1 引言

A7204P-T4铝合金属于Al-Zn-Mg-Cu可热处理强化铝合金,具有较高的强度和良好的挤压性能,已被广泛应用于航空航天、汽车、高速列车等领域^[1-3]。焊接技术已被证明在降低成本和减轻重量方面比传统的机械紧固连接方式更具优势^[4]。然而,在传统的电弧焊接过程中,较大的焊接热输入容易使热处理强化铝合金产生严重的接头软化现象,严重影响了结构的安全^[5]。激光-冷金属过渡电弧(激光-CMT)复合焊接技术结合了激光和电弧两种热源的优势,可以有效提高焊接接头的间隙适应性和焊接过程的稳定性。此外,CMT焊接过程中的焊丝回抽可将短路电流降低到非常低的水平,有效降低了焊接热输入;而且,在CMT焊接过程中,不需要大电流就能使液桥断裂,从而避免了飞溅。因此,采用激光-CMT焊接工艺焊接铝合金具有较大优势。

A7204P-T4铝合金中含有大量的低熔点元素镁和锌,焊接过程中镁、锌强化相的溶解引起的接头软化是一个突出难题^[6-7]。人们通常采用添加合金元素的方法对焊接接头进行改性,这是因为某些元素的微量添加甚至是痕量添加就会显著改善铝合金的微观组织与综合性能^[8-9],因此,微合金化已逐渐成为提高铝合金焊接接头性能的重要途径和手段。

目前,钪(Sc)微合金化的研究引起了很多关注。研究表明,铝、钪固溶体中会形成稳定的具有L1₂结构的Al₃Sc金属间化合物,钪在铝中的溶解度较低,可以产生显著的强化效应^[10]。邹亮等^[11]研究了微量钪对超高强Al-Zn-Cu-Mg-Zr合金组织与性能的影响,结果发现,在合金中添加钪可以有效细化铸态组织的晶粒,提高合金的力学性能。目前,钪的添加已被证明对铝合金的焊接性和力学性能具有有益影响。Huang等^[12]研究了微量钪对Al-Zn-Mg-Zr铝合金熔化极惰性气体保护焊(MIG)焊接接头焊缝组织和力学性能的影响,结果表明,钪的添加可以显著细化焊缝晶粒,提高熔合区的强度和显微硬度。但钪的成本较高,难以在工业领域获得广泛应用。早期的研究表明,第V族过渡元素铌(Nb)在铝中具有比钪更低的扩散系数,这使得其具有较高的抗粗化能力;同时,铌在铝基体中能形成Al₃M金属间化合物,该化合物是高强度热稳定铝基合金中理想的分散强化相,可以对合金的力学性能产生有利影响^[9]。Erdeniz等^[13]通过在Al-Zr-Sc-Er-Si铝合金中添加质量分数为0.08%的铌研究了铌的添加对析出强化Al-Zr-Sc-Er-Si合金强度的影响,结果发现,铌的添加不仅提高了合金的显微硬度,而且抑制了沉淀相的粗化。Wang等^[14]研究了包晶溶质对铝晶粒细化的影响,结果表明,铌可以通过形成析出相来促进形核,使晶粒细化。然而目前关于铌的研究主要集中在金属材料的调质中,与钪的研究相比,铌的添加对铝合金焊接接头组织、性能影响的研究还比较少。

本文采用激光-CMT焊接工艺对A7204P-T4铝合金进行了对接焊接,并在对接界面处预置了不同尺寸的铌箔,对比研究了铌含量对焊缝显微组织和力学性能的影响及影响的机理,并分析了焊接接头的拉伸断裂机理和断口形貌。

2 试验材料及方法

试验材料为6 mm厚的A7204P-T4铝合金板材,其供货状态为T4态,试板的表面尺寸为300 mm×150 mm。焊接填充材料均选择直径为1.2 mm的ER5356焊丝。铝合金母材与焊丝的化学成分如表1所示。

