稀土元素對(duì)新型Al-Mg合金焊接接頭組織和性能的影響

任思蒙， 楊陽(yáng)， 吳浩， 路麗英， 趙丕植， 宋小雨

(1.中鋁材料應(yīng)用研究院有限公司, 北京102209; 2.東北輕合金有限責(zé)任公司, 哈爾濱150001)

0 前言

5xxx系A(chǔ)l-Mg合金具有高比強(qiáng)度，同時(shí)作為不可熱處理強(qiáng)化鋁合金具有易于加工及較好的焊接性能，被廣泛應(yīng)用于航天航空、軌道交通及海洋船舶等領(lǐng)域。近年來(lái)，隨著鋁合金的推廣，對(duì)其力學(xué)性能提出了更高的要求。研究發(fā)現(xiàn)，添加微量元素Sc可大大改善鋁合金的性能，可以提高鋁鎂合金的力學(xué)性能、焊接性能、耐熱性能和耐腐蝕性能，并可將鋁合金的再結(jié)晶溫度提高到450～550 ℃。然而，Sc的高價(jià)格限制了其應(yīng)用，在實(shí)際生產(chǎn)中，大范圍推廣高強(qiáng)鋁合金，往往通過(guò)加入少量的Sc同時(shí)再加入Zr，形成Al3(Sc,Zr)相提高材料性能[1-5]。

在焊接鋁合金時(shí)，熔化極惰性氣體保護(hù)焊(Metal inert-gas welding, MIG)因高效快速、操作簡(jiǎn)單及成本低廉等優(yōu)點(diǎn)常常被用于鋁合金上，MIG以電極和母材之間產(chǎn)生電弧作為主要熱源，在高溫電弧的作用下，有益的低熔點(diǎn)合金元素如Mg，Zn等易被燒損。因此，研究電弧等離子的組成及溫度場(chǎng)分布，從而指導(dǎo)焊絲和母材合金元素的添加是十分有必要的。Chen等學(xué)者[6]采用Al-Mg-Zr和Al-Mg-Zr-Sc合金焊絲焊接Al-Mg-Sc合金，發(fā)現(xiàn)Al-Mg-Zr-Sc焊絲作為填充材料時(shí)，可使焊縫和熔合區(qū)的晶粒明顯細(xì)化，接頭力學(xué)性能高于Al-Mg-Zr焊絲；Yang等學(xué)者[7]在ER5356焊絲引入Sc，Zr及Er微量元素，對(duì)Al-5.6Mg-1.0Zn-0.6Mn合金進(jìn)行焊接裂紋敏感性分析，Sc，Zr和Er含Ti)參與形核核心Al3(Sc，X)的生成。王東等學(xué)者[8]研究了ER5B06，ER5356和ER5A56焊絲對(duì)7A52鋁合金焊接接頭力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，采用Mg含量較高的5B06焊絲能有效彌補(bǔ)焊接冶金過(guò)程中造成的Mg元素?zé)龘p情況，形成的焊接接頭力學(xué)性能和焊接性能最佳。

采用ER5356，ER5B06和ER5B71焊絲對(duì)新型Al-Mg合金進(jìn)行MIG焊接，探究焊絲及母材中添加Sc，Zr元素對(duì)新型Al-Mg合金焊接性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

焊接試驗(yàn)選用母材為2 mm厚Al-Mg合金板材，采用φ1.2 mm焊絲ER5356，ER5B06和ER5B71進(jìn)行MIG焊接。母材狀態(tài)為H32，規(guī)格為300 mm×100 mm×2 mm。試驗(yàn)所用母材及焊絲化學(xué)成分見表1，母材力學(xué)性能見2。

表1 新型Al-Mg合金和焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 新型Al-Mg合金拉伸性能

1.2 試驗(yàn)方法

MIG采用機(jī)械手進(jìn)行焊接，保護(hù)氣體為99.999%氬氣，接頭形式為對(duì)接接頭，焊接方向沿軋制方向。焊接工藝參數(shù)見表3。

