鋁鎂合金焊接接頭組織與力學性能的不均一性研究

蹇海根，王業東，楊孝梅，吳若濤，雷新蕾，黃淵平

（1.湖南工業大學 冶金與材料工程學院，湖南 株洲 412007；2.昆士蘭科技大學，昆士蘭 澳大利亞 4001）

1 研究背景

鋁鎂合金屬于典型的不可熱處理強化合金，具有中強可焊、耐蝕性好等特點，被廣泛應用于大型船舶的上層結構和舾裝件中。考慮到船體結構所受載荷及腐蝕環境兩個因素，研究用的鋁鎂錳合金是最基本的船用焊接結構材料[1-3]。船舶焊接技術在提高造船生產效率、降低成本及減重方面的作用不可小視，且焊接方法很多，如熔化極氣體保護電弧焊、鎢極氬弧焊（tungsten inert-gas welding，TIG）、攪拌摩擦焊（friction stir welding，FSW）等。經過近幾十年的發展，MIG焊（metal inert-gas welding）從焊接設備、焊接材料到工藝，都日趨成熟，是目前用得最多的一種焊接方法，也是自動線上和焊接機器人的首選熔焊方法，國內外90%以上的鋁合金焊接采用MIG焊[4-8]。

目前，業界關于鋁鎂系合金焊接及其焊接接頭組織與性能方面的研究較多，但是對多層多道次MIG焊焊接接頭組織不均勻性的研究還鮮有報道。一般來說，焊接接頭的各個微區在成分、組織和性能上都不均勻[9-13]。比如，從焊縫到母材的焊接缺陷是不同的，焊縫區是典型的鑄態組織，熱影響區卻呈現出再結晶特征，焊縫表面性質和焊縫受力也不均勻。但是，關于焊接接頭的成分、組織的不均勻度并沒有一個統一的評定標準，一般的做法是通過對斷面的金相觀察、高倍形貌分析和硬度的變化曲線來定性表征其不均勻性。

本研究擬采用焊接機器人自動化焊接，選擇鋁鎂合金配用焊絲對10 mm厚鋁鎂錳合金熱軋板材進行多層多道次MIG焊接，運用金相組織分析、掃描組織觀察及電子背散射衍射分析和顯微硬度測試等對焊接接頭的不均勻性進行研究，并進一步探討熔池邊界細晶層和焊道交界面區域粗晶形成及長大的微觀機制。

2 試驗材料與方法

試驗用焊接基材為10 mm厚的Al-Mg-Mn合金熱軋板材，其主要化學成分如下：w(Mg)=6.58%，w(Mn)=0.55%，w(Cr)=0.20%，w(Zr)=0.15%，Al余量。填充金屬材料選擇與基材相近的鋁鎂合金焊絲，其主要化學成分如下：w(Mg)=5.73%，w(Mn)=0.49%，w(Cr)=0.15%，w(Zr)=0.15%，Al余量。

焊接前對焊件進行表面清理，用丙酮或酒精擦拭后，再用鋼絲刷將焊接區域表面刷凈。所開坡口為V型坡口，試驗采用日本松下YD-400GE焊機，在單一惰性氣體Ar（體積分數為99.99%）保護下進行MIG手工焊，焊接電流為200 A，焊接速度為600 mm/min。焊接采用3層4道焊，第一層為反面打底焊，第二層為填充焊，第三層為覆面兩道焊，具體的焊接接頭示意圖如圖1所示。

圖1 焊接接頭示意圖Fig.1 Schematic diagram of welded joints

在焊接橫截面選區進行金相和掃描形貌觀察，去除焊接余高后，在接頭上表面沿與焊縫垂直方向進行EBSD全貌分析和顯微硬度測試，其具體取樣位置見圖1。金相顯微組織觀察試樣需在磨樣拋光后進行陽極覆膜，溶液配比為1 000 mL H2O+30 mL HF+11 g H3BO3，實驗電流保持在0.1～0.2 mA，覆膜時間約為90 s。掃描形貌觀察、能譜分析以及EBSD分析在日本電子JSM-7001F型熱場發射掃描電子顯微鏡上進行。硬度測試在HVA-10A型低負荷維氏硬度計上進行，負荷為50 g，持續時間為15 s。

3 試驗結果與分析

3.1 形貌視察

焊接接頭橫截面各區域的金相顯微組織觀察結果如圖2所示，其主要由熱影響區、熔合區、焊縫區和粗晶區組成。

由圖2的金相組織觀察結果可以看出，熱影響區仍然保持軋制條帶的基本組織特征，可以看到部分軋制過程未回溶的粗大相，且沿擠壓方向分布，同時發生了一定程度的再結晶，主要表現為晶粒粗化。在焊接基材與焊縫區交界面存在一層細晶組織，晶粒很小，只有幾微米，如圖2a所示。焊縫區為典型的鑄態組織，晶粒較為粗大，約為20～30 μm（見圖2b）。而在第3、4焊道之間存在一個粗晶區，晶粒粗大且沿散熱方向生長明顯，最大晶粒尺寸近100 μm，且邊界附近可觀察到氣孔的存在。

