用不同的焊接電流均會(huì)促進(jìn)焊縫中的β相沿晶界析出；當(dāng)McT為60%時(shí)，采用較小的焊接電流有利于促進(jìn)富Mn的細(xì)小第二相顆粒在晶界彌散析出，接頭強(qiáng)度得到提升。Zhu等人[16]采用窄間隙MIG焊接工藝，制備了30 mm厚的5083鋁合金對(duì)接接頭，發(fā)現(xiàn)焊后極易產(chǎn)生側(cè)壁氣孔，氣孔的形成和分布特征與熔池形狀、散熱方向以及晶粒的生長方向有關(guān)；通過調(diào)整焊接工藝參數(shù)可以控制側(cè)壁氣孔的數(shù)量。Li等人[17]采用振蕩式激光對(duì)5083鋁合金薄板進(jìn)行焊接，分析了振蕩頻率和直徑對(duì)焊縫寬度和氣孔率的影響，發(fā)現(xiàn)較高的振蕩頻率和較大的振蕩直徑有利于減小焊縫寬度，降低焊縫氣孔率；細(xì)化焊縫晶粒，促進(jìn)β相均勻分布。

常用的鋁合金焊接方法中，MIG焊具有生產(chǎn)成本低、生產(chǎn)效率高、工藝適用性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，因而被廣泛應(yīng)用于汽車和船舶關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件的制造。然而，鋁合金MIG焊縫區(qū)易產(chǎn)生氣孔，熱影響區(qū)軟化嚴(yán)重，兩者均會(huì)降低接頭力學(xué)性能。因此，控制接頭焊縫區(qū)氣孔形成及分布和熱影響區(qū)軟化對(duì)提升鋁合金MIG焊接頭的力學(xué)性能尤為重要。

文中擬采用MIG焊對(duì)6 mm厚5083-H111鋁合金熱軋板進(jìn)行焊接試驗(yàn)，研究焊接工藝參數(shù)對(duì)接頭成形和焊縫氣孔的影響規(guī)律，進(jìn)一步分析接頭微觀組織和元素分布對(duì)力學(xué)性能的影響機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料與方法

文中所用母材為6 mm厚5083鋁合金熱軋板，熱處理狀態(tài)為H111(退火后進(jìn)行適量的加工硬化)，具有良好的強(qiáng)韌性。母材的抗拉強(qiáng)度為320 MPa，斷后伸長率為23%，顯微硬度為80 HV，金相組織如圖1所示。待焊母材尺寸為200 mm×150 mm×6 mm。焊接過程中采用ER5183鋁合金焊絲作為焊縫填充材料，直徑為1.2 mm，鋁合金母材和焊絲的化學(xué)成分見表1。

圖1 5083鋁合金熱軋板金相組織

表1 母材和焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

焊接試驗(yàn)所用設(shè)備為Fronius公司生產(chǎn)的TPS 4000Advance型CMT焊機(jī)，采用一元化MIG焊接模式和自動(dòng)化行走機(jī)構(gòu)，實(shí)現(xiàn)鋁合金母材的對(duì)接焊。焊接前，將母材加工成單邊35°的V形坡口，鈍邊為1 mm。焊接前使用角磨機(jī)去除待焊區(qū)域25 mm寬度范圍內(nèi)的氧化膜，用無水乙醇清理表面油污。為抵消焊接熱輸入所產(chǎn)生的變形，對(duì)接間隙設(shè)置為2 mm，以保證焊縫背面成形良好。焊接過程如圖2所示，焊接時(shí)焊槍前進(jìn)角約為15°，焊絲伸出長度為10 mm，焊縫及其附近區(qū)域采用高純氬氣(99.99%)保護(hù)，保護(hù)氣流量為20 L/min。具體焊接工藝參數(shù)見表2。

圖2 焊接過程示意圖

表2 焊接工藝參數(shù)

根據(jù)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》和GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)》標(biāo)準(zhǔn)，拉伸試樣尺寸如圖3所示。拉伸試驗(yàn)在Instron-5982型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2 mm/min。將切取的金相試樣打磨、拋光后，采用體積分?jǐn)?shù)為5%的HF(5 mL HF+95 mL H2O)進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為25 s。然后采用金相顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子探針(EPMA)等設(shè)備對(duì)試樣進(jìn)行微觀組織、斷口形貌和元素分布測(cè)試分析。沿焊縫橫截面進(jìn)行硬度測(cè)試，每隔0.5 mm取一個(gè)測(cè)試點(diǎn)，載荷為0.98 N，加載時(shí)間為15 s。