表3 MIG工藝參數(shù)

焊后將工件沿橫截面用線切割機(jī)加工成金相試樣，采用JSM-7800F型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡對(duì)接頭組織和拉伸斷口進(jìn)行觀察，采用 Fischer HM 2000 型顯微硬度儀沿焊縫中心(橫截面)測(cè)試維氏硬度，間隔0.5 mm，壓力荷載0.98 N，加載時(shí)間10 s。采用火花直讀光譜儀進(jìn)行成分分析，在室溫條件下，按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第一部分：室溫試驗(yàn)方法》在AG-X Plus-10 KN拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為3 mm/min，記錄抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率及斷裂位置。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 電弧溫度場(chǎng)

焊接電弧是電場(chǎng)、磁場(chǎng)、流場(chǎng)多場(chǎng)耦合下產(chǎn)生的，是一種高溫、高速的等離子體流。電弧等離子體是由氣體介質(zhì)經(jīng)過(guò)電離后產(chǎn)生的電子、離子和再次復(fù)合后的原子構(gòu)成的。在電弧等離子體中，相對(duì)于其它粒子，電子質(zhì)量較小，在強(qiáng)電場(chǎng)的作用下，很容易獲得較大的初速度，經(jīng)過(guò)時(shí)間的積累和碰撞次數(shù)的增加，獲得一定能量的電子將部分能量傳遞給其它重粒子，使得重粒子獲得能量基本與電子相一致。這時(shí)，電子、離子和中性離子具有相同的特征溫度，等離子體就可像普通氣體那樣用統(tǒng)一的熱力學(xué)溫度來(lái)描述。圖1為氬弧溫度場(chǎng)分布云圖，由圖可知，電弧最高溫度超過(guò)20 000 K，高溫區(qū)分布在電弧中心區(qū)域，電弧溫度分布存在較大的溫度梯度[9]。在高溫電弧作用下，焊絲與母材充分燃燒并發(fā)生冶金反應(yīng)，在母材上形成熔池，冷卻后形成焊縫。

圖1 氬弧溫度場(chǎng)分布云圖

2.2 焊接接頭組織分布

添加不同焊絲的接頭及母材的EBSD組織如圖2所示。母材為加工態(tài)顯微組織，熔合區(qū)的組織形態(tài)不再是粗大的柱狀晶，而是由大量等軸晶組成的細(xì)晶組織，主要原因?yàn)樵谌鄢氐倪吘壭纬傻母邷胤€(wěn)定性強(qiáng)的Al3(Sc,Zr)作為異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，提高形核率，促進(jìn)等軸晶形成。Al3(Sc,Zr)高溫質(zhì)點(diǎn)的來(lái)源有兩方面：一方面來(lái)源于焊絲，焊絲在電弧作用下形成細(xì)小熔滴，過(guò)渡到熔池內(nèi)部；另一方面來(lái)源于母材，電弧溫度遠(yuǎn)高于母材熔點(diǎn)，在熔池邊部的少量母材熔化，使熔池獲得了由母材過(guò)渡的少量Sc,Zr合金元素。而熔池芯部發(fā)生渦流快速攪動(dòng)[10]，邊部流速則較緩慢，Al3(Sc,Zr)高溫質(zhì)點(diǎn)隨著液態(tài)金屬的劇烈流動(dòng)擴(kuò)散到熔池邊部，在熔池的邊緣造成Al3(Sc,Zr)高溫質(zhì)點(diǎn)的聚集。采用ER5B71焊絲使補(bǔ)充到熔池中Al3(Sc,Zr)的異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)的增多，該種焊絲形成的熔合區(qū)等軸晶區(qū)域擴(kuò)大。熱影響區(qū)受焊接熱循環(huán)作用發(fā)生了部分再結(jié)晶。母材中添加的Sc,Zr形成的Al3(Sc,Zr)彌散分布在基體中,可穩(wěn)定晶界結(jié)構(gòu),抑制再結(jié)晶,并強(qiáng)化基體。

