1 引言

6082铝合金是一种可热处理强化的铝合金,具有优良的力学性能、耐腐蚀性以及焊接性,被广泛应用于轨道交通车体部位。Al-Mg-Si时效强化铝合金受到热影响时会产生一系列第二相的析出^[1-3]: (SSS)→(Mg+Si)聚集簇/GP(I)盘状/球状→β″/GP(II)针状→β'棒状→β盘状,其中SSS表示过饱和固溶体,GP表示偏聚区,β″相为Mg₅Si₆相,β'相为Mg₉Si₅相,β相为Mg₂Si相。通过特定的人工时效方法,可在T6态6082铝合金内部获得大量的强化相,其拉伸强度从205 MPa增大到330 MPa。在Al-Mg-Si铝合金的焊接过程中,热影响区(HAZ)内存在软化区域,受到特定温度的影响,热处理强化产生的第二相大量溶解,从而使得接头强度减小。软化区往往成为焊接接头最薄弱的区域,制约了铝合金焊接构件的推广应用^[4]。

本文基于激光填丝焊方法焊接了6082铝合金,用有限元模拟的方法确定了焊接接头附近热循环曲线,通过差示扫描量热法(DSC)分析了升温过程中母材(BM)的相变温度,通过对比母材和软化区的透射电镜(TEM)高分辨图像及衍射花样,确定了发生明显变化的第二相的种类,明确了接头热影响区的软化机理。同时,通过调整焊接工艺参数,实现了对热影响区局部深度软化现象的抑制。

2 试验方法

采用3 mm厚的固溶+时效强化6082-T6铝合金作为母材,其抗拉强度为335 MPa,6082-T6铝合金的化学成分见表1,其金相组织形貌如图1所示。采用直径为1.2 mm的ER4047焊丝进行焊接,其化学成分见表2。采用德国IPG公司生产的YLR-5000型光纤激光器进行焊接试验,最大输出功率为5000 W;配合德国KUKA公司生产的KR16-2型六轴机器人,定位精度为0.1 mm;采用奥地利FRONIUS公司生产的KD4010型送丝机进行送丝。

图 1. 6082-T6铝合金的金相组织形貌

Fig. 1. Metallographic morphology of 6082-T6 aluminum alloy

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试验板材的尺寸为250 mm×50 mm×3 mm,焊接方向垂直于轧制方向。焊前采用质量分数为10%的氢氧化钠溶液清洗油污及氧化膜,将板材放在烘箱内烘干待用。焊接试验的送丝速度为350 cm·min^-1,离焦量为0。采用双面氩气保护,正、背面保护气流量分别为15 L·min^-1和10 L·min^-1。焊接完成后,从焊缝中心向两端分别切出20 mm试样用于微观组织的观察,试样经研磨抛光后,用凯勒试剂进行腐蚀。利用日本OLYMPUS公司生产的GX71型光学显微镜观察试样的组织形貌。采用美国INSTRON公司生产的5569型拉伸试验系统测定试样的拉伸性能,拉伸速度为2 mm·min^-1。采用美国FEI公司生产的Quanta 200FEG型扫描电子显微镜对拉伸断口进行观察。利用硬度计测试接头的显微硬度,载荷为100 g,保压时间为10 s。采用德国耐驰公司生产的STA449F3 TG/DSC同步热分析仪分析母材从室温到600 ℃升温过程中的相变情况。

3 焊接接头微观组织及性能

3.1 焊接接头的形貌

不同工艺参数下焊接接头的宏观形貌如图2所示。可以看出,当激光功率P为3000 W,焊接速度v为0.72 m·min^-1时,激光的熔透方式为匙孔穿透型焊接,焊缝呈典型的上下等宽的“矩形”形状,焊缝正、背面宽度分别为7.1 mm和6.5 mm。在远离焊缝的热影响区,均匀分散着深腐蚀的痕迹。深腐蚀痕迹位置为图2(a)所示红色标识区“1”处,远端距焊缝中心7.5 mm,近端距焊缝中心5.4 mm。

分别使用电解抛光和阳极覆膜的方式处理焊接接头热影响区和母材,在高倍显微镜下观察到的形貌如图3所示。可以看出,热影响区的晶粒尺寸与母材相比没有变化,晶粒的形态也都呈单一方向狭长的轧制态。分布着的黑色腐蚀坑是第二相所在位置被优先过度腐蚀产生的,但是,热影响区中绝大部分晶粒的腐蚀程度更深,相邻晶粒之间的腐蚀状态沿着晶界呈现出不同的状态。