進一步對焊接接頭各個區域進行掃描顯微觀察，其結果如圖3所示。

圖3 焊接接頭各區域SEM形貌Fig.3 SEM morphology of each zone of welded joints

從圖3的掃描結果可知，焊接熱影響區與焊縫區分界較明顯，沿軋制方向分布著一些粗大相粒子。焊縫區在晶內和晶界均有析出，但晶界析出量更大。因為在焊縫冷卻過程中，隨著晶粒長大相遇，低熔點物質更容易在晶界偏析。同理，在粗晶區附近也可觀察到較大的焊接氣孔，如圖3c所示。

3.2 能譜分析

無論是整體組織形態，還是第二相分布和晶粒度的大小，焊接接頭各區域均存在明顯差異，呈現很大的組織不均勻性。為了進一步研究焊接接頭各區域組織不均勻性的形成原因，分別對細晶層、焊縫區和粗晶區進行能譜分析，其檢測結果如圖4所示。

圖4 焊接接頭各區域能譜分析結果Fig.4 Energy spectrum analysis results of each zone of welded joints

由圖4所示的能譜分析結果可以看出，除去焊接燒損和揮發之外，焊縫區和粗晶區的成分區別不大。細晶層卻發現了微量的Zr和Cr，而這就是在熔池邊界形成細晶層的主要原因。因為焊接基材在經過均勻化退火和后續熱軋加工后，基材中形成了大量的Al3Zr粒子，這些Al3Zr粒子無論是晶格類型（LI2型）還是晶格尺寸均與α(Al)基體極為相近，且錯配度非常小，在焊接冷凝過程中作為良好的非勻質晶核在熔池壁上優先析出，從而在熔池界面形成一層細晶組織[14]。在焊接冷凝過程中，焊縫金屬中也有可能析出少量的初生Al3Zr粒子。因為一方面該種粒子數量有限，另一方面初生的析出粒子對細化焊縫金屬晶粒的作用不明顯，所以焊接接頭焊縫區的晶粒組織仍然較為粗大。

3.3 電子背散射衍射觀察/EBSD分析

課題組為了了解焊接接頭各區域，特別是熔合線和兩焊道界面區域的晶粒形成及長大情況，對焊接接頭進行電子背散射衍射（electron backscattered diffraction，EBSD）全貌觀察，其結果如圖5所示。

圖5 焊接接頭的EBSD分析結果Fig.5 EBSD analysis result of welded joints

由圖5可知，焊接接頭各區域的組織存在明顯不均勻性，靠近焊縫的熱影響區出現了明顯的再結晶，熔合線附近區域存在細晶層，且晶粒沿焊縫中心方向逐漸粗化，因而在第3、4道焊界面區域形成了明顯的粗晶區。

對焊接接頭的熱影響區、細晶層、焊縫區和粗晶區進行選區EBSD分析發現，不同區域的晶粒大小明顯不同，粗晶區晶粒最為粗大，而熱影響區由于受到焊接熱的影響，出現了一定程度再結晶而造成加工變形組織特征減弱，如圖6所示。

圖6 焊接接頭各區域的反極圖Fig.6 Inverse pole figure of each zone of welded joints

3.4 統計分析

進一步對各選定區域進行晶粒大小、取向差等統計分析，結果如圖7～10所示。

焊接接頭各區域晶粒大小分析如圖7所示。

圖7 焊接接頭各區域晶粒大小分析結果Fig.7 Analysis result of grain size in different regions of welded joints

從圖7的晶粒大小分析結果可以看出：粗晶區的晶粒普遍較大，最大的晶粒超過了80 μm；焊縫區的晶粒大小均勻，平均晶粒尺寸約為20 μm；細晶層的晶粒非常細小，大部分晶粒直徑小于10 μm；而熱影響區的晶粒大小則較為分散，表明該區域的再結晶過程不完全，這有可能跟距離焊接熱源的遠近有關。距離焊縫越遠，受到焊接熱的影響越小，再結晶程度越低。同時，焊接冷卻速率過大也將導致再結晶行為不充分。這從再結晶體積分數統計分析結果（圖8）中可得到證明。

圖8 焊接接頭熱影響區的再結晶統計分析結果Fig.8 Statistical analysis result of recrystallization in HAZ of welded joints

焊接接頭各區域晶粒微取向的分析結果如圖9所示，粗晶區、焊縫區、細晶層及熱影響區都以大角度晶界為主，只有少量的小角度晶界，其中各區域小角度晶界的體積分數分別為5%,8%,6%和18%。

圖9 焊接接頭各區域晶粒微取向分析結果Fig.9 Analysis result of microorientation of grain in different regions of welded joints

