張銘洋，蔣熠鳴，王春明，歐陽求保，米高陽

(1.華中科技大學,武漢,430074；2.上海交通大學,金屬復合材料國家重點實驗室,上海,200240)

0 序言

先進的輕量化高強度鋁合金在提高工程可靠性和能源效率以及減少材料生產(chǎn)中的CO2排放方面非常受歡迎[1-2].7075 時效硬化鋁合金作為高性能輕量化鋁合金家族的分支之一，在航空航天工業(yè)中得到了廣泛的應用[3-4].由于7075 高強鋁合金的難焊性，目前的航空航天工業(yè)仍然依賴于鉚接和螺栓連接的方式進行組裝.

激光焊接技術具有高柔性、高效率、高能量密度、熱影響區(qū)域小等優(yōu)勢，廣泛應用于航空航天、軌道交通等領域[5-6].7075Al 主要元素為Al,Zn,Mg 和Cu，其主要強化相為η 相(MgZn2) 和T 相(Al2Mg3Zn3)[7-8].經(jīng)過固溶時效處理后，析出相為過飽和固溶α→GP 區(qū)→亞穩(wěn)態(tài)η′相→穩(wěn)定η 相[9].然而，Zn,Mg 和Cu 的含量對其焊接性有很大的影響[10-11]，隨著(Zn+Mg+Cu)含量的增加，可焊性變差，這就是鋁鋅高強合金通常被認為是難以焊接的原因.

為了進一步提高7075Al 接頭的力學性能，焊后熱處理是一種有力的手段.許多文獻系統(tǒng)地揭示了熱處理后接頭組織演變和力學性能的內(nèi)在機理.對于時效硬化的7075Al，熱處理可以促進鋁基體析出高密度納米析出相，通過第二相強化機制提高合金的屈服強度[12].但在激光焊接非平衡凝固過程中，在高冷速凝固條件下，熔合區(qū)通常會形成亞穩(wěn)態(tài)組織.由于亞穩(wěn)態(tài)組織的存在，通過后處理提高接頭強度與通過后處理改善7075Al 基體中析出相的演化是不同的.這涉及到接頭熱循環(huán)區(qū)的差異，主要表現(xiàn)為熔合區(qū)、半熔合區(qū)和熱影響區(qū)之間的差異，每個區(qū)域經(jīng)歷不同的焊接熱循環(huán).最后，接頭的力學性能取決于焊縫中顯微組織在應力作用下的多種作用機制.

文中從失效分析的角度，系統(tǒng)研究了7075Al接頭T6 熱處理后的顯微組織演變和拉伸斷裂行為之間的內(nèi)在關聯(lián)，旨在通過建立焊接接頭斷裂區(qū)域與顯微組織之間的內(nèi)在聯(lián)系，為7075Al 接頭的失效機理和進一步的強化策略提供新的見解.

1 試驗方法

選用軋制態(tài)7075Al 為基材，其化學成分如表1所示.采用電火花線切割機將7075Al 基板切割成2 mm 厚的板材.7075Al 基材尺寸為60 mm×30 mm ×2 mm.激光焊接系統(tǒng)由IPG-30000 光纖激光系統(tǒng)和Kuka IRB-6400 機器人組成，激光波長為1 070 nm，最大輸出功率為30 kW.采用激光引導方式，焊接頭沿焊接方向傾斜10°，以減小高反射率和濺射的影響.焊接過程中采用高純氬氣作為保護氣體.激光對接焊工藝參數(shù)具體為：激光功率7 kW，焊接速度12 m/min，離焦量0 mm.

表1 7075Al 合金化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of 7075Al alloy

通過電火花線切割機切割尺寸為10 mm ×5 mm×2 mm 的試樣.采用自動研磨拋光機(EcoMet 250,BUEHLER)按照標準制備金相樣品.采用蔡司制造的Gemini SEM300 掃描電子顯微鏡(SEM)來表征接頭顯微組織.每道焊縫沿焊縫方向切割3 個長度為48 mm、寬度為6 mm、厚度為2 mm 的拉伸試樣，切割過程中保持焊縫位于拉伸試樣平行段的中間位置.每個試樣的單軸拉伸試驗采用材料高溫持久性能試驗機(Shimadzu Autograp AG-IC 100kN)進行測試，在環(huán)境溫度下以恒定拉伸速率2 mm/min 進行拉伸，每組試樣進行3 次拉伸試驗測試，以確保結果的準確性.