圖3 拉伸試樣尺寸

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭宏觀形貌

5083鋁合金MIG焊對(duì)接接頭的焊縫表面形貌和橫截面形貌如圖4所示?？梢姡煌附庸に噮?shù)下，母材均完全熔透，焊縫表面成形良好，魚鱗紋均勻分布，不存在明顯的咬邊、未焊滿、裂紋等缺陷。隨著送絲速度增加，焊縫寬度逐漸增加，1號(hào)、2號(hào)、3號(hào)、4號(hào)接頭的焊縫寬度分別為12.5，14.2，14.8，15.9 mm，如圖5所示。這是因?yàn)楹附与娏麟S著送絲速度的增大而增大，導(dǎo)致焊接熱輸入增加，母材和焊絲的熔化量隨之增加，從而導(dǎo)致焊縫寬度增大[18]。在焊接過程中，5000系鋁合金容易在熔池中溶解大量的氣體，導(dǎo)致在焊縫中形成氣孔。焊縫中的氣孔率取決于凝固動(dòng)力學(xué)，主要受焊接熱輸入的影響。當(dāng)焊接熱輸入較大時(shí)，鋁基體中的Mg元素蒸發(fā)嚴(yán)重，加劇了氣孔的產(chǎn)生；但較高的熱輸入導(dǎo)致焊縫金屬冷卻緩慢，焊縫區(qū)高溫停留時(shí)間延長，液態(tài)金屬中的氣泡有足夠的時(shí)間上浮、合并、逸出，從而降低了焊縫中的氣孔率[19]。由此可見，熱輸入過大和過小均會(huì)增加接頭中的氣孔率，結(jié)合橫截面形貌，可以觀察到低熱輸入的1號(hào)接頭和高熱輸入的4號(hào)接頭中氣孔數(shù)量相對(duì)較多，而中等熱輸入的2號(hào)和3號(hào)接頭氣孔數(shù)量較少，并且隨著熱輸入增大，氣孔趨向于分布在焊縫邊緣處。

圖4 不同焊接工藝參數(shù)下的接頭焊縫表面和橫截面宏觀形貌

圖5 不同焊接工藝參數(shù)下的焊縫寬度

2.2 接頭微觀組織

5083鋁合金對(duì)接接頭不同區(qū)域的金相組織形貌如圖6所示。由于焊接過程中的局部熱循環(huán)作用，典型的焊接接頭由母材(Base metal, BM)、熱影響區(qū)(Heat-affected zone, HAZ)和焊縫(Weld seam, WS) 3個(gè)不同的區(qū)域組成。由于5083-H111鋁合金母材經(jīng)歷了軋制和退火工藝，因此母材中可以觀察到沿軋制方向拉長的晶粒和少部分再結(jié)晶晶粒，如圖6a所示。接頭熔合線附近的組織如圖6b所示。在焊接過程中，熔合線外側(cè)的HAZ峰值溫度高于母材的退火溫度(300oC)，晶粒發(fā)生完全再結(jié)晶，并進(jìn)一步長大，形成粗大的等軸晶；HAZ的晶界和晶粒內(nèi)分布有黑色的第二相，這些第二相在焊接過程中受熱長大，形成粗大的片狀和顆粒狀組織(圖6c)。由文獻(xiàn)[20]可知，這些第二相主要為Al6(Fe, Mn)和Mg2Si相。熔合線附近的焊縫邊緣處，晶粒垂直于熔合線形成柱狀晶，這是因?yàn)樵谀踢^程中垂直于熔合線方向上具有最大的溫度梯度；而焊縫中心區(qū)域的溫度梯度相對(duì)較小，凝固過程中形成細(xì)小的等軸晶(圖6d)。在焊縫中心處，基體中有大量β相(Al3Mg2)析出[21]，形狀多為細(xì)小的橢球型，這些第二相彌散分布于焊縫中(如圖6d中的B區(qū)放大圖)，對(duì)焊縫起強(qiáng)化作用。