采用对接焊的方式对铝合金板材进行光纤激光-CMT电弧复合焊接,图1为复合焊接试验装置示意图,焊接采用激光在前、电弧在后的旁轴复合方式。所用激光器为IPG公司的YLS-10000-S4掺镱光纤激光器,其波长为1060~1070 nm,光纤传输芯径为200 μm,输出耦合准直镜的焦距为200 mm,聚焦镜的焦距为300 mm,光斑直径约为0.3 mm。运动系统采用德国生产的KR60HA型KUKA机器人,CMT焊机采用的是福尼斯TPS4000焊机,焊接时焊丝的干伸长度约为14 mm,光丝间距为0.5 mm。焊接过程中的保护气为氩气。通过优化工艺实验确定复合焊接工艺参数为:激光功率7500 W,焊接速度5 m/min,送丝速度6 m/min。

图 1. 焊接装置示意图

Fig. 1. Schematic of welding device

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焊接前先用刮刀刮削试板焊接区,直至露出金属光泽,然后用蘸有丙酮的无尘布对焊接区域进行擦拭。在确定的复合焊接工艺参数下,在对接界面处预置两种不同尺寸的铌箔来控制焊缝中的铌含量,其中铌箔厚度为0.01 mm。焊后通过计算焊缝横截面中添加铌箔的面积和焊缝横截面面积均值得到焊缝中铌的面积分数,然后根据铝和铌的密度进一步计算得到焊缝中铌的质量分数分别约为0.74%和1.36%。

焊接试验结束后,在焊接接头的焊缝横截面上制备金相试样。采用Keller试剂对金相试样进行腐蚀,然后采用Leica DMI8C金相显微镜观察焊缝横截面的显微组织;采用JSM-7001F扫描电镜对焊接接头进行电子背散射衍射(EBSD)分析;采用Quanta 650场发射扫描电子显微镜对焊缝和拉伸断口进行分析;采用JXA-8100电子探针(EPMA)对焊缝中的铌元素进行面扫描分析;采用Olympus SZ61体式显微镜观察拉伸断裂位置;采用WILSON VH1102 硬度计对焊接接头的显微硬度进行测试,加载载荷为0.98 N,加载时间为10 s;将焊接试样去除余高后制成光滑试样,然后采用MTS 370 Load Frame型材料试验机进行拉伸试验。拉伸试样尺寸如图2所示。

图 2. 拉伸试样的尺寸

Fig. 2. Size of tensile specimen

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3 试验结果和分析

图3为不加铌以及加入质量分数为0.74%和1.36%的铌后焊缝的横截面形貌。可以看出:焊缝外观均匀且具有典型的金属光泽;焊缝均呈典型的上宽下窄的Y型特征;上部较宽处是以电弧能量为主导的激光电弧作用区,下部较窄处是以激光能量为主导的激光作用区;激光电弧作用区的熔宽约为1.5 mm,激光作用区的熔宽约1.2 mm;焊缝中未发现气孔、裂纹等宏观缺陷,这说明铌与铝基体具有良好的相容性;随着铌含量增加,焊缝中出现了少量未熔化的铌。

图 3. 焊缝的横截面形貌。(a)未加铌;(b)铌的质量分数为0.74%;(c)铌的质量分数为1.36%

Fig. 3. Cross-sectional morphologies of welds. (a) Without niobium; (b) niobium with a mass fraction of 0.74%; (c) niobium with a mass fraction of 1.36%

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zone bottom part

3.1 微量铌对接头显微组织的影响

图4为未加铌以及铌的质量分数分别为0.74%和1.36%的焊缝熔合线附近的显微组织(观察位置如图3中的方框所示)。从图4(a)、(d)可以看出:对于未添加铌的焊缝,其熔合线附近的组织主要由热影响区、细晶区和柱状晶区组成;靠近熔合线的焊缝中存在细小的、方向杂乱的等轴细晶区(EQZ),这是由于该区域靠近母材,冷却速率较快,温度梯度G最大,动态过冷度较大,促进了晶粒的形核。此外,A7204P-T4晶粒中含有微量锆元素,在靠近熔合线的区域,铝、锆沉淀相的形成促进了非枝晶等轴晶粒的形成,晶粒得以细化^[15-16]。此外,由图4还可以看出,与焊缝下部(激光作用区)相比,焊缝上部(激光电弧作用区)熔合线附近的细晶区略有增加。这与熔池的流动特性有关,焊缝上部熔池较小的表面张力和较慢的流动速度促进了熔合区中铝、锆沉淀相的聚集,从而获得更宽的细晶区^[17-18]。随着冷却的进行,靠近焊缝中心区域内的沉淀相在高温熔池中溶解,成为无效的成核中心。同时,该区域的温度梯度较小,晶粒细化速率减慢,结晶释放潜热,故细晶区前沿液体的过冷度减小,形核变得困难,只有垂直于焊缝方向的晶体才能向液体中择优生长,从而形成了柱状晶区。