同时,从图2可以看出,当焊接速度增大后,激光的熔透方式逐渐由匙孔穿透型焊接变为匙孔未穿透型焊接,焊缝的形状逐渐过渡为“丁”字形状,焊缝的正、背面宽度也分别减小为3.9 mm和2.0 mm。当激光功率为4250 W,焊接速度为2.7 m·min^-1时,热影响区中的深腐蚀痕迹逐渐消失,如图3(b)所示,热影响区的腐蚀程度几乎与母材一致。

图 2. 不同工艺参数下焊接接头的宏观形貌。(a) v=0.72 m·min-1,P=3000 W; (b) v=1.5 m·min-1,P=3250 W;(c) v=2.1 m·min-1,P=3750 W;(d) v=2.7 m·min-1,P=4250 W

Fig. 2. Macroscopic morphologies of welding joints under different process parameters. (a) v=0.72 m·min-1, P=3000 W; (b) v=1.5 m·min-1, P=3250 W; (c) v=2.1 m·min-1, P=3750 W; (d) v=2.7 m·min-1, P=4250 W

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图 3. 焊接接头形貌。(a) P=3000 W,v=0.72 m·min-1,HAZ;(b) P=4250 W,v=2.7 m·min-1,HAZ;(c) BM

Fig. 3. Morphologies of welding joints. (a) P=3000 W, v=0.72 m·min-1, HAZ; (b) P=4250 W, v=2.7 m·min-1, HAZ; (c) BM

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图 4. 不同工艺参数下焊接接头的显微硬度。(a) P=3000 W,v=0.72 m·min-1;(b) P=4250 W,v=2.7 m·min-1

Fig. 4. Micro-hardness of welding joints under different process parameters. (a) P=3000 W, v=0.72 m·min-1; (b) P=4250 W, v=2.7 m·min-1

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3.2 焊接接头的力学性能分析

不同工艺参数下焊接接头的显微硬度如图4所示。可以看出,母材为硬度最大区域,达到110 HV,焊缝的热影响区都有一定程度软化,热影响区的平均硬度显著大于焊缝熔合区(FZ)的。当焊接速度较小时,如图4(a)所示,距焊缝中心5.0~8.0 mm区间的硬度平均值小于其他位置的,该区域硬度平均值为70 HV,达到甚至略小于焊缝区域的硬度,称之为热影响区的局部“深度软化”现象。结合图2(a)可知,该深度软化区与深腐蚀区重合。从图4(b)可知,增大焊接速度可以显著抑制热影响区的深度软化效应,且热影响区的硬度平均值大于82 HV。

不同工艺参数下焊接接头的拉伸曲线如图5所示。可以看出,焊接接头断裂发生于热影响区或焊缝。低焊速条件下焊接接头的抗拉强度为228.8 MPa,延伸率为8.7%,断裂发生于热影响区;高焊速条件下焊接接头的抗拉强度增大至249.3 MPa,延伸率为8.1%,断裂发生于焊缝。因此,低焊速条件下焊接接头的延伸率增大,抗拉强度减小,断裂发生于热影响区,断口处有明显颈缩现象;高焊速可以显著抑制热影响区的深度软化现象,增大了焊接接头的拉伸强度。

3.3 焊接接头的强化相分析

升温速度分别为10 K·min^-1和20 K·min^-1的6082合金DSC曲线如图6、7所示。对比图6、7可知,从100 ℃开始,两条曲线分别在200 ℃附近(a下降台阶)、300~400 ℃(b下降台阶)和500~570 ℃(c下降台阶)经历了三次台阶变化,分别对应

图 5. 不同工艺参数下焊接接头的拉伸曲线。(a) P=3000 W,v=0.72 m·min-1;(b) P=4250 W,v=2.7 m·min-1

Fig. 5. Stress-strain curves of welding joints under different process parameters. (a) P=3000 W, v=0.72 m·min-1; (b) P=4250 W, v=2.7 m·min-1

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图 6. 升温速度10 K·min-1下6082铝合金DSC曲线

Fig. 6. DSC curve of 6082 Al alloy at heating rate of 10 K·min-1

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图 7. 升温速度20 K·min-1下6082铝合金DSC曲线

