信 凱，邢艷雙，張 浩，何長(zhǎng)樹(shù) (1．東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽(yáng) 110819；2．東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)

實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819；3.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司，山東 青島 266111)

鋁合金因具有優(yōu)良的耐蝕性和較高的比強(qiáng)度，被廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶以及軌道交通等領(lǐng)域[1]。焊接技術(shù)是制造鋁合金構(gòu)件的主要加工方法，其中熔化極惰性氣體保護(hù)焊(MIG)是鋁合金焊接結(jié)構(gòu)生產(chǎn)制造領(lǐng)域中應(yīng)用最廣泛的焊接技術(shù)。然而，鋁合金MIG焊仍存在一些難題，如氣孔、結(jié)晶裂紋及液化裂紋等焊接缺陷的控制與預(yù)防[2-3]。例如：選用合適的配用焊絲或調(diào)整焊接工藝可降低焊縫金屬結(jié)晶裂紋傾向性，但是對(duì)于出現(xiàn)在部分熔化區(qū)(PMZ)的晶界液化與液化裂紋仍然缺乏深刻認(rèn)識(shí)。鋁合金焊接接頭液化裂紋的控制與防止對(duì)策是一個(gè)復(fù)雜的難題[4-7]。焊接過(guò)程中，由于PMZ中的晶界產(chǎn)生液相，PMZ被弱化，當(dāng)焊縫金屬凝固收縮時(shí)極易導(dǎo)致被弱化了的PMZ中出現(xiàn)液化裂紋。因此晶界液化是導(dǎo)致PMZ產(chǎn)生液化裂紋的關(guān)鍵內(nèi)因。

影響晶界液化的組織因素主要包括晶界附近第二相粒子特征、元素偏析以及晶粒尺寸等[8]。近年來(lái)有學(xué)者對(duì)鋁合金、鎂合金及鎳合金熔焊接頭中PMZ發(fā)生的晶界液化現(xiàn)象開(kāi)展了相關(guān)研究。Huang[9-13]等人發(fā)現(xiàn)鋁合金焊接接頭PMZ晶界液化的產(chǎn)生與晶界上低熔點(diǎn)共晶組織的數(shù)量有關(guān)。Li等人對(duì)K465鎳基合金焊接接頭的晶界液化機(jī)制進(jìn)行研究時(shí)發(fā)現(xiàn)，在焊接過(guò)程中溫度的迅速升高使γ′相并不能完全溶解，導(dǎo)致殘余的γ′相與周圍的基體滿足共晶反應(yīng)條件，從而當(dāng)焊接溫度達(dá)到共晶溫度以上時(shí)發(fā)生共晶反應(yīng)，就會(huì)產(chǎn)生液相[14]。Stern和Munitz對(duì)鎂合金焊接接頭中的PMZ進(jìn)行研究時(shí)發(fā)現(xiàn)，PMZ晶界上低熔點(diǎn)共晶組織的熔化使晶界成為熔融金屬?gòu)娜鄢貪B透到PMZ的通道，導(dǎo)致熔池中大量液相回填，從而避免了液化裂紋的產(chǎn)生[15]。Rao等人研究發(fā)現(xiàn)T4狀態(tài)下的6061鋁合金PMZ液化裂紋敏感性比T6狀態(tài)下的低[16],這是因?yàn)楹盖癟4狀態(tài)晶界上Mg2Si相數(shù)量較少，導(dǎo)致焊接過(guò)程中晶界液化程度較低，因此降低了液化裂紋敏感性。