图 4. 焊缝熔合区的显微组织。(a)未加铌,熔合区上部;(b)铌的质量分数为0.74%,熔合区上部;(c)铌的质量分数为1.36%,熔合区上部;(d)未加铌,熔合区下部;(e)铌的质量分数为0.74%,熔合区下部;(f)铌的质量分数为1.36%,熔合区下部

Fig. 4. Microstructures of weld fusion zone. (a) Without niobium, fusion zone upper part; (b) niobium with a mass fraction of 0.74%, fusion zone upper part; (c) niobium with a mass fraction of 1.36%, fusion zone upper part; (d) without niobium, fusion zone bottom part; (e) niobium with a mass fraction of 0.74%, fusion zone bottom part; (f) niobium with a mass fraction of 1.36%, fusion

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由图4(b)、(c)、(e)、(f)可以看出:加入质量分数分别为0.74%和1.36%的铌后,焊缝晶粒明显细化,柱状晶基本消失,细晶区与焊缝中心组织的差异性明显减小。可见,铌的添加可以有效细化焊缝晶粒,使柱状晶转变为等轴非枝晶。此外,可以观察到在焊缝晶粒内存在腐蚀坑,如图4中箭头所指,这是焊缝中形成的析出相在腐蚀过程中优先溶解形成的^[19]。随着铌含量增加,晶粒内的腐蚀坑数量增多,这说明焊缝中析出相的数量增多。

未加铌以及铌的质量分数分别为0.74%和1.36%的焊缝中心的显微组织如图5所示。由图5(a)、(d)可以看出:未加铌的焊缝中心主要由等轴树枝晶组成,并伴随有少量的二次枝晶;与焊缝下部相比,焊缝上部相对较大的焊接热输入使得焊缝晶粒相对粗化。由图5(b)、(e)可以看出,加入质量分数为0.74%的铌,可以有效提高焊缝上部和下部显微组织的均匀性,焊缝晶粒明显细化,且主要为等轴非枝晶,另有少量尺寸较小的树枝晶。由图5(c)、(f)可以看出,加入质量分数为1.36%的铌,可以使焊缝晶粒进一步细化,焊缝中心全部转变为等轴非枝晶。

为了定量研究铌对焊缝组织的影响,需要对EBSD反极图(IPF)进行系统比较,并对焊缝晶粒进行统计。如图6所示,不同颜色的晶粒因取向不同而被清晰地观察到。在图6(a)~(d)中可以观察到焊缝晶粒随机分布,无明显的择优取向。未加铌焊缝熔合区的细晶区和柱状晶区的晶粒以及焊缝中心枝晶区的晶粒存在较大的尺寸梯度;同时,较快的冷速抑制了熔池中合金元素的均匀扩散,使不同尺寸的晶粒在焊缝中交替出现,焊缝中形成弱过渡区。

图 5. 焊缝中心的显微组织。(a)未加铌,焊缝中心上部;(b)铌的质量分数为0.74%,焊缝中心上部;(c)铌的质量分数为1.36%,焊缝中心上部;(d)未加铌,焊缝中心下部;(e)铌的质量分数为0.74%,焊缝中心下部;(f)铌的质量分数为1.36%,焊缝中心下部

