LF6鋁合金A-TIG焊與TIG焊接頭對比研究

任曉磊，晁耀杰，鄒龍江，曾 濤，晁耀輝，王大宏

（1.大連理工大學材料科學與工程學院，遼寧大連116024；2.哈爾濱工業大學先進焊接與連接國家重點實驗室，黑龍江哈爾濱150001；3.鄭州工業應用技術學院，河南鄭州451000）

0 前言

鋁合金因具有質量輕、熱穩定性好、耐腐蝕、再生性好、比強度高和無磁性等一系列優點，廣泛應用于工業領域。LF6是一種防銹鋁合金，它具有鋁合金的多種優點尤其是耐腐蝕性及焊接性能良好，主要用于要求輕量化的結構件和海水裝備的配件，如船舶、建筑等領域，也是航空航天不可缺少的重要材料[1-5]。LF6鋁合金焊接常采用TIG焊，但是由于TIG焊接時焊接電弧能量密度低、電弧力小，在標準的焊接參數限制下，獲得的焊接接頭性能總是達不到要求，因此在此基礎上引入了一種新的焊接技術——TIG活性焊（A-TIG）[6]。A-TIG焊作為TIG焊的優化焊接技術，具有廣闊的應用前景，它可以在相同電流下有效地提高熔深，大大提高生產率的同時減小焊接變形。目前，世界上3個最著名的焊接研究所——PWI、EWI、TWI均積極致力于這一新型焊接工藝的研究、發展和應用。其研究熱點主要集中在以下3個方面：一是適用于各種金屬材料的活性劑的研制；二是活性劑增加焊接熔深機理的研究；三是解決如A-TIG焊焊縫的成形質量及其焊縫成分的變化等問題。當這些方面的研究得到完善后，A-TIG焊的應用將會更加廣泛。

以2mm厚的LF6不銹鋁合金為研究對象，選取SiO2、NaF的混合劑作為焊接活性劑，對比研究ATIG焊與TIG焊的接頭宏觀形貌、組織成分、力學性能等。對比小電流下的A-TIG焊與大電流TIG焊的焊接接頭的成形質量是否更加優良，焊縫成分是否發生變化，是否更加符合焊接的實際需要。

1 試驗材料和方法

試驗材料為20mm×20mm×2mm的LF6鋁合金薄板，其化學成分如表1所示。焊接方法為TIG焊，保護氣體為99.99%氬氣，流量8 L/min。焊接設備為林肯TIG257氬弧焊機。焊絲選用與母材同質焊絲，焊前用無水乙醇將工件表面油污或雜質清除干凈后，用細鋼絲刷或高精度砂紙打磨試樣表面清理干凈工件表面氧化膜，直至露出金屬光澤。ATIG焊時將活性劑粉末與丙酮以固定配比溶解后攪拌成糊狀，再均勻地涂敷至近焊縫區域，涂覆厚度10～15mm。為了保證實驗條件的一致性和實驗數據的可比性，按相同的焊接參數對試件進行對接焊，其中試驗件焊縫處一半涂覆活性劑，另一半不涂。相應的焊接參數如表2所示。

焊后沿焊接接頭橫截面方向采用線切割方式加工試樣，分別對不同的焊接接頭試樣進行硬度測試、組織成分分析、室溫拉伸及顯微組織觀察。采用金相顯微鏡觀察焊接接頭的母材區（BM）、熱影響區（HAZ）、熔合區（FZ）及焊縫區（WZ）的金相組織，按照國家標準GB/T228-2002《金屬材料室溫拉伸實驗方法》有關規定制成拉伸試樣，在DNS100電子力能測試機上進行力學實驗。采用低負荷顯微維氏硬度計沿垂直于熔深方向測試焊接接頭側面中心線位置硬度，載荷為25 g。利用場發射掃描電鏡及能譜分別對拉伸斷口進行高倍掃描實驗和元素分析，并用EPMA對焊接接頭的組織成分進行成分變化分析。

表1 LF6鋁合金的化學成分%

表2 TIG焊與A-TIG焊的焊接工藝參數

2 實驗結果與分析

2.1 顯微組織觀察

沿熔深方向截取LF6鋁合金焊接接頭，經過一系列制樣過程后，通過金相顯微鏡觀察金相組織。LF6鋁合金TIG焊和A-TIG焊接頭基材、熔合區和焊縫區3個不同區域的顯微組織形貌如圖1所示。

