羅四維 楊 靜 朱德瓏 張 梅 楊弋濤 張恒華

(省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室、上海市鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)應(yīng)用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室和上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200072)

目前,汽車行業(yè)正在逐步推進(jìn)汽車輕量化設(shè)計(jì)的發(fā)展模式。而鋁合金由于其自身重量輕、比強(qiáng)度高、成形性好等優(yōu)勢，在汽車行業(yè)的應(yīng)用已經(jīng)越來越廣泛。在復(fù)雜的汽車構(gòu)件中免不了需要使用連接技術(shù)，由于焊接相對其他連接技術(shù)具有可以簡化結(jié)構(gòu)、提高效率等優(yōu)勢，因此鋁合金焊接得到高度關(guān)注。鋁合金由于其獨(dú)特的物理化學(xué)性能，在焊接中會遇到一系列的困難，如鋁合金的高導(dǎo)熱性、焊接容易產(chǎn)生氫氣孔、焊后易變形等，因此鋁合金的焊接問題正成為國內(nèi)外學(xué)者研究的熱點(diǎn)之一。

冷金屬過渡焊(CMT)的本質(zhì)屬于電弧焊，但由于其具有無焊渣飛濺、熱輸入較低等優(yōu)勢，在鋁合金的焊接中有著廣泛的應(yīng)用。高中華[1]對6 mm厚的2219- T87鋁合金試板進(jìn)行了交流CMT焊接試驗(yàn)，并針對其接頭薄弱部位進(jìn)行熔敷補(bǔ)強(qiáng)工藝研究，通過熔敷補(bǔ)工藝使得接頭抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均有明顯提高。Gungor等[2]使用CMT技術(shù)實(shí)現(xiàn)了6 mm厚的5083- H111與6082- T651異種鋁合金的焊接。劉強(qiáng)等[3]以6061鋁合金板材為母材進(jìn)行了CMT試驗(yàn)，結(jié)果表明，6061鋁合金經(jīng)CMT焊接后熱影響區(qū)寬度相對MIG焊較小，熱影響區(qū)的晶粒粗大，硬度最低，約為45 HV。郭云強(qiáng)等[4]分別研究了1060鋁合金與6082- T6鋁合金的CMT焊接最佳工藝參數(shù)，得到1060鋁合金的CMT焊接最佳工藝參數(shù)為焊接電流90 A，焊接速度110 cm/min，弧長修正系數(shù)0%；6082- T6鋁合金的CMT最佳工藝參數(shù)為焊接電流105 A，焊接速度110 cm/min，弧長修正系數(shù)0%。

盡管鋁合金的CMT焊接相關(guān)研究較多，但是對于6082鋁合金擠壓型材尤其是厚度小于3 mm的鋁合金薄板的研究較少[5- 6]。而在汽車副車架上，不可避免地需要使用到此類厚度的薄板焊接。本文基于此，使用CMT焊機(jī)對2.5 mm厚6082鋁合金進(jìn)行對接拼焊，以探究出合適的焊接工藝，并對焊接接頭的微觀組織與力學(xué)性能進(jìn)行了分析。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為2.5 mm厚的6082鋁合金擠壓型材，其化學(xué)成分如表1所示。采用冷金屬過渡焊(CMT)焊接工藝，焊接速度不變，采用了兩種不同的送絲速度，具體工藝如表2所示。送絲速度的不同其本質(zhì)是熱輸入的不同，實(shí)際是引入了不同的熱輸入作為研究對象，即公式：

E=UI/V

(1)

式中：E為線輸入，U為焊接電壓，I為焊接電流，V為焊接速度。由式(1)可知，在采用相同的焊速情況下，2號工藝的送絲速度更高，焊接時(shí)采用的電壓電流更大，相應(yīng)焊接功率也更大，熱輸入量也更高。

表1 6082鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 6082 aluminum alloy (mass fraction) %

表2 鋁合金薄板CMT對接拼焊工藝參數(shù)Table 2 Parameters of CMT butt welding process for aluminum alloy sheet

根據(jù)GB/T 228.1—2010，從焊后的板材切取拉伸試樣，以焊縫為中心，保留余高。拉伸試驗(yàn)在室溫下進(jìn)行。從焊板中心部位切取金相試樣，分別經(jīng)400～1 200號水砂紙水磨后，拋光，然后在10%的NaOH水溶液中腐蝕5～7 min，酒精清洗后吹干。在金相顯微鏡下對不同部位組織進(jìn)行對比觀察和分析。參照ISO 9015- 2：2003，采用MH- 3型顯微硬度計(jì)測試焊接接頭顯微硬度，試驗(yàn)力為100 g，保壓時(shí)間10 s，硬度測試點(diǎn)間隔為1 mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

