宋剛，董孝南，程繼文，王澤力，劉黎明

(大連理工大學,遼寧省先進連接技術重點實驗室,大連,116024)

0 序言

6 系鋁合金由于其內(nèi)部添加了Mg，Si 等元素，具備耐腐蝕性高、成形性好等優(yōu)點，廣泛用于航空航天、車輛、船舶等領域.采用熔化焊方法焊接6 系鋁合金，其焊接接頭由于Mg2Si 強化相過時效析出使熱影響區(qū)產(chǎn)生嚴重軟化，導致接頭的力學性能大幅度降低[1]，限制其承載能力的提升，制約了關鍵裝備輕量化的發(fā)展.因此，對于如何改善6 系鋁合金焊接熱影響區(qū)軟化成為國內(nèi)外學者研究的熱點話題.

采用低熱輸入焊接方法可有效改善6 系鋁合金焊接接頭的軟化程度，例如采用高能束焊[2-4]、攪拌摩擦焊[5]和冷金屬過渡焊[6]等低熱輸入方法能夠使6061-T6 鋁合金焊接接頭的強度系數(shù)從傳統(tǒng)熔化焊的50%～ 60%提高至70%～ 80%.

變形處理是提升金屬材料性能的有效途徑.已有研究表明，利用超聲沖擊、高頻沖擊、碾壓等表面微塑性變形處理方法可以有效改善接頭應力分布，細化晶粒，抑制熱裂紋傾向，大幅度提高接頭的疲勞性能[7-9].有學者僅對AZ31 鎂合金鎢極惰性氣體(tungsten inert gas,TIG)填絲焊接頭余高進行熱軋?zhí)幚恚瑢崿F(xiàn)了對焊縫和近焊縫區(qū)域的變形強化，接頭性能接近于母材[10].還有學者提出利用對焊接接頭余高局部大變形，強化鋁合金過時效軟化區(qū)進而提升接頭整體強度的思想，對5083-O/6061-T6 異種鋁合金TIG 填絲焊接頭進行余高軋制，實現(xiàn)了6061-T6 鋁合金過時效軟化區(qū)強化，焊軋接頭抗拉強度提高46.5%，接頭斷裂于5083-O 鋁合金母材處[11].

熔化極惰性氣體保護焊(metal intert gas welding,MIG 焊)是常用的鋁合金高效焊接工藝，直流雙脈沖熔化極氣體保護焊(DC double pulse metal inert gas welding，DP-MIG 焊)與傳統(tǒng)焊接方法相比熱輸入更小，適用于鋁合金薄板[12]，而焊軋復合成形工藝對鋁合金MIG 焊接頭組織和性能的影響研究則未見報道.基于“低熱輸入焊接+形變”復合強化思想，選用6061-T6 薄板鋁合金開展DP-MIG 焊試驗，而后對帶有余高的焊縫進行室溫軋制，利用焊縫的大塑性變形對遠離焊縫的過時效軟化區(qū)進行強化，研究了不同熱輸入下DP-MIG 焊軋復合成形對接頭組織和性能的影響，為關鍵構(gòu)件鋁合金結(jié)構(gòu)設計及應用提供理論和技術支撐.

1 試驗方法

選用尺寸規(guī)格為200 mm × 100 mm × 2 mm 的6061-T6 鋁合金作為母材，其微觀組織如圖1 所示.焊絲采用直徑1.2 mm 的ER5356 鋁鎂焊絲，表1為母材和焊絲的化學成分.焊前用鋼絲刷對鋁合金板表面氧化膜進行打磨，用酒精和丙酮溶液擦拭去除表面油污.

表1 母材與焊絲的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of base metal and welding wire

圖1 母材的微觀組織Fig.1 Microstructure of base material

圖2 為DP-MIG 焊焊接電流波形示意圖.經(jīng)過鋁合金焊接參數(shù)優(yōu)化試驗，DP-MIG 焊焊接電流波形基本參數(shù)如表2 所示，采用的保護氣體為99.99%高純度氬氣，具體焊接工藝參數(shù)如表3 所示.通過改變焊接速度而獲得不同焊接接頭的尺寸，焊縫幾何形貌和焊縫尺寸如圖3 和表4 所示.焊后采用軋制工藝對焊縫余高軋平，軋制方向與焊接方向一致，軋制過程如圖4 所示，設置輥間距離為2.0 mm，即僅對焊縫進行軋制，軋輥線速度為4 000 mm/min.