2.3 接頭不同區(qū)域元素分布

采用電子探針(EPMA)對(duì)5083鋁合金接頭進(jìn)行微區(qū)成分分析，不同區(qū)域的背散射電子像(BSE)和元素分布情況如圖7～圖9所示。圖7為5083鋁合金母材的背散射電子像和元素分布圖，可見α-Al基體呈深灰色，在基體中分布有沿母材軋制方向排列的白色和黑色第二相。由合金元素面掃描結(jié)果可知，α-Al基體中白色片狀和針狀顆粒是Fe和Mn富集區(qū)，易與Al結(jié)合，形成Al-Fe-Mn型第二相顆粒。對(duì)不同形態(tài)的第二相進(jìn)行元素定量分析(表3)，根據(jù)原子比可以推斷A處為Al6(Fe, Mn)相；B處為Al3(Fe, Mn)相，兩者均為5000系鋁合金中常見的第二相[22]。5083鋁合金中的Mg含量相對(duì)較高，Mg會(huì)抑制Al3(Fe, Mn)相但促進(jìn)Al6(Fe, Mn)相的生成，因此在5083鋁合金中多數(shù)Al-Fe-Mn型顆粒為Al6(Fe, Mn)相，其尺寸較大，形態(tài)多為片狀；而Al3(Fe, Mn)相含量較少，呈針狀；C處為Mg和Si富集區(qū)，結(jié)合文獻(xiàn)[23]可知，該處應(yīng)為Mg2Si顆粒，其尺寸較小，不易進(jìn)行定量分析。Mg2Si在5000系鋁合金中的形成方式有2種，一種是沿富Fe相形核，如Al6(Fe, Mn)為Mg2Si提供形核點(diǎn)位；另一種是在α-Al基體中獨(dú)立形核并長大。

表3 元素定量分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù), %)

圖7 母材合金元素面掃描結(jié)果

5083鋁合金接頭熔合線附近的背散射電子像和主要合金元素的分布如圖8所示。從背散射相中可以看出，熔合線兩側(cè)的微觀組織基本相同，在α-Al基體中都分布有黑色和白色的第二相。不同的是，熔合線附近的熱影響區(qū)第二相尺寸較大，而靠近熔合線的焊縫區(qū)析出相尺寸較小，且呈彌散分布。從合金元素面掃描結(jié)果可知，熱影響區(qū)的第二相長大較為嚴(yán)重，主要是因?yàn)楹附訜彷斎氪龠M(jìn)了合金元素偏聚形成第二相；焊縫邊緣的晶粒垂直于熔合線方向生長，形成柱狀晶。熱影響區(qū)中的Mg和Si主要偏聚在同一位置，形成Mg2Si相；焊縫中的Mg主要分布在晶界，而Si分布較為均勻。Fe和Mn主要分布在熱影響區(qū)，形成Al6(Fe, Mn)相，而焊縫中的Fe和Mn含量較低。受焊接熱輸入的影響，熔合線附近的熱影響區(qū)中Al6(Fe, Mn)相呈粗大的片狀顆粒，拉伸過程中易引起應(yīng)力集中，成為整個(gè)接頭的薄弱區(qū)域。

圖8 熔合線附近合金元素面掃描結(jié)果

焊縫中心區(qū)域的高倍背散射電子像和主要合金元素的分布如圖9所示。由于焊縫區(qū)冷卻速度較快，第二相來不及長大，因此可以從背散射電子像中看到焊縫中心區(qū)域的析出相尺寸較小，形態(tài)多為針狀和細(xì)小顆粒狀。從合金元素分布可以看出，Mg主要分布在焊縫區(qū)的枝晶晶界處，還有少量的Mg和Si偏聚形成細(xì)小的Mg2Si強(qiáng)化相。Mg在Al基體中的溶解度在996oC時(shí)可達(dá)17.4%，而在室溫下(25oC)僅有1.9%。在Al-Mg系合金中，Mg含量約為5%，高于室溫下Mg的固溶度，焊后冷卻過程中，過量的Mg傾向于沿晶界分布，導(dǎo)致β相(Al3Mg2)在枝晶間析出[24-25]。β相是焊縫區(qū)的主要析出相，形狀多為細(xì)小的橢球型，在焊縫中均勻分布，對(duì)焊縫起強(qiáng)化作用。焊縫區(qū)的Fe和Mn也有少量偏聚，形成Al-Fe-Mn型第二相，但與母材和熱影響區(qū)相比尺寸較小，形態(tài)多為針狀。此外，由于焊縫區(qū)為鑄態(tài)組織，凝固過程中熔池冷卻速度較快，氣體無法充分逸出，凝固后容易形成氣孔，在背散射電子像中呈黑色規(guī)則橢圓形。當(dāng)氣孔尺寸較大時(shí)容易引起應(yīng)力集中，同時(shí)也會(huì)降低接頭的有效承載面積，惡化接頭性能。