圖2 添加不同焊絲的接頭及母材的EBSD組織

圖3為添加不同焊絲的焊縫中心EBSD組織。焊縫與母材相比發(fā)生了較大的變化，組織分布為凝固組織，晶粒分布呈等軸晶，但3種焊絲形成的焊縫晶粒尺寸各異，對(duì)焊縫晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，如圖4所示。采用ER5356，ER5B06，ER5B71焊絲形成的焊縫平均晶粒尺寸為9.85 μm，8.24 μm，6.69 μm。

圖3 添加不同焊絲的焊縫中心EBSD組織

圖4 添加3種焊絲的焊縫晶粒尺寸

造成焊晶粒尺寸有較大的差異的原因是焊縫的結(jié)晶形態(tài)取決于焊縫金屬成分和冷卻條件，在相同焊接工藝下，焊縫的冷卻條件一致，接頭的差異主要由焊絲成分不同引起，在新型Al-Mg合金中雖添加了多種合金元素，但在焊接電弧高溫作用下，熔池內(nèi)有益合金元素易發(fā)生燒損，焊絲中Mg,Sc,Zr等元素能對(duì)焊接接頭起到補(bǔ)充作用。ER5B71焊絲添加Sc,Zr等元素，形成均勻、細(xì)小等軸晶。采用ER5356焊絲和ER5B06焊絲形成的接頭中心晶粒度較為不均勻，原因?yàn)閮H靠母材中含有的Sc,Zr元素過(guò)渡到焊縫中，沒(méi)有充足的Al3(Sc,Zr)作為異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)在熔池熔化和凝固階段擴(kuò)散開來(lái)。

2.3 焊接接頭的析出相

圖5為添加不同焊絲的焊縫背散射電子形貌。該區(qū)域中存在大量的形狀不規(guī)則的白色析出相，均勻分布在基體上。表4為析出相對(duì)應(yīng)點(diǎn)元素分布。根據(jù)亮度和形態(tài)的不同，白色析出相可分為2種：一種為條形狀分布，根據(jù)EDS可推測(cè)為Al-Fe-Mg-Mn(Si)相；另一種呈圓球狀或塊狀分布，對(duì)應(yīng)EDS元素分析，可推測(cè)為Al3(Zr,Sc)復(fù)合相。

圖5 添加不同焊絲的焊縫背散射電子形貌

2.4 焊接接頭Mg含量

在焊接過(guò)程中，由2.1小節(jié)可知極高的電弧溫度很容易造成低熔點(diǎn)金屬元素Mg的燒損，但可依靠熔化的焊絲對(duì)焊縫進(jìn)行Mg元素的補(bǔ)充，對(duì)3種焊絲形成的焊縫進(jìn)行火花直讀光譜檢測(cè)，結(jié)果見表5。采用ER5B71焊絲形成的焊縫Mg元素含量最高，這是由于3種焊絲中，ER5B71焊絲中Mg元素添加最多，焊絲熔化后有充足的Mg元素過(guò)渡到熔池中，增強(qiáng)焊縫的固溶強(qiáng)化效果。

表4 圖5中各點(diǎn)元素分布(原子分?jǐn)?shù)，%)

表5 焊縫區(qū)火花直讀光譜檢測(cè)結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2.5 焊接接頭力學(xué)性能