母材晶粒尺寸越粗大，PMZ產(chǎn)生晶界液化裂紋的傾向性就越高。近期有學(xué)者采用攪拌摩擦加工(FSP)手段對(duì)母材進(jìn)行焊前預(yù)處理，通過(guò)細(xì)化焊前母材組織的方法降低焊接過(guò)程中PMZ的晶界液化程度并且抑制液化裂紋的產(chǎn)生[17-20]。鎳基合金在熔焊過(guò)程中的液化裂紋敏感性較高，Mousavizade等人利用FSP方法對(duì)鎳基合金母材進(jìn)行改性，熔焊后發(fā)現(xiàn)其PMZ液化裂紋敏感性降低[17]。Jiryaei等人則發(fā)現(xiàn)FSP預(yù)處理技術(shù)在抑制鎂合金TIG焊接接頭液化裂紋中起到了積極的作用[20]。研究表明，F(xiàn)SP可以將鎂合金母材的局部組織細(xì)化，這種組織具有較低的液化裂紋敏感性。本課題組針對(duì)7N01鋁合金搭接焊角焊縫焊后在上板出現(xiàn)的PMZ液化裂紋問(wèn)題，在焊前采用FSP方法對(duì)上板端面待焊位置進(jìn)行了預(yù)處理，細(xì)化了組織，從而消除了焊后液化裂紋，基于該技術(shù)申請(qǐng)的發(fā)明專利已獲得授權(quán)[18]。

本研究以現(xiàn)場(chǎng)MIG焊接的6005A-5083鋁合金構(gòu)件的焊接接頭作為研究對(duì)象，該焊接構(gòu)件由6005A擠壓型材與5083板材通過(guò)MIG拼焊的方法拼接而成。6005A鋁合金型材的焊接坡口是擠壓成形的(如圖1所示)。6005A鋁合金屬于Al-Mg-Si-Cu中強(qiáng)鋁合金，具有良好的擠壓性能和焊接性能，在軌道車輛制造中的應(yīng)用越來(lái)越廣泛[21-24]。Huang和Kou等人研究表明[25]，對(duì)于晶界上存在富Si相粒子的Al-Mg-Si系合金，焊接過(guò)程中以下兩類共晶反應(yīng)是PMZ發(fā)生晶界液化的主要機(jī)制，即α+Si→L(577 ℃)及α+Mg2Si+Si→L(555 ℃)。

圖1 6005A鋁合金擠壓型材示意圖Fig.1 Schematic diagrams of 6005A aluminum alloy extruded profile

一般的擠壓型材表層極易產(chǎn)生粗晶層，粗晶層的形成是擠壓工藝、后續(xù)熱處理工藝等多種因素作用的結(jié)果[26-28]。有研究表明粗晶層不僅會(huì)降低型材抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，還會(huì)使疲勞性能下降[29]。

特別是焊接存在粗晶層的母材時(shí)，其PMZ的晶界液化程度勢(shì)必加劇進(jìn)而導(dǎo)致液化裂紋的產(chǎn)生[30]。值得強(qiáng)調(diào)的是，母材待焊位置的粗晶組織對(duì)接頭PMZ晶界液化行為的影響往往容易被忽略，相關(guān)研究也鮮見(jiàn)報(bào)道，因此本課題擬對(duì)此開(kāi)展重點(diǎn)研究。5083鋁合金為Al-Mg系鋁合金，含有少量的Mn以及微量Fe元素，常采用軋制成形。富Mg和富Fe相是5083鋁合金中主要的金屬間化合物。富Mg相主要有β(Al3Mg2)相[31]，合金中富Fe相則主要有AlFeMnSi結(jié)晶相以及細(xì)小彌散的Al6(Mn,Fe)相[32]。

本研究對(duì)現(xiàn)場(chǎng)MIG焊接的6005A-5083鋁合金焊接構(gòu)件進(jìn)行取樣分析，重點(diǎn)研究母材坡口(特別是6005A鋁合金型材擠壓成形的坡口)原始微觀組織對(duì)焊接接頭PMZ晶界液化行為的影響，旨在深刻認(rèn)識(shí)PMZ的晶界液化行為，為優(yōu)化焊接工藝，建立有效的液化裂紋防控策略提供理論與試驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

表1為6005A-5083鋁合金焊接構(gòu)件的MIG焊接工藝參數(shù)，焊接時(shí)采用兩層兩道焊接工藝，其中第二道焊縫采用擺動(dòng)方式焊接。6005A鋁合金型材的焊接坡口是擠壓成形坡口，5083鋁合金板材的焊接坡口是機(jī)加工成形坡口。填充金屬為直徑1.6 mm的ER5356焊絲。表2為母材和焊絲的標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)成分。