Fig. 7. DSC curve of 6082 Al alloy at heating rate of 20 K·min-1

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着合金中β″相、β'相和β相的析出^[1-2]。位于d处和e处的吸热峰对应β″相、β'相和β相的溶解。由图7可知,d处吸热峰产生的温度在430 ℃左右,而d处吸热峰的温度对应β″相和β'相的溶解,这会直接导致所在区域的强度和硬度减小。

不同工艺参数下焊接热循环模拟曲线如图8所示。从图8(a)可以看出,距离焊缝中心5.2~8 mm的区域正是图4(a)中的深度软化区,其峰值温度为450~560 ℃,同时,此温度区间对应于图6、7中d处吸热峰的产生;其中,距焊缝中心8 mm处的热循环曲线表明,其温度在高于430 ℃的停留时间大于2.5 s。

图 8. 不同工艺参数下焊接热循环模拟曲线。(a) P=3000 W,v=0.72 m·min-1;(b) P=4250 W,v=2.7 m·min-1

Fig. 8. Welding thermal cycle curves under different process parameters. (a) P=3000 W, v=0.72 m·min-1; (b) P=4250 W, v=2.7 m·min-1

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母材的形貌如图9所示。从图9(a)可以看出,母材中存在大量的针状第二相,其宽度为1 nm,长度约为10 nm,即为β″相的典型形貌^[5]。结合图9(b)可知,因为β″相与Al合金基体具有弹性畸变的完全共格结构,在Al [011]方向上的衍射斑点与Al基体是完全重合的^[6],所以在铝合金中观察β″相;在衍射花样图中不能直观地观察到β″相的衍射斑点,但β″相的存在使得Al基体的原子点阵发生了变形,从而在衍射中拉长了斑点,在衍射花样中心出现了衍射光线,这种无明确衍射斑点,但衍射斑点附近有衍射线是Al [001]方向上β″相的典型特征。由此可以确定,高分辨图中的针状相为β″相。当激光功率为3000 W,焊接速度为0.72 m·min^-1时,焊接接头软化区的形貌如图10所示。可以看出,焊接接头软化区中的针状β″相基本消失,衍射花样中也观察不到由Al基体原子点阵变形导致的衍射线。

图 9. 母材形貌。(a) TEM高分辨图;(b)衍射花样图

Fig. 9. Morphology of BM. (a) High-resolution TEM; (b) diffraction pattern

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图 10. 焊接接头软化区形貌。(a) TEM高分辨图;(b)衍射花样图

Fig. 10. Morphology of softening area of welding joint. (a) High-resolution TEM; (b) diffraction pattern

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4 试验分析与讨论

通过数值模拟分析可知,当激光功率为3000 W,焊接速度为0.012 m·s^-1时,焊缝热影响区软化区的峰值温度大于450 ℃,其所在温度区间涵盖了DSC曲线中d处吸热峰,并且主要发生了β″相和β'相的溶解。Al-Mg-Si铝合金最主要的强化亚稳相为β″相,在大量β″相生成时,材料的硬度达到最大值,之后生成的β'相不具有显著的强化效用^[7],β″相与Al基体具有完全共格的结构。因此,热影响区的软化主要是由焊接热作用下母材中的β″相溶解产生的。β″相的溶解使得Mg元素从Al基体共格结构中脱溶出来,均匀分布于晶粒中;其化学电极电位比Al更低,在各种腐蚀条件下被优先腐蚀,从而在焊缝的软化区可以看到有大量深腐蚀痕迹存在。

当焊接速度增大至2.7 m·min^-1后,焊接接头的热循环曲线发生了明显改变,如图8(b)所示,焊接的热影响区减小,430 ℃以上的停留时间小于0.2 s,这意味着β″相的溶解减少。增大焊接速度显著抑制了热影响区的深度软化效应,接头拉伸断裂发生于焊缝,拉伸强度增大至249.3 MPa。

5 结论

采用激光填丝焊方法焊接了6082铝合金,研究了焊接接头热影响区的软化问题,得到以下结论。

1)受到焊接热循环的影响,母材中的β″相溶解,引起接头的热影响区软化,其溶解温度为430~560 ℃。

2)低焊速条件下热影响区的软化使接头的强度减小到229 MPa,平均硬度值为70 HV,热影响区的软化区是整个接头最薄弱的区域,拉伸断裂发生于热影响区。

3)增大焊接速度可以显著减小热影响区的宽度以及高温停留时间,热影响区的平均硬度值大于82 HV,接头的抗拉强度增大至249 MPa,接头拉伸断裂发生于焊缝。