表2 DP-MIG 焊焊接電流波形基本參數(shù)Table 2 Corresponding parameters of DP-MIG welding current waveform

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding parameters

表4 不同焊接速度下焊縫尺寸Table 4 Weld size at different welding speeds

圖2 DP-MIG 焊焊接電流波形示意圖Fig.2 Schematic diagram of DP-MIG welding current waveform

圖3 焊縫幾何形貌示意圖Fig.3 Schematic diagram of weld geometry

圖4 軋制過程示意圖Fig.4 Schematic diagram of rolling process

3 組焊接和焊軋成形接頭金相試樣橫截面經(jīng)打磨、拋光后采用高氯酸酒精溶液(HClO4∶C2H5OH=1∶9)進行電解拋光；在恒定電壓20 V 下通電10 s，采用氟硼酸溶液(HFB4∶H2O 體積比1∶40)進行陽極覆膜，然后在恒定電壓20 V 下通電3 min.將金相試樣取出沖洗吹干后采用蔡司HAL-100 型偏光顯微鏡觀察陽極覆膜后接頭的微觀組織.

采用TouchHV-1000 A 型觸摸型硬度計進行硬度測試，加載載荷為4.9 N，保載時間為10 s.測試過程中，在試樣橫截面沿焊縫中心向兩側(cè)打點，間距為0.5 mm，打到母材處為止，一共打5 行.

按照 GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗第1 部分：室溫試驗方法》采用 Instron 5982 型100 kN 電子萬能試驗機進行拉伸試驗，拉伸速率設為2 mm/min，每組參數(shù)切取3 個拉伸試樣，取平均值.

2 結(jié)果與分析

2.1 宏觀形貌

圖5 為3 組不同焊接速度下6061-T6 鋁合金DP-MIG 焊接頭和焊軋成形接頭表面宏觀形貌.DP-MIG 焊接頭表面具有密集的魚鱗紋焊縫，隨著焊接速度增加，焊縫寬度逐漸減小，魚鱗紋間距增加，焊縫表面無缺陷產(chǎn)生.從焊軋成形接頭表面可以看出，焊縫寬度增加，焊縫凹凸不平的魚鱗紋上表面被軋平，表面變得光滑，沒有裂紋及斷裂的情況產(chǎn)生.

圖5 接頭的表面宏觀形貌Fig.5 Surface macro morphology of the joints

圖6 為3 組不同焊接速度下6061-T6 鋁合金DP-MIG 焊接頭和焊軋成形接頭橫截面形貌.隨著焊接速度的增加，焊接試樣的焊縫余高和熔寬逐漸減??；焊軋成形試樣相較于焊接試樣其熔合線向水平兩側(cè)擴展，余高消失，焊縫上、下表面與板材平行.軋制過程中，受軋輥擠壓焊縫發(fā)生了縱向變形和橫向變形，近焊縫熱影響區(qū)受到來自焊縫的擠壓發(fā)生彈塑性宏觀變形，因此焊軋成形試樣的焊縫和近焊縫熱影響區(qū)板厚略厚于原始母材.