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding process parameters

表2 母材及焊絲的化學(xué)成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Chemical composition list of the base metals and the welding wire(wt/%)

本研究采用兩種不同的觀察面表征焊接接頭的PMZ的微觀組織。觀察面分別為垂直于焊接方向的橫截面和平行于焊接方向的特殊平面(參見(jiàn)圖2a)。圖2b所示的6005A鋁合金側(cè)A1觀察面為與PMZ相交且平行于原始坡口表面的平面。圖2c所示的5083鋁合金側(cè)A2觀察面為與PMZ相交且平行于5083鋁合金板材的RD-ND面的平面。試樣的6005A鋁合金側(cè)部分采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%NaOH的溶液在45 ℃條件下腐蝕120 s，試樣的5083鋁合金側(cè)部分采用keller試劑(2 mL HF+3 mL HCL+5 mL HNO3+190 mL H2O)腐蝕30 s。利用OLYMPUS DSX100光學(xué)顯微鏡對(duì)焊接接頭的宏觀形貌進(jìn)行觀察，OLYMPUS BX53M光學(xué)顯微鏡觀察其微觀組織特征。

圖2 焊接接頭試樣的觀察面示意圖Fig.2 Optical observation sections of the joint samples

為觀察晶粒特征，利用74%H2O+24%無(wú)水乙醇+1%HF+1%HBF4腐蝕液對(duì)樣品進(jìn)行陽(yáng)極覆膜，電流為0.3 A～0.4 A，電壓為25 V，時(shí)間為150 s。采用OLYMPUS BX53M光學(xué)顯微鏡觀察其偏振光金相組織。按照GB/T 6394-2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》利用截距法測(cè)定其平均晶粒尺寸。利用掃描電子顯微鏡(SEM, ZEISS Gemini SEM 300)觀察焊接接頭橫截面部分熔化區(qū)晶界液相形貌，并對(duì)主要合金元素進(jìn)行EDS能譜分析，利用Image-pro plus軟件統(tǒng)計(jì)第二相的平均尺寸。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 焊接接頭PMZ宏、微觀組織特征

圖3a為焊接接頭橫截面的宏觀形貌。圖3b為6005A鋁合金側(cè)部分熔化區(qū)的偏振光金相組織。將焊接接頭6005A側(cè)的PMZ分為兩個(gè)區(qū)，即PMZⅠ區(qū)和PMZⅡ區(qū)，分別對(duì)應(yīng)焊道1和焊道2。根據(jù)焊縫金屬的輪廓可推知焊道1的稀釋率小于焊道2的稀釋率。

圖3 焊接接頭宏、微觀金相組織Fig.3 Macro and micro metallography of the welded joint

另外，在PMZⅠ區(qū)觀察到了沿原始坡口角度分布的粗晶組織，這些粗晶組織表現(xiàn)出其晶粒長(zhǎng)軸方向平行于坡口表面的特征。在PMZⅡ區(qū)近焊縫表層位置觀察到了粗晶組織，PMZⅡ區(qū)其他位置均為明顯的等軸細(xì)晶組織。由表1的焊接工藝參數(shù)可知，在其他焊接參數(shù)相同情況下，采用擺動(dòng)焊接方式的焊道2比焊道1的焊接熱輸入高，可以推測(cè)，在6005A鋁合金側(cè)PMZ區(qū)觀察到的粗晶組織并非來(lái)源于焊接熱循環(huán)作用下發(fā)生的晶粒長(zhǎng)大，極有可能與母材坡口的原始晶粒特征相關(guān)。

