杜春平

(桂林航天工業(yè)學(xué)院 實(shí)踐教學(xué)部，廣西 桂林 541004)

Al-Zn-Mg合金屬于中高強(qiáng)可焊鋁合金，具有優(yōu)異的比強(qiáng)度、熱加工性及可焊性，是航空航天、高鐵動(dòng)車及車輛等領(lǐng)域的主要結(jié)構(gòu)材料[1-3]。然而，在焊接熱循環(huán)作用下，由于較大的熱輸入影響，該類合金在焊接過(guò)程中易出現(xiàn)焊接接頭軟化和耐蝕性較差等問(wèn)題，給應(yīng)用帶來(lái)諸多安全隱患。近年來(lái)，人們已經(jīng)做了大量的研究工作來(lái)認(rèn)識(shí)和提高Al-Zn-Mg合金的接頭性能。如，胡秀華等[4]研究了不同焊接形式對(duì)高強(qiáng)鋁合金焊接接頭組織與耐蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)機(jī)器人MIG焊有助于提高焊件耐蝕性。潘云等[5-6]對(duì)7003鋁合金進(jìn)行了TIG焊、FSW焊，發(fā)現(xiàn)合金焊接接頭力學(xué)性能與抗腐蝕性能均較基材有所下降，且TIG焊接頭較FSW焊接頭應(yīng)力腐蝕更為敏感。王宜達(dá)[7]研究了焊絲成分對(duì)接頭性能的影響，發(fā)現(xiàn)ER5356焊絲有利于提高7003鋁合金接頭抗應(yīng)力腐蝕性能。劉守法等[8-10]發(fā)現(xiàn)焊后熱處理能減少元素偏析有利于析出相均勻分布，進(jìn)而改善接頭力學(xué)性能和應(yīng)力腐蝕敏感性?？梢?jiàn)，應(yīng)力腐蝕是7003鋁合金焊件失效的主要原因。本文通過(guò)對(duì)Al-Zn-Mg鋁合金TIG焊接頭的組織和性能進(jìn)行研究，加深了TIG焊對(duì)鋁合金性能影響方面的認(rèn)識(shí)，有利于改善鋁合金焊接接頭的綜合性能，為后續(xù)研究創(chuàng)造條件。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料為6 mm厚Al-Zn-Mg合金擠壓件，熱處理狀態(tài)為T5。采用直徑為3.2 mm的ER5356焊絲在YC-500WX4HNE型焊機(jī)上沿垂直合金擠壓方向進(jìn)行鎢極氬弧焊(TIG)單面焊雙面成形試驗(yàn)，其焊接過(guò)程為：對(duì)試樣進(jìn)行機(jī)械刮削，清除樣品表面雜質(zhì)和氧化膜——點(diǎn)焊固定倆待焊試樣——TIG單面焊，即300 A焊接電流，24～30 V焊接電壓，260～300 mm/min焊接速率，15 L/min氬氣流量。母材及焊絲化學(xué)成分如表1所示。

表1 Al-Zn-Mg合金母材及焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

垂直焊接方向取樣，經(jīng)機(jī)械磨平拋光后，進(jìn)行電導(dǎo)率測(cè)試、硬度、室溫拉伸性能測(cè)試和慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)(SSRT)，試驗(yàn)數(shù)據(jù)取三個(gè)試樣的平均值。電導(dǎo)率和硬度測(cè)試設(shè)備分別為7501A 渦流導(dǎo)電儀和HV-50維氏硬度計(jì)。拉伸試樣按照國(guó)標(biāo)GB/T228—2002要求切取為75 mm×6 mm×2 mm的片狀，在Instron3369型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度為2 mm/min。慢應(yīng)變速率拉伸試樣按照國(guó)標(biāo)GB/T 1597.7—2000要求切取，在HLFS-50慢應(yīng)變速率應(yīng)力拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為2×10-3mm/min。腐蝕介質(zhì)為30 g/L NaCl+10 ml/L HCl溶液。

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭顯微組織

圖1為Al-Zn-Mg合金焊接接頭示意圖?？梢?jiàn)，焊縫兩側(cè)呈對(duì)稱組織形貌，且接頭由焊縫區(qū)、熔合區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)四個(gè)區(qū)域組成。焊接時(shí)，焊絲受熱熔化并快速冷卻，形成典型的鑄態(tài)組織特征。同時(shí)，在焊接熱作用下，與焊絲接觸母材也會(huì)與焊絲一同重熔。但由于熔池中心和表面的結(jié)晶條件不同，導(dǎo)致焊縫組織結(jié)構(gòu)存在一定差異，即焊縫中心為等軸晶粒、中間區(qū)域組織受散熱方向性主導(dǎo)而形成的柱狀晶粒和靠近母材附近區(qū)域因激冷或未熔粒子的非自發(fā)形核作用而形成細(xì)小的等軸晶?？拷酆蠀^(qū)的熱影響區(qū)因焊接熱循環(huán)的作用，產(chǎn)生了明顯的再結(jié)晶，而母材組織依然沿?cái)D壓方向保持著纖維狀。