圖6 接頭的橫截面形貌Fig.6 Cross-section morphology of the joints

2.2 微觀組織

由于焊接速度為400 mm/min 的6061-T6 鋁合金DP-MIG 焊接頭微觀組織與其它焊接速度相比，軋制前后的晶粒形態(tài)變化最為明顯，因此以焊接速度400 mm/min 下各區(qū)域微觀組織為例.圖7 為焊接接頭和焊軋成形接頭的微觀組織.由圖7a 可以看出，焊縫中心晶粒均為等軸晶形態(tài)，3 組焊接接頭焊縫組織受熱輸入變化影響，其晶粒尺寸略有不同.由于焊接速度為400 mm/min 的焊接試樣熱輸入最大，熔池體積增加，導致焊縫晶粒尺寸較大，大小不一的氣孔較多.從圖7d 可以看出，焊縫晶粒受到來自豎直方向的軋制力被壓扁，等軸晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)樽冃尉Я?，原氣孔被壓實，氣孔消?3 個不同焊接速度下的焊軋成形焊縫中心微觀組織晶粒的形態(tài)有著不同程度的變化，原因在于焊縫尺寸不同，采用同一間距下的軋輥進行軋制其各自變形量也不同，由于焊接速度400 mm/min試樣的焊縫尺寸最大，因此其變形程度也最明顯，如圖7d 所示.圖7b 和圖7e 分別為焊接接頭和焊軋成形接頭熔合區(qū)的微觀組織，與焊縫中心等軸晶不同，靠近熔合區(qū)一側(cè)的焊縫晶粒沿傳熱方向相反方向進行生長形成柱狀晶.軋制后熔合區(qū)受到了來自焊縫的擠壓力，熔合區(qū)寬度較焊態(tài)熔合區(qū)組織有所減小.軋制后近焊縫熱影響區(qū)受來自焊縫的擠壓力，晶粒尺寸有所減小.焊態(tài)焊縫兩側(cè)柱狀晶生長方向與T6 處理的原始晶粒位向不同，而經(jīng)過焊軋兩種晶粒的位向沿某一方向趨于一致.圖7c 和圖7f 為焊接接頭和焊軋成形接頭過時效軟化區(qū)的微觀組織.由于過時效軟化區(qū)離焊縫中心較遠，難以產(chǎn)生較大的塑性變形，兩者從晶粒大小、形態(tài)方面變化不明顯，僅有部分晶粒發(fā)生變形.與母材相比，圖7c 的過時效軟化區(qū)晶粒有明顯長大跡象，晶界處變得圓潤.

圖7 焊接速度400 mm/min 下接頭的微觀組織Fig.7 Microstructure of joints at welding speed 400 mm/min.(a) welding,weld;(b) welding,fusion zone;(c) welding,over-aging softened zone;(d) welding-rolling,weld;(e) welding-rolling,fusion zone;(f) welding-rolling,overaging softened zone

2.3 力學性能

針對3 組不同焊接速度下6061-T6 鋁合金DPMIG 焊焊接試樣和焊軋成形試樣橫截面進行硬度測試.圖8 為3 組6061-T6 鋁合金焊接試樣和焊軋成形試樣硬度云圖.上半部分為焊接試樣硬度云圖，下半部分為焊軋成形試樣硬度云圖.上半部分焊接試樣橫截面硬度值以焊縫處為最低，硬度值為60.7 HV，隨著焊接速度的增加，熱影響區(qū)逐漸向焊縫中心靠近，從焊縫到熱影響區(qū)的硬度值是先增加再減小.從下半部分焊軋成形試樣硬度分布可以看出，各區(qū)域硬度得到明顯提升，其中以焊縫硬度提升最為明顯，焊縫硬度值由最低60.7 HV 上升至93.2 HV，提升幅值為53.5%.其中軟化區(qū)最低硬度值由67.6 HV 上升至86.9 HV，提升幅值為28.6%.焊軋成形接頭相較于焊接接頭而言，過時效軟化區(qū)遠離焊縫中心，整體硬度分布更為均勻.