圖4為光學(xué)顯微鏡下焊接接頭橫截面6005A鋁合金側(cè)微觀組織的觀察結(jié)果。在PMZ粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)都觀察到了晶界液化特征。圖4b為PMZⅡ區(qū)上部粗晶區(qū)微觀組織特征，晶界液相寬度較寬，并且液相從熔合線沿晶界向PMZ內(nèi)部滲透。圖4c中PMZ晶粒為等軸細(xì)晶組織，可觀察到晶界液相在晶粒之間形成了明顯連通的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，越靠近焊縫金屬，晶界液化特征越明顯。圖4d為在PMZⅡ區(qū)觀察到的粗晶區(qū)與細(xì)晶區(qū)交界處微觀組織，可以觀察到晶界液相沿著分隔粗晶區(qū)與細(xì)晶區(qū)的晶界向PMZ內(nèi)部滲透的特征。圖4f為PMZⅠ區(qū)低倍觀察結(jié)果，粗晶區(qū)靠近焊縫金屬的晶界表現(xiàn)出明顯的晶界液化特征。另外，與細(xì)晶區(qū)相比，粗晶區(qū)觀察到的晶界液化特征更明顯，且向PMZ內(nèi)部滲透距離更長(zhǎng)。

圖4 焊接接頭6005A鋁合金側(cè)PMZ微觀組織特征Fig.4 Microstructure characteristics of PMZ at 6005A aluminum alloy side of the welded joint

圖5為光學(xué)顯微鏡下焊接接頭6005A鋁合金側(cè)A1觀察面(交于PMZ且平行于坡口平面)的宏、微觀組織特征。在圖5b、c、f中可觀察到PMZⅡ區(qū)上部粗晶區(qū)晶界被液相完全潤(rùn)濕，其中圖5c、f是粗晶區(qū)中同一條晶界不同位置表現(xiàn)出的不同的晶界液化特征，這應(yīng)該與晶界面在不同位置的空間取向變化有關(guān)。圖5e、g、h為PMZⅡ區(qū)中部等軸細(xì)晶區(qū)的微觀組織特征，可見(jiàn)，該位置特征與橫截面觀察到的等軸細(xì)晶區(qū)的晶界液化特征一致，越靠近熔池其晶界液化特征越明顯。

圖5 焊接接頭6005A鋁合金側(cè)A1觀察截面上的宏、微觀組織特征Fig.5 Macro and microstructure characteristics observed on the section A1 at 6005A Al alloy side of the welded joint

光學(xué)顯微鏡下焊接接頭橫截面5083鋁合金側(cè)PMZ的微觀組織特征如圖6所示。圖中白色虛線給出了PMZ的范圍。PMZ中的近縫區(qū)域?yàn)槲椿旌蠀^(qū)，與之相鄰的區(qū)域?yàn)榘肴刍瘏^(qū)。未混合區(qū)內(nèi)鋁基體已完全熔化，但還能觀察到殘留的黑色的粗大第二相(后續(xù)EDS研究表明其為AlFeMnSi相)。半熔化區(qū)中的晶粒呈纖維狀，晶粒的長(zhǎng)軸方向平行于TD方向。沿纖維狀晶粒的長(zhǎng)軸邊界觀察到了晶界液化特征，且越靠近熔池晶界液化特征越明顯。圖7為焊接接頭5083鋁合金側(cè)A2觀察面(交于PMZ且平行于RD-ND面)的宏、微觀組織特征。該觀察面上晶粒的長(zhǎng)軸與軋制方向平行，并且液相沿晶粒長(zhǎng)軸邊界分布。

圖6 焊接接頭5083鋁合金側(cè)PMZ微觀組織特征Fig.6 Microstructure characteristics of PMZ at 5083 Al alloy side of the welded joint

圖7 焊接接頭5083鋁合金側(cè)A2觀察面上的宏、微觀組織特征Fig.7 Macro and microstructure characteristics observed on the section A2 5083 Al alloy side of the welded joint

2.2 焊接接頭PMZ的SEM形貌與合金元素分布

PMZ的粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)的SEM形貌觀察和EDS微區(qū)元素面掃描結(jié)果如圖8所示。在圖8a、b、c中均觀察到了分布在晶界和晶內(nèi)的白色塊狀結(jié)晶相，經(jīng)EDS成分分析可知為AlFeMnSi結(jié)晶相。圖8a為圖4b中A區(qū)域的晶界液化特征，熔池中液相沿晶界向PMZ內(nèi)部滲透趨勢(shì)較為明顯。