圖2為Al-Zn-Mg合金焊接接頭顯微組織。由圖2(a)知，接頭焊縫區(qū)組織致密，晶粒呈明顯的等軸狀，且有少量結(jié)晶相沿晶分布或在晶內(nèi)析出。由圖2(b)知，熔合區(qū)組織均勻性差，靠近焊縫一側(cè)軸徑比較大，而靠近母材一側(cè)為細(xì)小的等軸晶；熱影響區(qū)呈明顯的再結(jié)晶組織，但晶粒大小不一。由圖2(c)知，母材區(qū)仍保持纖維狀組織。

圖2 Al-Zn-Mg合金焊接接頭顯微組織

圖3為Al-Zn-Mg合金焊接接頭TEM形貌。由圖3(a)知，母材區(qū)合金的晶內(nèi)析出相呈彌散分布，晶界析出相呈斷續(xù)分布。而由圖3(b)知，焊接接頭近焊縫熱影響區(qū)晶內(nèi)析出相仍呈彌散分布，但晶界上析出相尺寸小、密度大，局部區(qū)域呈現(xiàn)出鏈狀連續(xù)分布。這是因?yàn)?，Al-Zn-Mg合金經(jīng)TIG焊接后，近焊縫熱影響區(qū)可視為對(duì)母材進(jìn)行了固溶自然時(shí)效處理，使合金中的析出相重新固溶到基體中，在隨后的冷卻中有利于形成過(guò)飽和固溶體。因此，可認(rèn)為近焊縫熱影響區(qū)和母材區(qū)組織差異是由Al-Zn-Mg合金時(shí)效制度不同產(chǎn)生的。通常，Al-Zn-Mg合金時(shí)效過(guò)程中析出相析出順序?yàn)椋害?過(guò)飽和固溶體)→GP區(qū)→亞穩(wěn)相η′(MgZn2) →平衡相η(MgZn2)。故對(duì)近焊縫熱影響區(qū)而言，由于固溶冷卻時(shí)形成的過(guò)飽和固溶體中以Mg、Zn原子偏聚為主，從而促使部分GP區(qū)聚集長(zhǎng)大形成亞穩(wěn)定相η′，故接頭近焊縫側(cè)析出相以GP區(qū)和η′相為主。同時(shí)，由于晶界處缺陷的存在，有利于析出相優(yōu)先在晶界處形核，呈鏈狀連續(xù)分布。而對(duì)母材區(qū)而言，合金所受熱量增加，有利于η′向η轉(zhuǎn)變，故其時(shí)效析出相以η′和η相為主，晶界析出相以“大吃小”方式不斷吸收溶質(zhì)原子，逐漸粗化，并呈斷續(xù)分布。

圖3 7003合金基材及其焊接接頭晶界處的TEM形貌

2.2 焊接接頭力學(xué)性能

圖4為Al-Zn-Mg合金焊接接頭的硬度分布曲線。由圖可知，焊縫兩側(cè)硬度基本呈對(duì)稱分布。焊縫中心處硬度最低，約為65 HV，熔合區(qū)試樣硬度隨著與焊縫中心的增加呈上升趨勢(shì)，最大值約為92 HV。而熱影響區(qū)硬度較熔合區(qū)硬度呈先下降后增加趨勢(shì)，最后接近母材硬度，約為112 HV。

圖4 Al-Zn-Mg合金焊接接頭硬度分布曲線

表2為接頭室溫拉伸性能實(shí)驗(yàn)結(jié)果。由表可知，接頭抗拉強(qiáng)度較母材下降不明顯，約3.3%，接頭延伸率下降了14.0%，而接頭屈服強(qiáng)度為249.4 MPa，與基材相比約下降了24.7%。對(duì)拉伸試樣進(jìn)行宏觀分析，發(fā)現(xiàn)接頭斷裂位置主要在熔合線附近靠近基材一側(cè)。這主要是由于焊接過(guò)程相當(dāng)于對(duì)基材進(jìn)行了不同程度的熱處理，而斷裂位置可視為進(jìn)行了過(guò)時(shí)效處理，導(dǎo)致該區(qū)域晶界析出相粗大，接頭一旦受力，該區(qū)域?qū)⒆钕犬a(chǎn)生裂紋并擴(kuò)展，直至試樣斷裂。

表2 接頭拉伸性能

2.3 焊接接頭的電導(dǎo)率分布

圖5為Al-Zn-Mg合金焊接接頭的電導(dǎo)率分布曲線。由圖5可知，接頭電導(dǎo)率以焊縫為中心大致呈對(duì)稱分布。焊縫附近電導(dǎo)率最低，約為28.2 IACS%。從焊縫區(qū)逐步過(guò)渡到母材區(qū)，接頭電導(dǎo)率單調(diào)上升趨勢(shì)，至母材時(shí)電導(dǎo)率最高，約為36.6 IACS%。整個(gè)母材區(qū)電導(dǎo)率波動(dòng)較小。結(jié)合顯微組織分析知，接頭各區(qū)域組織存在明顯區(qū)別，定會(huì)導(dǎo)致接頭各區(qū)域電導(dǎo)率不同。