由圖1a、圖1d可知，基材加工方式為軋制加工。由圖1b、圖1c、圖1e、圖1f可知，TIG與A-TIG焊接接頭焊縫區和熔合區金相組織均為柱狀晶，但熔合區的晶粒更小一些。造成這種差別的主要原因是焊縫中間溫度較高，過冷度較小，但熔合區距母材較近，散熱較快、過冷度較大，金屬能夠快速結晶，所以熔合區的晶粒小于焊縫區。觀察圖1c、圖1f發現，A-TIG焊焊縫區晶粒明顯比TIG焊晶粒粗大。顯然涂敷的活性劑對焊縫微觀組織產生了影響，使A-TIG焊縫區域的晶粒比TIG焊焊縫區域粗大。其原因為：活性劑與電弧作用增大了電弧，提高了焊縫區的溫度，使得熔池處于高溫的時間加長，導致晶粒更容易長大。并且由于活性劑吸收熱量，在焊縫區散熱時其釋放能量降低了溫度散發速度，造成熔池溫度梯度減小，從而有利于第二相的保留。第二相的數量越多，它們與位錯間的交互作用越強，阻礙位錯運動，提高合金的變形抗力，故A-TIG焊焊縫處的硬度增加。

圖1 焊接接頭顯微組織形貌

2.2 力學性能分析

焊接后的板材沿垂直于熔深方向截取拉伸標準試樣。拉伸試樣尺寸如圖2所示。在DNS100電子力能測試機上測試拉伸試樣的主要力學性能，拉伸速度為2mm/min。2組拉伸試驗均是從熱影響區斷裂，說明焊接接頭的強度達到要求。TIG焊與ATIG焊在常溫下的拉伸曲線如圖3所示。對LF6合金進行拉伸試驗后發現，拉伸曲線上會出現PLC現象，PLC效應的成因可歸結為材料微細觀結構演化過程中的動態應變時效（Dynamic Strain Ageing），即可動位錯與障礙或溶質原子間的相互作用[7-9]。在LF6防銹鋁合金中PLC現象主要是Mg原子與位錯的相互作用引起的[10-11]。由于LF6合金的比熱和導熱系數在低溫區間與溫度的升高降低一致，因此在位錯滑移的情況下會稍微提高試樣溫度使其軟化，從而導致強度下降。同時位錯的相互作用增加，位錯與溶質原子也會相互作用，導致發生不連續滑移的區域產生加工硬化。因為軟化與加工硬化的作用交替進行，所以試樣在拉伸時會出現鋸齒狀。由圖3可知，A-TIG焊與TIG焊拉伸試樣的屈服強度都為225MPa。A-TIG焊的延伸率為22mm，TIG焊的延伸率為20mm，故可以判斷A-TIG焊的延伸率較大；A-TIG焊焊縫的抗拉強度高于TIG焊，其主要原因是A-TIG焊時活性劑的加入使得晶粒內析出的第二相增多形成第二相強化，增加焊縫區域整體強度，從而提高抗拉強度。綜上所述，A-TIG焊的焊接接頭總體拉伸性能較強。

圖2 拉伸標準試樣

圖3 拉伸曲線

沿焊接橫截面中心線位置進行對稱的顯微硬度測試，其顯微硬度分布情況如圖4所示。A-TIG焊試樣的整體硬度相比于TIG焊明顯增強，尤其是焊縫處最為明顯。A-TIG焊和TIG焊的試樣在焊縫區的硬度值基本上達到最高，而在熱影響區略有減小。結合金相圖可以看出，A-TIG焊焊縫處第二相的數量較多，分析認為是熔池內有活性劑的作用導致焊縫處凝固時析出的第二相數量增多。焊縫處的位錯移動時會與第二相產生交互作用，阻礙合金的變形抗力，使硬度升高，表現為焊縫處硬度高于TIG焊的。兩種焊接方式熱影響區的硬度值均有所降低，這是因為熱影響區晶粒所處的溫度較高，導致組織長大，所以此區域的變形抗力較小，硬度降低。

圖4 A-TIG焊與TIG焊硬度曲線

2.3 拉伸斷口分析

兩種焊接方式試樣的拉伸斷裂部位均為靠近熔合區位置的熱影響區，由于這一區域靠近焊縫區，所以溫度較高，其組織長時間處于過熱狀態，使晶粒長大粗化，嚴重降低了這一區域的塑性與韌性，故試樣拉伸斷裂均在該區域。為了深入探討焊接接頭的拉伸斷裂機制，對拉伸斷口進行了SEM觀察，TIG拉伸試樣和A-TIG拉伸試樣斷口的掃描形貌如圖5所示。由圖5可知，兩種試樣的拉伸斷裂斷口呈等軸韌窩斷口特征，為韌性斷裂。A-TIG焊的韌窩尺寸大于TIG焊的。由于韌窩尺寸受材料的硬化指數、應力狀態和溫度的影響，因此它反映了材料斷裂前塑性變形的大小。韌窩尺寸越大，材料塑性越好，所以A-TIG焊的試樣塑性更好[12]。