在合金凝固、形變、回復再結晶等過程中，均有可能形成亞結構和亞晶界，而亞晶界屬于小角度晶界，所以在焊接接頭各區域都出現了部分的小角度晶界[15]。但是多晶體金屬材料的晶界多屬于大角度晶界，小角度晶界基本上是由位錯構成。這就解釋了為什么各區域都是以大角度晶界為主，而熱影響區由于殘留部分的形變組織，仍然保留一定數量的位錯，相比較而言，其小角度晶界的體積分數較大。

通過對圖6中焊接接頭各區域內所標記跡線的相鄰晶粒間點對點微取向差分析表明，焊縫區和細晶區內的相鄰晶粒間的點對點微取向差更為明顯，如圖10所示。

圖10 焊接接頭各區域點對點微取向差分析結果Fig.10 Analysis result of point-to-point micro-orientation difference in different regions of welded joints

圖10的分析結果表明，各晶粒沒有一致的取向，即晶粒的生長在各個方向上具有一定的等效性，這也印證了這兩個區域內的晶粒大小更為均勻；而粗晶區，特別是熱影響區，相鄰晶粒間的點對點微取向差很小，說明相鄰各個晶粒的取向具有相近性。

3.5 熱影響區織構分析

通過對熱影響區的織構分析（圖11），可得到相一致的結果。由于受到焊接循環熱的影響，焊接接頭的熱影響區出現了一定的再結晶織構特征。

圖11 焊接接頭熱影響區的（110）極圖Fig.11 EBSD IPFs of heat affected zone in (110)direction image

焊接接頭的組織不均勻性導致各個區域的力學性能也不均勻，其顯微硬度分布曲線如圖12所示。由圖可知，焊接接頭硬度分布情況與顯微組織有著密切的關系。在粗晶區，由于晶粒過于粗大，顯微硬度值最低；熱影響區由于保留部分形變組織，其顯微硬度還保持著較高值；而熔合區由于激冷凝固形成一層很薄的細晶層，對接頭的力學性能沒有明顯的積極意義，其顯微硬度值也較低。

圖12 焊接接頭顯微硬度分布圖Fig.12 Microhardness distribution of the welded joints

焊接冶金過程在一定程度上就是一個熔鑄過程，因升溫速度快，過熱度高，導致冷卻過程中熔池內各個區域的冷卻速率不同，且受焊接熱循環的影響也不均勻，最終導致焊接接頭各區域出現不同的組織形態。冷卻速率較快的熔合區，是由熔化的基材和填充金屬兩部分混合組成的，Zr、Cr等微量元素容易富集在固液界面前沿的液相中，阻止其他元素原子的遷移，且大量來自基材熱穩定性好的Al3Zr粒子作為非勻質形核的核心，從而形成細晶組織。焊縫區鑄態組織的形成，則是由于后凝固的這些區域中溶質含量的降低，過冷度也開始降低，析出的形核質點減少，從而出現了稍微粗大的枝晶組織。熱影響區在焊接熱循環的短時高溫作用下，板材中原先析出的大量Al3Zr粒子會出現一定程度的粗化，但仍然保留在基體中對位錯和亞晶界起到釘軋作用，部分抑制合金板材的再結晶，也保留了大部分形變組織的強化作用。但由于焊接循環熱影響的強弱，距離焊縫越近，再結晶程度越大，熱影響區各區域的組織與性能也表現出一定程度的不均勻性。在多道次焊接工藝中，前一焊道的焊縫區成為后一焊道的熱影響區和熔池邊界，焊道邊界兩側均為相同的鑄態組織，具有相同的晶體結構，結構的相似性減小了晶粒取向差，從而非常有利于晶粒的外延生長，在晶粒合并長大的過程中沿著散熱方向呈現出了一定的方向性，從而在第3、4道焊的交界面處可以觀察到一個明顯的粗晶區。同時，可能由于MIG焊接焊絲以熔滴形式進入熔池，熔滴比表面積較大、冷卻速率較快，導致在焊道界面產生了少量焊接氣孔，而該區域也成為焊接接頭最為薄弱的位置。

4 結論

1）多層多道MIG焊鋁鎂合金焊接接頭由熱影響區、細晶層、焊縫區及粗晶區組成，組織不均勻性非常明顯。焊縫區為較粗大的枝晶組織，晶粒大小約為20～30 μm；熱影響區為保留部分形變特征的不完全再結晶組織，形成部分再結晶織構；在熔合線附近存在一層細晶組織，晶粒大小均勻，只有幾微米；兩焊道交界處的粗晶區，晶粒粗大，最大晶粒超過80 μm，且沿散熱方向生長。

2）鋁鎂合金焊接接頭的力學性能也呈現出與顯微組織一致的不均勻性。其中，熱影響區因殘留部分形變組織，導致顯微硬度值最高，達到95 HV左右；粗晶區晶粒過于粗大，且存在少量氣孔，因而成為接頭最薄弱的位置，顯微硬度值最低，大約只有78 HV；細晶層和焊縫區的顯微硬度值居中，細晶組織層的寬度很小，對力學性能的影響不大，而焊縫區組織疏松，晶粒較為粗大。