采用不同焊絲形成接頭橫截面的顯微硬度分布如圖6所示。3組數(shù)據(jù)接頭硬度分布趨勢(shì)基本一致，接頭硬度曲線以中心為原點(diǎn)呈對(duì)稱分布。采用3種焊絲的焊縫硬度有所不同，ER5356焊絲、ER5B06焊絲和ER5B71焊絲形成焊縫的硬度平均值依次為81 HV，88 HV和90 HV，采用ER5B71焊絲形成的接頭硬度最高，這歸功于該種焊絲中含有較高M(jìn)g，Sc，Zr等元素，過(guò)渡到焊接接頭，對(duì)接頭性能有顯著的改善作用。采用3種焊絲的熱影響區(qū)的硬度差異不大，同時(shí)與母材硬度較接近。在相同焊接工藝即相同熱輸入下對(duì)母材造成的軟化程度大體一致。

圖6 采用3種焊絲的焊接接頭硬度分布

采用3種焊絲形成的焊接接頭拉伸性能見表6。無(wú)論采用哪種焊絲，焊接系數(shù)均高于70%。當(dāng)采用ER5356焊絲時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材的74%；當(dāng)采用ER5B71焊絲時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到母材強(qiáng)度的83%，這不僅歸功于母材新型Al-Mg合金的優(yōu)良改性，同時(shí)采用的焊絲也添加了6.09%的Mg和微量元素Sc，Zr，焊絲和母材在化學(xué)成分上得到了很好的匹配，使得接頭強(qiáng)度進(jìn)一步提高。獲得拉伸性能結(jié)果與硬度測(cè)試結(jié)果相一致。但無(wú)論采用哪種焊絲，接頭斷裂位置均發(fā)生在焊縫，焊縫是整個(gè)接頭最薄弱區(qū)域。

表6 接頭拉伸性能

2.6 斷口形貌

圖7為不同焊絲的焊縫在拉伸試驗(yàn)下形成的斷口形貌，圖8為斷口EDS能譜?？梢钥闯鼍鶠轫g性斷裂，斷口存在大量的韌窩， 采用ER5B71焊絲的斷口韌窩更細(xì)小，更均勻，說(shuō)明該焊絲形成的焊接接頭強(qiáng)度和韌性更優(yōu)。在3種焊絲形成的斷口位置進(jìn)行多處能譜分析，結(jié)果顯示斷口成分主要以Al，Sc，Zr等元素為主，推測(cè)是由接頭中第二相粒子與基體結(jié)合力較差，在拉應(yīng)力作用下最先開裂，最終導(dǎo)致焊縫斷裂失效。

圖7 不同焊絲的接頭斷口形貌

圖8 斷口EDS能譜

3 分析與討論

MIG產(chǎn)生的電弧等離子體溫度極高，電弧瞬間所產(chǎn)生的熱量熔化焊絲，形成的細(xì)小熔滴過(guò)渡到熔池中，熔池經(jīng)歷短暫、快速、不均勻的凝固過(guò)程形成固態(tài)焊縫，焊縫凝固類似于鑄造過(guò)程，其組織和成分存在不均勻性，可依靠調(diào)節(jié)焊絲成分來(lái)改善接頭組織，從而提升接頭性能。