圖8b為圖4b中B區(qū)域晶界液化的SEM觀察結(jié)果，面掃描結(jié)果表明Mg元素在PMZ晶界上存在明顯偏析，同時(shí)在細(xì)晶區(qū)晶界觀察到了微量的Si元素偏析。圖8c所示為圖4e中C區(qū)域的晶界液化特征，交界處晶界觀察到了明顯的Mg與Si元素的偏析，并且越靠近粗晶區(qū)偏析越明顯。圖8c中A位置為靠近熔池的細(xì)晶區(qū)，可觀察到晶界上Mg元素的偏析，而在遠(yuǎn)離熔池的B位置晶界上Si元素偏析較為明顯。

圖8d為焊接接頭橫截面5083鋁合金側(cè)部分熔化區(qū)SEM觀察與主要合金元素分布結(jié)果(觀察位置如右下角圖中黑色線框所示)。從主要合金元素的分布中可觀察到晶界處主要存在Mg元素的偏析，并且越靠近熔池，Mg元素含量越高。

圖8 焊接接頭部分熔化區(qū)SEM形貌與主要合金元素分布Fig.8 SEM morphologies and distribution of main alloying elements in the PMZ of the weld joints

2.3 母材宏、微觀組織特征

圖9為6005A鋁合金擠壓型材坡口橫截面的宏、微觀組織觀察結(jié)果。體式顯微鏡下可以觀察到腐蝕后型材坡口出現(xiàn)襯度不同的兩種區(qū)域(圖9a)；利用偏振光顯微鏡對(duì)陽(yáng)極覆膜后的擠壓成形坡口的橫截面進(jìn)行觀察，可見(jiàn)坡口表層全部為粗晶組織(如圖9b所示)，粗晶層的厚度范圍為1 000 μm～3000 μm，擠壓成形坡口上圓角處的粗晶層最厚，達(dá)3 000 μm。坡口表層粗晶層可分為極表層粗晶層(厚度約為600 μm)與亞表層粗晶層(厚度范圍為600 μm～2 400 μm)。亞表層粗晶晶粒尺寸最大(晶粒長(zhǎng)軸平均長(zhǎng)度約為2 400 μm，短軸平均長(zhǎng)度約為600 μm)，沿坡口方向晶粒呈拉長(zhǎng)特征。極表層晶粒尺寸相對(duì)較小(平均晶粒尺寸約為300 μm)，部分晶粒呈等軸晶特征。

鄰近粗晶層的母材晶粒在該截面上呈細(xì)小的等軸狀特征(圖9c)，平均晶粒尺寸約為16 μm。擠壓型材上表面的粗晶組織厚度約為200 μm(圖9b)。

圖9 6005A鋁合金型材擠壓成形焊接坡口橫截面的宏、微觀組織Fig.9 Cross section macro and micro structures of the welding groove of 6005A profile formed by extrusion

圖10為平行于坡口表面的觀察面上坡口的極表層和亞表層偏振光微觀組織，其中B1觀察面交于極表層且平行于坡口面，B2觀察面交于亞表層且平行于坡口面(圖10a)?？梢?jiàn)在B1與B2觀察面上，極表層與亞表層的晶粒呈等軸狀，B1觀察面上的晶粒平均尺寸約為231 μm，B2觀察面上的晶粒平均尺寸約為938 μm。

圖10 6005A鋁合金型材坡口極表層及亞表層偏振光金相組織Fig.10 Polarized light metallography structures of the top surface and subsurface of the welding groove of 6005A Al alloy profile

結(jié)合兩種觀察面(橫截面和平行于坡口表面的平面)的晶粒形貌觀察結(jié)果可知，極表層晶粒和亞表層晶粒在三維空間分別呈等軸狀和餅狀，在橫截面上，亞表層晶粒的長(zhǎng)軸方向與坡口方向平行。