圖9 焊縫中心區(qū)域合金元素面掃描結(jié)果

2.4 力學(xué)性能與斷裂分析

不同焊接工藝參數(shù)下接頭的室溫拉伸性能如圖10所示。當(dāng)送絲速度為10 m/min時(shí)，1號(hào)接頭的抗拉強(qiáng)度為275 MPa，斷后伸長率為10.1%。隨著送絲速度增加，接頭強(qiáng)度也隨之增加，2號(hào)、3號(hào)、4號(hào)接頭的強(qiáng)度分別為295，296，307 MPa，斷后伸長率分別15.5%，14.5%和16.4%；其中，接頭的最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到了母材的96%。接頭的斷裂位置如圖11所示。當(dāng)送絲速度較小時(shí)，焊縫區(qū)大尺寸氣孔數(shù)量較多，容易成為裂紋源，因此1號(hào)和2號(hào)接頭主要斷裂于焊縫區(qū)；隨著送絲速度增大，焊接熱輸入逐漸增加，焊縫中氣孔數(shù)量減少，但熱影響區(qū)軟化嚴(yán)重，所以3號(hào)和4號(hào)接頭斷裂于熔合線附近的熱影響區(qū)。

圖10 不同參數(shù)下焊接接頭的拉伸性能

圖11 不同參數(shù)下接頭斷裂位置

典型接頭的斷口形貌如圖12所示。1號(hào)和4號(hào)試樣斷口表面均由大量微孔結(jié)合形成的韌窩組成，表明斷裂模式是韌性斷裂。1號(hào)試樣斷裂于焊縫區(qū)，由于焊縫區(qū)是鑄態(tài)組織，且氣孔較多，因此塑性較差，斷口中的韌窩尺寸較小(圖12a)。從圖12c可以觀察到，4號(hào)試樣斷口中存在許多大尺寸韌窩，表明在拉伸過程中4號(hào)試樣變形更為充分，塑性較好。觀察A和B兩個(gè)區(qū)域的放大圖可知，2種接頭的韌窩內(nèi)部都存在大量的第二相顆粒，1號(hào)試樣斷裂在焊縫區(qū)，第二相尺寸較小；4號(hào)試樣斷裂于熱影響區(qū)，第二相尺寸較大，多呈片狀。這些第二相在拉伸過程中會(huì)阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，有利于提高接頭抗拉強(qiáng)度。

圖12 接頭斷口形貌

對(duì)送絲速度最大和最小的2種MIG焊接頭分別進(jìn)行硬度測(cè)試，結(jié)果如圖13所示。整個(gè)接頭的硬度沿焊縫兩側(cè)呈對(duì)稱分布，1號(hào)接頭焊縫區(qū)的平均硬度為72.8 HV，4號(hào)接頭焊縫區(qū)的平均硬度為70.6 HV。熱影響區(qū)與焊縫區(qū)硬度值差別不大，均低于母材硬度(80 HV)，這是由于焊接時(shí)靠近焊縫的熱影響區(qū)溫度較高，遠(yuǎn)高于析出相的時(shí)效溫度，產(chǎn)生了過時(shí)效，使得熱影響區(qū)內(nèi)大量析出相長大，同時(shí)較大的熱輸入也會(huì)使晶粒粗化，從而導(dǎo)致硬度值降低。遠(yuǎn)離焊縫的熱影響區(qū)受焊接熱輸入的影響較小，硬度值逐漸增大，直至母材硬度值。隨著送絲速度增加，接頭熱影響區(qū)軟化加劇，因此4號(hào)接頭的硬度整體略低于1號(hào)接頭。

圖13 接頭顯微硬度分布

3 結(jié)論

(1)不同焊接工藝參數(shù)下得到的5083-H111鋁合金MIG焊對(duì)接接頭表面成形良好，無明顯缺陷；隨著送絲速度增加，焊縫寬度隨之增大；接頭熱影響區(qū)受焊接熱輸入影響，發(fā)生完全再結(jié)晶，形成了粗大等軸晶，而焊縫區(qū)為細(xì)小等軸晶。接頭最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到307 MPa，約為母材抗拉強(qiáng)度的96%，接頭斷裂于熱影響區(qū)，呈韌性斷裂。

(2)熔合線附近的熱影響區(qū)中，F(xiàn)e和Mn大量偏聚形成尺寸較大的片狀A(yù)l6(Fe, Mn)相，Mg和Si偏聚形成不規(guī)則的Mg2Si相；焊縫中的Mg主要分布在晶界，與Al形成β相(Al3Mg2)，β相在焊縫中彌散分布，有利于強(qiáng)化焊縫。

(3)不同焊接工藝參數(shù)下5083-H111鋁合金MIG焊對(duì)接接頭的硬度整體呈對(duì)稱分布；受焊接熱輸入影響，焊縫和熱影響區(qū)的硬度低于母材，隨著焊接熱輸入增加，焊縫和熱影響區(qū)的硬度降低。