2 試驗結果與分析

2.1 接頭顯微組織

圖1 為焊縫橫截面的SEM 圖像.盡管兩種試樣經(jīng)過相同的電解拋光程序并保持一致的拋光參數(shù)，但是SEM 圖像仍顯示兩組接頭的顯微組織具有明顯的差異性.具體差異性表現(xiàn)為經(jīng)過T6 熱處理的焊縫呈現(xiàn)出密度較小的腐蝕坑，而未經(jīng)熱處理的焊縫則呈現(xiàn)出大量且不規(guī)則的腐蝕坑.這意味著焊后熱處理導致了顯微組織的演變，進而影響了焊縫的抗腐蝕行為.圖2 為更細致的SEM 表征結果，對比圖2b 與圖2d，可以發(fā)現(xiàn)焊縫在T6 熱處理過程中析出了高密度的納米沉淀相.

圖1 焊縫橫截面SEM 圖Fig.1 SEM of weld cross section.(a) unheat treated weld center; (b) unheat treated weld edge; (c) heat treated weld center; (d) heat treated weld edge

圖2 更細致的焊縫橫截面SEM 圖Fig.2 More detailed SEM of weld cross section.(a)unheat treated weld center with 5 000× ; (b) unheat treated weld center with 10 000× ; (c) heat treated weld center with 5 000× ; (d) heat treated weld center with 10 000×

圖3 和圖4 顯示了接頭橫截面的EBSD 圖像.從焊縫中心到焊縫金屬的顯微組織依次為等軸晶區(qū)域、柱狀晶區(qū)域、胞狀晶/細小等軸晶區(qū)域、母材軋制區(qū)域.在激光焊接熱源的移動過程中，不同的溫度梯度和冷卻速率(G/R)決定了焊縫中顯微組織的生長形態(tài)[13].焊接過程中，熔池內(nèi)的金屬熔液過熱，形成非均質(zhì)形核是其凝固的驅(qū)動機制，熔池邊界處液態(tài)金屬在固態(tài)金屬處成核.在激光焊接過程中，低熱輸入和高焊接速度提高了焊縫金屬的冷卻能力，因此在固/液界面處形成了胞狀晶區(qū)域.晶體沿主傳熱方向生長，即平行于基材的晶粒結構生長，因此焊接接頭熔合區(qū)兩側形成柱狀晶區(qū)域.最后，由于焊縫中心溫度梯度較小，這一區(qū)域的溫度較高從而阻止柱狀晶的生長，進而形成充分發(fā)育的等軸晶區(qū)域[14].

圖3 焊縫橫截面EBSD 圖Fig.3 EBSD of weld cross section.(a) IPF of unheat treated weld; (b) IPF of heat treated weld; (c)KAM of unheat treated weld; (d) KAM of heat treated weld; (e) pole figure of unheat treated weld; (f) pole figure of heat treated weld

圖4 焊縫橫截面半側EBSD 圖Fig.4 EBSD of half side of weld cross section.(a) IPF of unheat treated weld; (b) IPF of heat treated weld; (c) KAM of unheat treated weld; (d) KAM of heat treated weld; (e) pole figure of unheat treated weld; (f) pole figure of heat treated weld

2.2 接頭力學性能

7075Al 接頭的工程應力曲線如圖5 所示，未熱處理接頭的3 個試樣平均抗拉強度為298 MPa.7075Al 接頭經(jīng)T6 熱處理的3 組試樣平均抗拉強度可達475 MPa，最大抗拉強度可達到512 MPa.相比未熱處理的7075Al 接頭，T6-7075Al 接頭平均抗拉強度提升了約59%，表明焊后熱處理對7075Al接頭抗拉強度具有顯著提升作用.接頭在T6 熱處理中，“固溶+時效”過程促進焊縫中析出高密度納米沉淀相，如圖2 所示.納米沉淀相的析出引發(fā)第二相強化機制，在拉伸變形過程中，第二相粒子的強化作用的體現(xiàn)方式是其阻礙晶粒間的位錯運動.第二相粒子可分為可變形與不可變形兩種類型[15-16].第二相的粒子為可變形類型時，與位錯的作用方式為切過機制，即當晶粒長大或減小變形時，可變形的第二相粒子與基體一起變形，由于其變形機制導致晶粒之間出現(xiàn)了新的表面積，所以晶粒之間的界面能量升高，而且彈性應力場會在第二相粒子周圍產(chǎn)生并且與位錯發(fā)生相互作用，使位錯運動受到的阻力增大，因此接頭的強度得到提高；第二相粒子為不可變形粒子時，當位錯遇到第二相粒子時會繞過繼續(xù)移動并包圍粒子，繼而形成位錯環(huán)，所以位錯遇見不可變形的第二相粒子時也將受到很大的阻礙，從而產(chǎn)生強化作用.