圖11為6005A鋁合金型材坡口橫截面上圓角位置的SEM觀察及EDS成分分析結(jié)果，其中圖11a、b、c分別對(duì)應(yīng)圖9b中A位置、B位置和C位置。由圖11可見(jiàn)，在粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)均觀察到了沿晶分布的白色棒狀相(尺寸為0.5 μm～1 μm)以及無(wú)規(guī)則分布的少量灰色塊狀相(尺寸為2 μm～5 μm)。其中，粗晶區(qū)晶界上的白色棒狀相數(shù)量少，分布離散(圖11a)，細(xì)晶區(qū)晶界上的白色棒狀相數(shù)量多且密集(圖11b、c)。一般情況下，對(duì)于Al-Mg-Si-Cu系合金，其晶內(nèi)析出序列一般為：α過(guò)飽和固溶體→球狀GP區(qū)(共格)→針狀β″(共格)→條狀β′(半共格)→條狀β-Mg2Si平衡相(非共格)；晶界作為短路擴(kuò)散通道，其析出序列則為α過(guò)飽和固溶體→非共格β平衡相[33-34]。本研究中的6005A鋁合金型材的熱處理狀態(tài)為T6態(tài)，因此，可以判斷，晶界上觀察到的白色棒狀相為Mg2Si相。另外，根據(jù)EDS成分分析結(jié)果，判定塊狀相粒子為AlFeMnSiCr結(jié)晶相。

圖11 6005A鋁合金型材坡口上圓角處的SEM觀察結(jié)果Fig.11 SEM results of micro-area around the upper fillet on the groove of 6005A Al alloy profile

5083鋁合金坡口橫截面的宏、微觀組織特征如圖12所示。從圖12a的宏觀形貌中可觀察到坡口附近組織較均勻。晶粒呈纖維狀(圖12b、c)，并且晶粒長(zhǎng)軸平行于橫向。對(duì)坡口附近微觀組織進(jìn)行SEM形貌觀察(圖12d)，發(fā)現(xiàn)尺寸較大的白色塊狀結(jié)晶相，經(jīng)EDS成分分析為AlFeMnSi結(jié)晶相。此外，在圖12d中還可觀察到大量白色的細(xì)小析出相，EDS無(wú)法測(cè)出其準(zhǔn)確成分，但結(jié)合文獻(xiàn)[35-36]可判斷出這些細(xì)小析出相主要為β(Al3Mg2)相和Al6(Mn,Fe)相。

圖12 5083鋁合金板材機(jī)加工焊接坡口的橫截面宏、微觀組織Fig.12 Macro and micro structures of the cross section of the welding groove of 5083 Al alloy plate formed by machining

3 分析與討論

由以上試驗(yàn)結(jié)果可知，6005A鋁合金側(cè)焊后PMZ微觀組織特征主要與型材擠壓成形坡口的微觀組織和焊縫稀釋率有關(guān)。圖9的觀察結(jié)果顯示焊前坡口表面存在明顯的粗晶層，所以PMZⅠ區(qū)與PMZⅡ區(qū)上部觀察到的粗晶組織是焊后保留下來(lái)的坡口粗晶層組織。PMZⅠ區(qū)之所以能夠保留相對(duì)完整的粗晶層組織，其主要原因與焊道1的稀釋率較低有關(guān)。雖然擠壓成形坡口下部的粗晶層厚度較小，但是焊道1的稀釋率較低，焊接過(guò)程中該區(qū)只有少量的母材金屬完全熔化進(jìn)入熔池，因此保留的粗晶層較多。雖然擠壓成形坡口中上部的粗晶層相對(duì)較厚，由于采用了擺動(dòng)焊接，因此焊道2的稀釋率較高，該區(qū)有更多母材金屬熔入焊縫金屬，PMZⅡ區(qū)大部分原始粗晶層無(wú)法保留至焊后，所以焊后僅在該區(qū)觀察到細(xì)晶區(qū)組織。另外，擠壓成形坡口上圓角處的粗晶層最厚，PMZⅡ區(qū)觀察到的粗晶區(qū)為焊后殘留的原始粗晶層。