對(duì)于新型Al-Mg合金，母材中加入較高的Mg元素和Sc，Zr微量元素提升母材性能，但焊接過(guò)程發(fā)了金屬重熔和再凝固，焊接接頭強(qiáng)度的提升方法主要依靠固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化?？紤]到焊接過(guò)程中高溫電弧會(huì)對(duì)低熔點(diǎn)元素Mg，Zn等造成一定程度的燒損，若焊絲中添加一定的Mg即ER5356焊絲，可加強(qiáng)接頭中固溶強(qiáng)化機(jī)制，但Mg添加過(guò)少固溶強(qiáng)化效果不佳，同時(shí)接頭中晶粒大小分布極為不均，材料焊后接頭性能仍得不到較大提升；若在焊絲中提升Mg含量，同時(shí)復(fù)合添加微量Ti元素即ER5B06焊絲，接頭組織和性能相對(duì)焊絲只加入一定的Mg元素有所改善和提高，但由于Al3Ti質(zhì)點(diǎn)為DO22晶格結(jié)構(gòu)，且與Al基體的錯(cuò)配度為4.3%，使接頭組織的晶粒未得到充分細(xì)化，細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制未得到充分發(fā)揮導(dǎo)致接頭性能扔不理想；在焊絲添加高M(jìn)g復(fù)合Sc，Zr微量元素即ER5B71焊絲，焊絲熔化后充足的Mg，Sc，Zr元素過(guò)渡到接頭中，有效增強(qiáng)了接頭固溶強(qiáng)化機(jī)制，同時(shí)形成的高溫質(zhì)點(diǎn)Al3(Sc,Zr)為 LI2晶格結(jié)構(gòu)，與Al基體僅存在約1.04%的錯(cuò)配度，熔池溶體凝固過(guò)程中，Al3Zr首先在溶體中析出，然后在Al3Zr質(zhì)點(diǎn)上再析出Al3Sc，Zr富集在質(zhì)點(diǎn)的中心，Sc包裹在Al3Zr的外層，形成的Al3(Sc,Zr)穩(wěn)定復(fù)合相降低了達(dá)到形核臨界尺寸所需的Sc含量，初始晶粒在足量有效的Al3(Sc，Zr)粒子上外延生長(zhǎng)，形成均勻細(xì)小的晶粒組織[11]，在相同體積的金屬材料中，晶粒細(xì)小形成高密度晶界，大量的晶界阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)從而提高接頭力學(xué)性能。

ER5B71焊絲在成分設(shè)計(jì)上與母材最為接近，采用該種焊絲焊接新型Al-Mg合金得到了良好的匹配，但熱影響區(qū)和母材仍以回復(fù)組織為主，母材的形變強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和可能存在的彌散析出強(qiáng)化等多種聯(lián)合強(qiáng)化效應(yīng)遠(yuǎn)高于焊縫的固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)，相應(yīng)的焊縫硬度低于其它位置，焊縫成為整個(gè)接頭最薄弱區(qū)域從未先發(fā)生斷裂[12]。

3種焊絲采用的焊接工藝均為MIG，焊接電流、焊接速度等產(chǎn)生的焊接熱輸入形同，由于母材中加入了Sc,Zr微量元素，形成的Al3(Sc,Zr)等納米彌散相能強(qiáng)烈釘扎位錯(cuò)及晶界，能有效抑制材料再結(jié)晶發(fā)生[13]，削弱了焊接熱循環(huán)造成的合金軟化效應(yīng)，熱影響區(qū)硬度值與母材硬度值相接近。可見，母材中添加微量Sc,Zr元素，能顯著改善合金的焊接接頭組織，提高合金焊接性能。

4 結(jié)論

(1)采用數(shù)值模擬方法建立MIG電弧模型，計(jì)算電弧等離子體溫度場(chǎng)分布，電弧最高溫度可達(dá)20 000 K以上，電弧中心區(qū)域溫度最高。

(2)使用ER5356，ER5B06，ER5B71焊絲對(duì)新型Al-Mg鋁合金進(jìn)行MIG焊接，Al3(Sc,Zr)在焊縫凝固中形成高溫異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，焊縫和熔合區(qū)晶粒不同程度得以細(xì)化。其中，ER5B71焊絲獲得的焊縫接頭細(xì)化效果最佳。

(3)采用焊絲ER5B71獲得的接頭力學(xué)性能最優(yōu)，焊接系數(shù)為83%。3種焊絲接頭熱影響區(qū)硬度接近于母材，母材中微量Sc和Zr元素的添加，形成Al3(Sc,Zr)等相起到釘扎位錯(cuò)作用，提高熱影響區(qū)抗軟化能力，Al-Mg合金材料焊接性能得到較大提升。

(4)焊接接頭拉伸試驗(yàn)斷裂位置均在焊縫，3種接頭拉伸斷口有明顯的韌窩，呈韌性斷裂，其中采用ER5B71焊絲形成的斷口韌窩最細(xì)小均勻，韌性最優(yōu)。