圖5 工程應力-工程位移曲線Fig.5 Engineering stress-engineering displacement diagram

2.3 接頭斷裂行為分析

為了進一步研究7075Al 接頭斷裂行為特征，7075Al 接頭的斷裂位置和形態(tài)的SEM 特征圖像如圖6 所示.值得注意的是，7075Al 接頭和T6-7075Al接頭的斷裂位置呈現(xiàn)出一定的規(guī)律性，兩者共性為兩組接頭的斷裂位置在母材與焊縫的熔合線附近，其差異性為7075Al 接頭的裂紋沿著焊縫中心發(fā)生一定角度的傾斜擴展，最終與熔合線附近的裂紋交匯，而T6-7075Al 接頭裂紋位置主要在熔合線附近，但裂紋擴展路程相較7075Al 接頭裂紋路程較長.除此之外，由圖6c 可以看出，T6-7075Al 接頭的近母材區(qū)域發(fā)生了二次裂紋擴展，但未發(fā)生斷裂.

圖6 焊接接頭斷口的SEM 形貌Fig.6 SEM of welded joint fracture.(a) fracture of unheat treated welded joint with 40× ; (b) fracture of unheat treated welded joint with 100× ; (c)fracture of heat treated welded joint with 40× ; (d)fracture of heat treated welded joint with 100×

為了進一步了解拉伸后接頭各區(qū)域組織的變形行為，圖7 顯示了接頭截面拉伸斷裂后的EBSD圖像.從圖7a 中可以看出，未經(jīng)熱處理的7075Al接頭中存在沿胞狀晶分布的斷裂痕跡，并隨之發(fā)生約45°偏轉，快速擴展到焊縫等軸晶區(qū)域.與圖6接頭的斷裂形貌對比，可以認為該斷裂方式具有普適性規(guī)律.圖7b 顯示了T6-7075Al 接頭也具有類似的規(guī)律性，即斷裂形貌為沿著胞狀晶偏轉45°，擴展到焊縫等軸區(qū)域.但是兩組接頭的裂紋擴展的路程卻存在較大差異，T6-7075Al 接頭在拉伸過程中裂紋發(fā)生多次偏轉，而未經(jīng)T6 熱處理的接頭則表現(xiàn)出一次裂紋偏轉即發(fā)生快速斷裂失效.由此可得出，T6 熱處理顯著增加了7075Al 接頭抵抗裂紋擴展的能力.然而在母材與熱影響區(qū)之間存在著一種獨特的顯微組織區(qū)域，稱之為細小等軸晶或者胞狀晶.先前的文獻表明細小等軸晶/胞狀晶區(qū)域容易萌生裂紋并擴展，導致接頭的提前失效[17].

圖7 焊接接頭斷口的EBSD 圖Fig.7 EBSD of welded joint fracture.(a) IPF of unheat treated welded joint fracture; (b) IPF of heat treated welded joint fracture; (c) KAM of unheat treated welded joint fracture; (d) KAM of heat treated welded joint fracture; (e) pole figure of unheat treated welded joint fracture; (f) pole figure of heat treated welded joint fracture

3 結論

(1)從焊縫到母材，7075Al 接頭的顯微組織區(qū)域依次為等軸晶區(qū)域、柱狀晶區(qū)域、胞狀晶區(qū)域和軋制態(tài)母材區(qū)域，焊后熱處理對焊縫晶粒尺寸影響較小，但促進了過飽和固溶體中的沉淀相析出.

(2) T6 熱處理構筑的納米沉淀相觸發(fā)了第二相強化機制，這使得7075Al 接頭平均抗拉強度由298 MPa 提高到475 MPa.

(3) 7075Al 接頭斷裂形貌結果顯示，焊縫中心等軸晶區(qū)域和靠近熔合線附近的胞狀晶區(qū)域為接頭力學性能的薄弱區(qū)域.