另外，粗晶區(qū)的晶界與細(xì)晶區(qū)晶界上發(fā)生的晶界液化行為也存在明顯差異。根據(jù)焊接前后坡口附近的SEM微觀組織觀察結(jié)果可知，擠壓成形坡口粗晶層的晶界上分布著少量的Mg2Si相粒子(圖11a)，焊接過(guò)程中PMZ殘留粗晶區(qū)晶界上的Mg2Si相可能發(fā)生部分溶解，未溶解的Mg2Si與α-Al發(fā)生共晶反應(yīng)產(chǎn)生液相，使晶界成為液相通道。熔池中的富Mg液相就會(huì)沿著這樣的通道向PMZ內(nèi)部滲透。因此，PMZ殘留粗晶層的晶界上Mg元素偏析明顯，而Si元素的偏析不明顯(圖8a)。擠壓成形坡口與粗晶層相鄰的細(xì)晶區(qū)的晶界上分布著大量的Mg2Si相(圖11b)。在PMZⅡ區(qū)靠近熔池的細(xì)晶區(qū)晶界上觀察到Mg和Si的明顯偏析(圖8c中A位置)，在距離熔池稍遠(yuǎn)的細(xì)晶區(qū)晶界上(圖8c中B位置)觀察到Si元素的偏析特征，但Mg元素的偏析并不明顯，這表明近縫細(xì)晶區(qū)晶界液相的來(lái)源既有熔池中液相的沿晶滲透，又有晶界低熔點(diǎn)共晶組織的熔化，而距離熔池稍遠(yuǎn)的細(xì)晶區(qū)發(fā)生晶界液化的主要原因是晶界低熔點(diǎn)共晶組織的熔化。

眾所周知，與粗大PMZ組織相比，PMZ組織如果為細(xì)小等軸晶，其晶粒間的協(xié)調(diào)變形更容易實(shí)現(xiàn)，抗液化裂紋的能力較強(qiáng)[37]。如果在焊前利用銑削加工方法或FSP預(yù)處理的方法去除或者細(xì)化擠壓成形坡口表面粗晶層，就可以達(dá)到細(xì)化PMZ微觀組織并降低液化裂紋敏感性的目的。

在焊接接頭5083鋁合金側(cè)PMZ的EDS成分分析中可明顯觀察到晶界上主要存在Mg元素偏析特征(圖8d)，在本研究中認(rèn)為熔池中液相的滲透和晶界上β(Al3Mg2)相與α-Al發(fā)生的共晶反應(yīng)是靠近熔池的晶界發(fā)生液化的主要原因，而遠(yuǎn)離熔池的晶界發(fā)生液化源自上述共晶反應(yīng)產(chǎn)生的液相。

4 結(jié) 論

1)6005A鋁合金型材擠壓成形的坡口表層存在明顯的粗晶層，其厚度范圍為1 000 μm～3000 μm。坡口的上圓角位置粗晶層最厚。在平行于坡口表面的觀察面上，極表層與亞表層平均晶粒尺寸分別為231 μm和938 μm。在橫截面上，極表層平均晶粒尺寸約為300 μm，亞表層晶粒長(zhǎng)軸平均長(zhǎng)度約為2 400 μm，短軸平均長(zhǎng)度約為600 μm。焊接接頭6005A鋁合金側(cè)PMZ觀察到的粗晶組織是焊后殘留的坡口原始粗晶層。

2)焊接接頭的PMZ發(fā)生了明顯晶界液化。熔池液相沿晶界向PMZ內(nèi)部滲透是粗晶區(qū)發(fā)生晶界液化的主要原因；近縫細(xì)晶區(qū)晶界液相的來(lái)源既有熔池中液相的沿晶滲透，又有晶界低熔點(diǎn)共晶組織的熔化；低熔點(diǎn)共晶組織的熔化是距離熔池稍遠(yuǎn)的細(xì)晶區(qū)發(fā)生晶界液化的主要原因。

3)5083鋁合金板材坡口附近的原始組織呈細(xì)小纖維狀組織特征，在5083鋁合金側(cè)的PMZ觀察到了液相沿拉長(zhǎng)晶粒的邊界液化特征。