圖8 硬度分布Fig.8 Hardness distribution

針對3 組6061-T6 鋁合金DP-MIG 焊焊接試樣和焊軋成形試樣進行了拉伸測試，由于拉伸試樣保留焊縫余高，拉伸時焊縫有效截面積大于其它部分，因此試樣均斷裂于遠離焊縫的過時效軟化區(qū)附近.隨著焊接速度的增加，接頭的斷裂位置逐漸靠近焊縫中心，且焊接試樣的抗拉強度逐漸上升.焊軋成形試樣對比焊接試樣的抗拉強度均有明顯提升，說明遠離焊縫的過時效軟化區(qū)組織受到來自焊縫處的壓應力，從而沿垂直焊縫方向產(chǎn)生部分協(xié)同形變強化.如圖9 所示，焊接速度為400 mm/min 的試樣抗拉強度由209 MPa 提升至254 MPa，焊軋成形接頭相較于焊接接頭提升幅度最大，為21.5%；焊接速度為600 mm/min 的試樣抗拉強度由217 MPa提升至254 MPa，焊軋成形接頭相較于焊接接頭提升幅度為17.1%.其中焊接速度為400 mm/min 的焊軋成形試樣與焊接速度為600 mm/min 的焊軋成形試樣抗拉強度處于水平位置，但與焊接速度為800 mm/min 的焊軋成形試樣的抗拉強度相對比還有一定差距，焊接速度為800 mm/min 的焊軋成形試樣的抗拉強度由221 MPa 提升至264 MPa，相較于焊接接頭提升幅度為19.4%，由母材抗拉強度的70.0%提升至83.6%.3 組試樣軋制后斷后伸長率下降了2.7%～ 5.3%.

圖9 接頭的抗拉強度和斷后伸長率Fig.9 Tensile strength and elongation of the joints

2.4 焊軋接頭強化機制

從圖9 抗拉強度提升幅度的不同可以得出，DP-MIG 焊軋復合工藝所帶來的6 系鋁合金性能變化主要受熱輸入和焊縫變形量兩個因素來影響.根據(jù)熱輸入公式[13]

式中：Q為焊接熱輸入；μ為熱效率系數(shù)；U為焊接電壓；I為焊接電流；v為焊接速度.

若焊接速度下降，熱輸入上升，將導致過時效軟化區(qū)位置遠離焊縫中心及過時效軟化區(qū)寬度增加，為保證MIG 焊過程的穩(wěn)定性，填絲量增加，即焊縫余高尺寸增加，軋制后過時效軟化區(qū)晶粒變形程度增加，從而增加過時效軟化區(qū)內(nèi)部位錯密度.流變應力與位錯密度之間的關系為[14]

焊接速度為400 mm/min 的焊軋成形試樣與焊接速度為600 mm/min 的焊軋成形試樣相比，其力學性能提升程度更加明顯，這是焊縫余高下壓量大所帶來的形變強化作為主導因素所導致；焊接速度為800 mm/min 的焊軋成形試樣與焊接速度為400 mm/min 的焊軋成形試樣相比，其力學性能的提升是以低熱輸入這一因素為主導所造成的.

與前兩個焊軋成形試樣相比，盡管焊接速度為800 mm/min 的焊軋成形試樣焊縫余高下壓量小使得接頭整體形變強化程度降低，然而焊接速度增加所帶來的低熱輸入使得過時效軟化區(qū)位置更靠近焊縫，且過時效軟化程度減小，從而所受到的協(xié)同形變強化效果更加明顯，如圖10 所示.因此，焊接速度為800 mm/min 的焊軋成形試樣與其它焊軋成形試樣相比力學性能最佳.對于鋁合金焊軋復合工藝來說，采用低熱輸入和大變形量是實現(xiàn)提升鋁合金接頭性能的關鍵.

圖10 軋制過程DP-MIG 焊接頭各部分受力情況Fig.10 Force on each part of DP-MIG welding joints during rolling.(a) high heat input;(b) low heat input

3 結(jié)論

(1) 采用DP-MIG 焊軋復合工藝獲得了成形良好的焊軋成形試樣接頭，表面無缺陷產(chǎn)生，軋制后熔寬增加，近焊縫熱影響區(qū)受到焊縫擠壓發(fā)生協(xié)同變形.軋制后焊縫晶粒被壓扁，原氣孔消失，近焊縫熱影響區(qū)晶粒尺寸有所減小，熔合區(qū)寬度減小，熔合區(qū)兩側(cè)焊縫柱狀晶與原始晶粒位向趨于一致.

(2) 焊接和焊軋兩種試樣的拉伸試驗均斷裂于過時效軟化區(qū)附近，軋制后過時效軟化區(qū)最低硬度由67.6 HV 提升至86.9 HV，抗拉強度最大值由母材的70.0%提升至83.6%，過時效軟化區(qū)得到強化.