Fig. 5. Microstructures of weld center. (a) Without niobium, weld center upper part; (b) niobium with a mass fraction of 0.74%, weld center upper part; (c) niobium with a mass fraction of 1.36%, weld center upper part; (d) without niobium, weld center bottom part; (e) niobium with a mass fraction of 0.74%, weld center bottom part; (f) niobium with a mass fraction of 1.36%, weld center bottom part

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图 6. 显微组织的EBSD测试结果以及晶粒统计结果。(a)未加铌,熔合区的EBSD测试结果;(b)未加铌,焊缝中心区的EBSD测试结果;(c)铌的质量分数为0.74%,熔合区的EBSD测试结果;(d)铌的质量分数为0.74%,焊缝中心区的EBSD测试结果;(e)未加铌,熔合区的晶粒统计结果;(f)未加铌,焊缝中心区的晶粒统计结果;(g)铌的质量分数为0.74%,熔合区的晶粒统计结果;(h)铌的质量分数为0.74%,焊缝中心区的晶粒统计结果

Fig. 6. EBSD of microstructures and grain statistical results. (a) Without niobium, EBSD of fusion zone; (b) without niobium, EBSD of weld center; (c) niobium with a mass fraction of 0.74%, EBSD of fusion zone; (d) niobium with a mass fraction of 0.74%, EBSD of weld center; (e) without niobium, grain statistical result of fusion zone; (f) without niobium, grain statistical result of weld center; (g) niobium with a mass fraction of 0.74%, grain statistical result of fusion zone; (h) niobium with a mass f

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晶粒尺寸统计结果表明,未加铌焊缝的熔合区与中心区的平均晶粒尺寸分别为19 μm和20 μm。铌的加入可以消除熔合区中的柱状晶结构,有效细化焊缝晶粒,细化后的焊缝晶粒保持着良好的均匀性。对于铌质量分数为0.74%的焊缝,其熔合区与中心区的平均晶粒尺寸分别减小为8 μm和9 μm,与未加铌时的平均晶粒尺寸相比分别减小了57.9%和55%。

3.2 接头中的合金元素与析出相

将基于原子序数差异的扫描电镜背散射技术用于检测合金元素和析出相的分布,并采用扫描电镜附带的能谱仪(SEM-EDS)对析出相成分进行分析,结果如图7所示。可以看到,焊缝晶界呈白亮色,存在晶界偏析现象。这是因为在非平衡凝固过程中溶质重新分布,第二相颗粒或合金元素在枝晶和晶界处偏聚。在图7(a)中可以观察到细晶区存在连续的晶界偏析,而柱状晶区的晶界偏析则变得不连续。未加铌焊缝晶界处存在尺寸为0.2~0.5 μm的微小析出物,如图7(b)所示,通过SEM-EDS测试可知这些析出相主要由铝、镁、锌元素组成。根据镁、锌原子的百分比,认为这些析出相是T(Al₂Mg₃Zn₃)和η(MgZn₂)析出相。较高的焊接温度和长时间时效有利于T(Al₂Mg₃Zn₃)相和η(MgZn₂)相的析出和粗化^[20]。

图 7. 焊缝的SEM背散射照片和析出相的EDS结果。(a)(b)未加铌,熔合区及其局部放大图;(c)铌的质量分数为0.74%,熔合区;(d)(e)铌的质量分数为1.36%,熔合区及其局部放大图;(f)铌元素的EPMA面扫描结果; (g) Al₂Mg₃Zn₃析出相的EDS结果;(h) MgZn₂析出相的EDS结果;(i) Al-Nb析出相的EDS结果

Fig. 7. SEM backscattered photos of weld and EDS results of precipitated phases. (a)(b) Without niobium, fusion zone and its partial enlargement; (c) niobium with a mass fraction of 0.74%, fusion zone; (d)(e) niobium with a mass fraction of 1.36%, fusion zone and its partial enlargement; (f) EPMA area scan result of niobium; (g) EDS of Al₂Mg₃Zn₃ precipitated phase; (h) EDS of MgZn₂ precipitated phase; (i) EDS of Al-Nb precipitated phase