由位錯理論可知，在第二相粒子或夾雜物周圍堆砌著位錯環，無外力作用下，位錯環在第二相粒子的排斥及位錯堆積作用下保持平衡狀態。當所受外力足夠大時，位錯環向第二相粒子運動。當其前沿積累的彈性應變能足以克服第二相粒子與基體表面之間的界面結合力而形成新表面時，便會形成顯微空洞。而金屬內部的顯微空洞在外力作用下不斷長大，同時幾個相鄰顯微空洞之間的基體橫截面不斷縮小，最后產生斷裂形成韌窩斷口形貌。因此韌窩尺寸的大小與第二相也有十分緊密的聯系，影響韌窩尺寸的主要因素為第二相質點的尺寸、形狀、分布等，另外與外加應力溫度等也有很大關系。斷口第二相微觀組織如圖6所示，可以觀察到在韌窩中心含有較為明顯的第二相質點，它在斷裂過程中起裂紋核心作用，為斷裂發生源。A-TIG焊熱影響區第二相質點的分布比TIG焊多并且第二相的尺寸也相對較大，初步判斷是因為在母材表面涂敷活性劑后，活性劑的導熱性差，覆蓋在熔池表面和熱影響區，降低了熱影響區冷卻速度，相變時間變長，使得A-TIG焊熱影響區晶粒比TIG焊粗大。進一步對韌窩中的第二相質點進行能譜分析，測試數據如表3、表4所示。TIG焊和A-TIG都是以Al6FeMn為基的第二相粒子，故可以排除在ATIG焊中添加活性劑會對熱影響區內第二相的成分造成影響。

圖5 顯微斷口形貌

圖6 斷口第二相微觀組織

表3 A-TIG焊熱影響區第二相元素 %

表4 TIG焊熱影響區第二相元素 %

2.4 活性劑對焊縫成分的影響

A-TIG焊時在焊縫表面涂覆活性劑必然會導致活性劑元素向焊縫過渡，此外活性劑可以收縮電弧，使A-TIG焊在低電流情況下也能產生較高的電弧溫度，因此可能會過渡燒損母材本身元素導致焊縫成分產生變化。因此對焊縫處進行元素成分分析十分必要。對母材區域、A-TIG焊焊縫區域以及TIG焊焊縫區域的基體以及第二相進行了EPMA點掃描分析。A-TIG焊、母材及TIG焊焊縫的背散射圖像如圖7所示。母材區域、A-TIG焊焊縫區域以及TIG焊焊縫區域的基體以及第二相的組織的點掃描結果如表5、表6所示。由于焊縫區域內的第二相經歷了一個重熔又析出的過程，第二相沿晶界析出，展現出一部分晶界的形狀（見圖7），焊縫處第二相相對母材的第二相組織比較細長。而母材處的第二相沒有經過重熔再結晶的過程，故其形貌比較圓潤。

圖7 背散射圖像

表5 基體元素分析 %

由EPMA點分析結果可知，未涂覆活性劑的焊縫成分與母材成分基本一致，焊接過程基體內的合金燒損元素主要為Mg元素；而涂覆活性劑后，Mg元素的燒損更為嚴重，且Si元素也出現相對燒損。這是因為在A-TIG焊涂覆活性劑后，在焊接過程中可以收縮電弧，所以在小電流情況下A-TIG焊也可以產生較大的熱量，因而 Mg元素的燒損更加嚴重。根據數據對比，基材處的第二相成分、焊縫處第二相的成分只有Si、Mn元素出現相對燒損，但TIG焊與A-TIG焊的燒損情況基本一致，其第二相所含成分也基本相同。因此可以驗證涂覆活性劑對焊縫成分的影響并不明顯。這說明在焊縫處A-TIG焊的硬度高于TIG焊與元素的關聯并不大。

表6 第二相元素分析%

3 結論

（1）A-TIG焊接頭組織比TIG焊粗大，且析出第二相含量高于TIG焊。

（2）A-TIG焊接接頭的抗拉強度和斷裂伸長率均高于TIG焊，焊縫區硬度明顯提高，焊接接頭性能良好。

（3）A-TIG焊中活性涂覆劑的加入對焊縫的化學成分及物相組成基本沒有影響。

（4）A-TIG焊在小電流條件下焊接接頭性能仍略高于TIG焊，因此A-TIG焊能夠解決焊接過程中電流大小造成的焊接質量問題。

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