通常，通過(guò)電導(dǎo)率測(cè)試可間接反映7xxx系鋁合金耐蝕性能，即電導(dǎo)率越高，合金耐蝕性能越好，反之越差。值得注意的是，焊縫區(qū)受焊絲、母材、成形條件等因素作用，不能通過(guò)電導(dǎo)率來(lái)反映其耐蝕性問(wèn)題。王培吉等[11]對(duì)7003焊接接頭進(jìn)行了剝落腐蝕和電化學(xué)測(cè)試，認(rèn)為焊縫區(qū)合金成分屬于5xxx系鋁合金范疇，耐蝕性能最好。比較熱影響區(qū)和母材區(qū)組織后，可認(rèn)為接頭熱影響區(qū)相當(dāng)于對(duì)母材進(jìn)行了不同程度的熱處理。對(duì)于靠近焊縫一側(cè)而言，由于焊接熱作用大，可視為對(duì)母材進(jìn)行固溶淬火，形成大量過(guò)飽和固溶體，電導(dǎo)率較低；而靠近母材一側(cè)，焊接熱作用僅導(dǎo)致固態(tài)相變，促使時(shí)效析出相回溶長(zhǎng)大，電導(dǎo)率增加。由以上分析可以推斷出，接頭耐蝕性能好壞依次為焊縫區(qū)、母材區(qū)、熱影響區(qū)。

圖5 Al-Zn-Mg合金焊接接頭電導(dǎo)率分布

2.4 焊接接頭的應(yīng)力腐蝕性能

圖6為Al-Zn-Mg鋁合金焊接接頭在腐蝕介質(zhì)中的慢應(yīng)變速率拉伸曲線。從圖6中可以得出，合金母材在腐蝕環(huán)境中的抗拉強(qiáng)度明顯高于焊接接頭。合金母材在腐蝕環(huán)境中的抗拉強(qiáng)度為331.7 MPa，慢應(yīng)變速率拉伸應(yīng)力腐蝕斷裂時(shí)間為19.1 h，測(cè)得的延伸率為7.4%；而TIG焊后焊接接頭在腐蝕介質(zhì)中的抗拉強(qiáng)度僅為200.1 MPa，慢應(yīng)變速率拉伸應(yīng)力腐蝕斷裂時(shí)間為11.4 h，測(cè)得延伸率為3.9%，較基材分別下降了39.7%，40.3%和47.3%。

圖6 Al-Zn-Mg合金焊接接頭在腐蝕介質(zhì)中的慢應(yīng)變速率拉伸曲線

2.5 焊接接頭的斷口形貌

圖7為Al-Zn-Mg合金焊接前后室溫拉伸斷口SEM形貌。從圖7(a)可以看出，母材斷口處存在大量韌窩，大韌窩周圍不均勻分布著許多小韌窩，部分韌窩中有少量細(xì)小粒子存在，斷口呈現(xiàn)韌性斷裂特征。而焊后接頭斷口處韌窩形貌與基材較為接近，但韌窩更為淺一些，斷口也呈現(xiàn)韌性斷裂特征，如圖7(b)所示。

圖7 Al-Zn-Mg合金焊接前后室溫拉伸斷口SEM形貌

3 結(jié)論

(1)Al-Zn-Mg合金TIG焊焊接接頭由焊縫區(qū)、熔合區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)四個(gè)區(qū)域組成，存在明顯的組織差異。焊縫區(qū)為等軸狀晶粒，熔合區(qū)晶?？拷缚p一側(cè)軸徑比較大，而靠近母材一側(cè)較為細(xì)小，熱影響區(qū)呈明顯的再結(jié)晶組織，母材區(qū)仍保持纖維狀組織。

(2)焊接接頭硬度和電導(dǎo)率均以焊縫為中心，呈對(duì)稱分布。焊縫中心處硬度最低，約為65 HV。隨著與焊縫中心距離的增加，合金硬度呈先增加后下降再增加趨勢(shì)，至母材區(qū)硬度最高，約為112 HV。焊縫附近電導(dǎo)率最低，約為28.2 IACS%。從焊縫區(qū)逐步過(guò)渡到母材區(qū)，接頭電導(dǎo)率單調(diào)上升趨勢(shì)，至母材時(shí)電導(dǎo)率最高，約為36.6 IACS%。

(3)接頭近焊縫熱影響區(qū)室溫力學(xué)性能和抗應(yīng)力腐蝕性能均較母材區(qū)差。與母材相比，接頭室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別下降率3.3%、24.7%和14.0%，接頭在腐蝕介質(zhì)中的抗拉強(qiáng)度、斷裂時(shí)間和延伸率分別下降了39.7%，40.3%和47.3%。