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在图7(c)中可以看出,在焊缝内,大量铌元素非均匀地分布于晶界。焊缝中的铌含量增加后,焊缝内的亮白色区域明显增多,同时焊缝中未熔合的金属铌的数量和尺寸明显增加。由图7(e)可以看出,与未添加铌相比,铌的添加使得偏析于晶界的合金元素和析出相减少。分析后认为,铌的加入使焊缝中合金元素的平衡分配系数降低,减弱了合金元素偏析的驱动力。在焊缝晶界和晶内分布着尺寸为1~2 μm相对较大的块状析出相,通过SEM-EDS分析可知,该相内含有较多铌元素,而铝元素的含量与基体相比显著降低,这表明添加铌后焊缝中形成了含铝、铌的析出相。图7(f)为焊缝局部铌元素的EPMA面扫描结果,可以观察到含铌的析出相和含铌的溶质非连续地、均匀地分布于焊缝上。焊缝上形成的这些含铝、铌的析出相为非均匀形核提供了质点,促进了焊缝晶粒的非均匀形核。

根据晶体分离理论,焊缝晶粒的形核、长大与固液界面的溶质偏析程度有关。焊缝中铌溶质的局部偏析会引起晶粒内晶体的分离,产生新的结晶形核点,促进了焊缝晶粒的形核;同时溶质的加入产生了成分过冷作用,这种作用为晶粒在衬底上进一步成核提供了驱动力。上述两种因素共同促进了晶粒的细化。

3.3 铌对接头力学性能的影响

图8为焊接接头自然时效60 d后,焊缝上部和下部的显微硬度分布图(BM代表母材区,HAZ代表热影响区,WM代表焊缝区)。焊接接头的显微硬度以焊缝中心线为对称轴基本呈对称分布;在整个焊接接头中,焊缝区是接头中最薄弱的区域;不含铌以及铌质量分数分别为0.74%和1.36%的三种试样焊缝区的平均显微硬度分别为88.94,93.64,95.08 HV。Wu等^[21]认为,在高强度的混合激光热源下,镁、锌等合金元素的剧烈蒸发以及析出相的溶解会使焊缝中形成的析出相大量减少。同时,焊缝中形成的铝、锌、镁粗化析出相不具有强化作用,且会消耗大量的合金元素,减弱后续时效的驱动力,从而导致焊缝强度损失^[22-23]。以上两种因素的共同作用使焊缝区成为接头中软化最为严重的区域。

图 8. 焊缝上部和下部的显微硬度分布。(a)焊缝上部;(b)焊缝下部

Fig. 8. Microhardness distribution of the top and bottom of the weld. (a) Top; (b) bottom

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人们通常采用Hall-Petch公式来评价晶粒尺寸与显微硬度之间的关系。铌的添加细化了焊缝晶粒,提供了晶界强化作用,因此焊缝在添加铌后显微硬度提高。在靠近焊缝的近缝热影响区,焊接的峰值温度超过了η'和η相的完全溶解温度,母材中的析出相发生溶解,GPI区在随后的冷却过程中析出,GPI区与基体共格,产生的强化作用使焊缝显微硬度迅速提高。靠近母材的热影响区称为过时效区,该区域的焊接峰值温度高于η'相的析出温度,大量η'相转变为与基体非共格的平衡相η相,导致显微硬度降低^[24-25]。

图9为自然时效60 d后不同试样的拉伸性能。试样的拉伸性能与铌的含量密切相关:不含铌以及铌的质量分数分别为0.74%和1.36%的三种试样的平均抗拉强度分别为325,334.5,328 MPa,分别约为母材的85.6%、88.1%和86.4%。与未添加铌的接头相比,铌的添加未使焊接接头的平均抗拉强度明显增加,但却有效提高了焊接接头的断后延伸率:铌的质量分数为0.74%时,断后延伸率增加到6%,与未加铌的焊接接头相比增大了约71%。在焊缝冷却过程中,铌作为异质点促进了焊缝中气孔的聚集,使微型氢气孔聚集长大,增加了氢气孔的溢出数量;并且铌具有吸氢作用,在一定程度上能吸收焊缝中的溶解氢,减少冷却过程中氢气孔的产生^[26]。气孔的减少和焊缝晶粒的细化可使焊接接头的断后延伸率提高。