圖1和圖2分別為1號與2號試樣焊接接頭不同區(qū)域的組織形貌，(a)、(b)、(c)、(d)依次為母材區(qū)、熱影響區(qū)、熔合線附近、焊縫中心的微觀形貌。母材區(qū)為經(jīng)過T6處理(固溶處理+人工時(shí)效)的顯微組織。由圖1(a)和圖2(a)可見，組織呈纖維狀，主要由ɑ- Al基體和沿軋制方向均勻分布的顆粒相組成，相關(guān)文獻(xiàn)表明[7]，強(qiáng)化相主要為Mg2Si。

從圖1(b)和圖2(b)中可以看出，熱影響區(qū)組織開始粗化，強(qiáng)化相也變粗。相關(guān)文獻(xiàn)表明，可將熱影響區(qū)分為固溶區(qū)與過時(shí)效區(qū)[8]。而根據(jù)Simar等[9]的研究結(jié)果，6082- T6鋁合金的焊接熱影響區(qū)的微觀組織主要與焊接熱循環(huán)導(dǎo)致第二相的溶解、析出有關(guān)?？拷酆暇€附近為β相溶解區(qū)，即固溶區(qū)，在較長的室溫放置過程中，固溶區(qū)會形成強(qiáng)化相富集的G.P.區(qū)，甚至析出少量第二相，相當(dāng)于一個(gè)自然時(shí)效過程，表現(xiàn)為硬度的“恢復(fù)”。距離熔合線較遠(yuǎn)的區(qū)域?yàn)棣孪辔龀鰠^(qū)，即過時(shí)效區(qū)域，過時(shí)效區(qū)發(fā)生強(qiáng)化相Mg2Si脫溶析出并聚集長大。此外，2號試樣由于更大的熱輸入，導(dǎo)致熱影響區(qū)的析出相較1號試樣更粗大。

圖1(d)和圖2(d)顯示，焊縫金屬相組成主要為ɑ- Al固溶體，還分布有一些低熔點(diǎn)共晶體。根據(jù)焊縫金屬凝固理論[10]，金屬凝固主要受溫度梯度(G)、結(jié)晶速度(R)和溶質(zhì)濃度(C0)影響。熔合區(qū)附近溫度梯度(G)大、結(jié)晶速度(R)小，成分過冷度降低，促進(jìn)焊縫金屬以柱狀晶生長，如圖1(c)和圖2(c)所示。隨著柱狀晶的長大，在結(jié)晶前沿液相中溶質(zhì)(Mg、Si、Mn等)濃度(C0)提高，成分過冷度增大，使得焊縫金屬結(jié)晶形態(tài)由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢顦渲?、樹枝晶。焊縫中心由于液相中的溶質(zhì)(Mg、Mn、Si等)濃度(C0)明顯提高、濃度梯度(G)明顯減小，導(dǎo)致焊縫晶粒形成等軸樹枝晶[11]。此外，越靠近焊縫中心，晶粒與析出相也越粗大，主要由于靠近焊縫中心的熱輸入最大，冷卻速度又最慢，導(dǎo)致凝固滯后，因此晶粒與析出相也更粗大。對比圖1(d)與圖2(d)，2號試樣由于熱輸入大，其晶粒和析出相更粗大，樹枝晶間距也比1號試樣的大。

2.2 拉伸試驗(yàn)

表3為1號和2號工藝試樣的拉伸試驗(yàn)結(jié)果與母材的對比。根據(jù)鋁及鋁合金焊接工藝評定標(biāo)準(zhǔn)ISO 15614- 2，焊接接頭的強(qiáng)度和母材的抗拉強(qiáng)度存在以下關(guān)系：

Rm(w)=Rm(pm)×T

(2)

式中：Rm(w)為焊后試樣的抗拉強(qiáng)度，Rm(pm)為母材抗拉強(qiáng)度的最低值，T為接頭強(qiáng)度系數(shù)。按照評定要求，接頭強(qiáng)度系數(shù)要達(dá)到0.6，即抗拉強(qiáng)度最低要達(dá)到180 MPa。由表3可知，兩種工藝都符合標(biāo)準(zhǔn)要求。拉伸結(jié)果顯示，1號和2號試樣的抗拉強(qiáng)度分別為236和239 MPa，差異不大；但斷后伸長率差異較大，主要是由于2號試樣的熱輸入較高導(dǎo)致的。圖3顯示了1號和2號試樣的拉伸斷裂位置，可知1號試樣斷裂在熱影響區(qū)靠近母材處，2號試樣斷裂于熱影響區(qū)靠近熔合線附近。