图 9. 焊接接头的拉伸性能

Fig. 9. Tensile strength of welded joints

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但过量的铌不利于焊接接头力学性能的提高,当铌的质量分数增加到1.36%后,焊接接头的断后延伸率降低为4%。

3.4 拉伸断口分析

图10(a)为拉伸试样的宏观断裂位置。三种拉伸试样均断裂于强度损失最为严重的焊缝中心。采用扫描电镜观察了不同试样断口的微观形貌,结果如图10(b)~(g)所示。三种试样拉伸断口的微观形貌均主要以韧窝为主,并伴随有明显的撕裂棱,局部韧窝底部存在颗粒状物质,显示出微孔聚集型断口特征。

在图10(b)中所示的拉伸试样断口处可以观察到白色块状物,对其进行SEM-EDS分析后发现它是含有碳、氧和铝的氧化物。此外,在断口处还存在微裂纹、微气孔和脆性撕裂面组成的韧性和脆性断裂的混合物。在拉伸变形过程中,焊缝中形成的晶界析出相容易阻碍位错运动,引起应力集中和局部应变,促进微裂纹的萌生。

对于铌的质量分数为0.74%的试样,其拉伸断口上未发现明显的微气孔和微裂纹,而且韧窝尺寸明显减小,这与铌对晶粒的细化作用有关。晶粒细化使得沿晶分布的析出相之间的距离缩短,从而使得与晶界相形成有关的韧窝尺寸减小。

随着铌含量增加,断口中可以观察到明显的层状断裂形貌特征,并伴有二次裂纹,如图10(f)、(g)所示。焊缝中的铌含量增加后,焊缝中大量的未熔铌和大尺寸析出相降低了基体的协调变形能力,加剧了局部应力集中,促进了裂纹的萌生和扩展,使接头的断后延伸率降低。

图 10. 拉伸试样的宏观断裂位置以及微观断口形貌。(a)宏观断裂位置;(b)(c)未加铌,微观断口及其局部放大图;(d)(e)铌的质量分数为0.74%,微观断口及其局部放大图;(f)(g)铌的质量分数为1.36%,微观断口及其局部放大图

Fig. 10. Macroscopic fracture position and microscopic fracture of tensile samples. (a) Macro fracture location; (b)(c) without niobium, microscopic fracture and its partial enlargement; (d)(e) niobium with a mass fraction of 0.74%, microscopic fracture and its partial enlargement; (f)(g) niobium with a mass fraction of 1.36%, microscopic fracture and its partial enlargement

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4 结论

采用激光-CMT焊接工艺以对接焊的方式对A7204P-T4铝合金进行焊接,在优化的工艺参数下获得了成形良好的焊接接头。适量铌的添加可使偏析于晶界的合金元素和析出相减少,但随着铌含量增加,焊缝中未熔金属铌的数量和尺寸明显增加。

激光-CMT焊缝组织主要由熔合区的等轴晶、柱状晶和焊缝中心区的树枝晶组成,熔合区与焊缝中心区的平均晶粒尺寸分别为19 μm和20 μm。铌的添加使得焊缝晶粒明显细化,柱状晶和枝晶组织基本消失。对于铌质量分数为0.74%的焊缝,其熔合区与焊缝中心区的平均晶粒尺寸分别为8 μm和9 μm。晶粒细化主要是源于铝、铌析出相的异相形核以及铌溶质偏析引起的晶界分离和成分过冷。

强化相的溶解以及铝、镁、锌粗化相的析出使得焊缝成为焊接接头中软化最为严重的区域。添加铌后产生的晶粒细化作用可使焊缝的平均显微硬度略有提升。不含铌以及铌质量分数分别为0.74%和1.36%的焊缝试样的平均抗拉强度分别为325,334.5,328 MPa。对于铌的质量分别为0.74%的焊接接头,其断后延伸率相比未加铌的焊接接头增大了约71%。三种试样拉伸断口的微观形貌均主要以韧窝为主,并伴有明显的撕裂棱。