圖2 2號CMT焊接試樣(a)母材區(qū)、(b)熱影響區(qū)、(c)熔合區(qū)附近和(d)焊縫中心的組織形貌Fig.2 Morphologies of (a) base metal, (b) heat affected zone, (c) near the fusion zone and (d) weld center of sample No.2 welded by CMT method

表3 兩種工藝對接試樣拉伸結(jié)果與母材的對比Table 3 Comparison of tensile results between two butt joint samples and base metal

圖3 (a)1號和(b)2號試樣拉伸斷口位置Fig.3 Fracture positions of tensile samples (a) No.1 and (b) No.2

2.3 顯微硬度

圖4分別為1號和2號試樣焊接接頭從母材到焊縫中心的顯微硬度分布圖，對比可見兩者均在熱影響區(qū)與焊縫中心出現(xiàn)“軟化”區(qū)域。一方面，熱影響區(qū)的固溶區(qū)與過時(shí)效區(qū)的強(qiáng)度都低于時(shí)效強(qiáng)化后的母材強(qiáng)度，但是固溶區(qū)的強(qiáng)度可以通過自然時(shí)效或人工時(shí)效而得到一定的恢復(fù)，而過時(shí)效區(qū)則不會有變化，顯微硬度表現(xiàn)為“軟化”效應(yīng)；另一方面，由于焊接過程中，熔池的凝固總是先從熔合線附近凝固，焊縫中心由于熱輸入最大，冷卻速度又最小，因此總是最后凝固，導(dǎo)致了焊縫中心的組織較為粗大，且析出相Mg2Si也相應(yīng)地較為粗大，根據(jù)Hall- Patch公式，焊縫中心也表現(xiàn)為“軟化”。

對比圖3拉伸斷口位置與圖4顯微硬度分布可知，雖然焊縫處的強(qiáng)度和硬度較低，但由于熔融區(qū)有余高存在，導(dǎo)致相同力的作用下，熱影響區(qū)成為焊接接頭的“最薄弱的區(qū)域”[12]，這與1號試樣斷裂規(guī)律相符；另外，由于2號試樣的熱輸入與送絲速度較大，導(dǎo)致焊縫的余高較高，殘余應(yīng)力較大，因此在余高邊緣熔合線附近的應(yīng)力集中也較為明顯，使得這一部分的弱化效應(yīng)比熱影響區(qū)軟化嚴(yán)重，導(dǎo)致斷裂最終發(fā)生在熱影響區(qū)靠近熔合線區(qū)域。

圖4 (a)1號與(b)2號試樣顯微硬度分布曲線Fig.4 Micro- hardness profiles of the welded butt joints of sample (a) No.1 and (b) No.2

3 結(jié)論

(1)6082鋁合金薄板CMT對接拼焊，其焊縫中心到熔合線附近的組織依次為等軸樹枝晶、柱狀樹枝晶及柱狀晶。熱影響區(qū)受焊接熱循環(huán)的影響，導(dǎo)致Mg2Si析出相粗化，而母材區(qū)由于受焊接熱循環(huán)影響較小，組織變化不大。

(2)焊縫中心由于熱輸入處于峰值，且冷卻速度最慢，導(dǎo)致了此處的組織粗大，硬度下降。熱影響區(qū)由于受到焊接熱循環(huán)的熱量輸入，產(chǎn)生過時(shí)效，表現(xiàn)為顯微硬度分布在焊縫中心與熱影響區(qū)都出現(xiàn)“軟化”區(qū)域。

(3)1號和2號試樣兩種工藝焊接接頭的抗拉強(qiáng)度分別為239和236 MPa，約為母材的72%左右，斷后伸長率則差異較大，1號試樣優(yōu)于2號試樣。1號試樣斷裂在熱影響區(qū)，而2號試樣則在熔合區(qū)附近斷裂，這是由于2號試樣的熱輸入與送絲速度較大，焊縫的余高更高，在余高邊緣熔合線附近應(yīng)力集中，殘余應(yīng)力更大，因此斷裂在熔合線附近的熱影響區(qū)，導(dǎo)致斷后伸長率的顯著下降。