MIG焊6063/7075鋁合金接頭的金相組織、耐蝕性和力學性能研究

魯寬亮,張春芝,王 寧,單美琳,趙書鋒

(1.山東科技大學 材料科學與工程學院,山東 青島 266590;2.山東裕航特種合金裝備有限公司,山東 濱州 256200)

鋁合金憑借其優異的物理、化學、力學和加工性能,在工程領域得到廣泛應用。輕量化背景下,許多車型大量使用鋁合金零部件[1-2]。然而,受成分和物化性能差異導致的各種焊接缺陷影響,異種鋁合金的焊接仍然具有挑戰性。對此,一些科研人員采用摩擦攪拌焊等固相連接技術成功實現了多種鋁合金系之間的連接,例如AA2019/AA5083和AA5083/AA6061等[3-4]。近幾年,具有受控熱輸入的冷金屬過渡焊技術引起關注[5]。盡管如此,操作簡單和成本低的熔化極惰性氣體保護(metal inert-gas,MIG)焊接技術依然是工業生產中的主力。焊件的殘余應力、晶粒尺寸和析出相等直接決定著構件的服役可靠性。異種鋁合金的MIG焊接仍需要系統研究,以在低成本、簡單通用性與其固有問題之間取得平衡。

在各類鋁合金體系中,具有高強度的6系和7系鋁合金在汽車結構件方面應用較多,但二者之間多以機械連接出現[6]。對這類異種鋁合金MIG焊接頭性能的系統性研究事關其在汽車輕量化方面的應用。本研究針對6063/7075鋁合金的金相組織、力學性能、殘余應力、耐蝕性等方面進行系統分析,確定工藝對接頭宏觀和微觀性能的作用規律,以獲得綜合性能良好的接頭,為異種鋁合金MIG焊的廣泛應用提供參考。

1 實驗

實驗材料為7075-T6和6063-T6鋁合金,尺寸為120 mm×100 mm×5 mm。焊接采用Pulse MIG-500RP逆變式脈沖MIG弧焊機,焊絲為直徑1.2 mm的ER5356焊絲(GB/T 3190—96),高純Ar (99.99%) 作為保護氣體。采用角度為60°、鈍邊為1 mm的V形坡口。單面和雙面焊接分別按表1所示的參數進行,單面焊接采用單面雙層焊接方法。圖1和圖2分別給出了單、雙面焊接系統原理圖和焊接接頭外觀圖。

圖2 焊接接頭宏觀形貌

表1 單、雙面焊接工藝參數

金相樣品通過標準工藝制備,使用凱勒試劑腐蝕,并通過光學顯微鏡 (Axio Lab A1) 進行組織觀察。通過盲孔法在焊接試樣上進行殘余應力測試,位置如圖3所示。殘余應力的測量采用鉆孔應力測試裝置,鉆孔沿焊縫方向每10 mm間隔布置,在垂直焊縫方向每15 mm間隔布置,沿著焊縫方向兩側的C位置和垂直焊縫方向的C1 (C1’) 位置重合。采用萬能材料試驗機(AI-7000M)按GB/T 228.1—2010進行拉伸實驗,速度為1 mm/min。根據國標GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗方法》,拉伸前在試樣上標定原始標距L0,拉伸后測量斷后標距Lu,在室溫下將斷后的兩部分試樣緊密的對接在一起,保證兩部分的軸線位于同一條直線上,測量試樣斷裂后的標距。斷后伸長率為斷后標距的殘余伸長 (Lu-L0)與原始標距 (L0) 之比,從而測出拉伸過程中的變形量。采用電子探針 (JXA8230) 進行顯微分析,采用D/MAX 2500PC X射線衍射儀(X-ray diffraction,XRD)進行物相分析,測試角度范圍為10～90°,掃描速度為8°/min,采用Cu靶Kα輻射。焊接接頭不同位置處的顯微硬度采用自動維氏硬度計(FM-700/SVDM4R)在0.245 N載荷下加載10 s獲得。在焊縫中心 (標記為O) 及距焊縫中心10 mm處的7075側(O1)和6063側(O1’)處進行電化學測試。為了評估接頭不同區域的耐蝕性,室溫(25 ℃)下采用三電極電化學工作站(CS310H),包括鉑電極和飽和甘汞參比電極。測試前的穩定時間為0.5 h。電化學阻抗譜(electrochemical impedance spectroscopy,EIS)測試在100～10 mHz的正弦振幅下進行。采用的電解液為3.5%的NaCl溶液。

圖3 殘余應力試驗位置示意圖

2 結果和討論

2.1 金相組織和物相分析

6063/7075鋁合金單、雙面焊接頭的金相組織如圖4。圖4(a)～4(c)給出了從一側母材向另一側母材組織變化情況,其中遠離焊縫處呈現軋制帶狀組織。從圖4 (b) 可以看出,焊縫中心區域由大量等軸晶粒組成。隨著晶粒向焊縫中心生長,溫度梯度減小,過冷和結晶速率增大,有利于等軸晶粒的形成[7]。對比圖4(b)和圖4(e)可以看出,雙面焊接工藝晶粒明顯細化,析出相增加。XRD結果表明,兩個焊縫均由α-Al固溶體和Al0.7Fe3Si0.3析出物組成,有助于晶粒細化。圖4 (h) 給出S2焊縫的掃描形貌,表格中給出了S2焊縫處的面掃描平均成分和A區的微區成分分析,A區Cu含量略高,這與Cu較正的腐蝕電位有關。Cu含量較高的不連續晶界析出相可降低晶界和基體之間的電位差,抑制陽極溶解[8-9]。此外,Cu能促進形核,提高耐蝕性[10]。但XRD未測出Cu,這可能是因為未浸蝕焊縫表面Cu含量低于XRD的分辨率。

圖4 金相組織、XRD、掃描圖譜和微區分析結果

雙面焊在兩次焊接條件下,熔池金屬流動性升高,母材中的高溫富Fe相、富Si相等未熔化粒子,向焊縫中心遷移,形核質點增加,在結晶時,形核率提高,在焊縫中心相當于添加晶粒細化劑,引起成分過冷,這些粒子在焊縫中形成釘扎作用,阻礙晶粒生長,使得晶粒細化。

根據金屬平均晶粒度測定方法 (GB/T 6394—2002),單面焊接焊縫處的平均晶粒尺寸為93.4 μm,雙面焊接焊縫處平均晶粒尺寸為74.7 μm,晶粒細化。同時,由S1和S2試樣的XRD圖譜,主衍射峰值分別位于38.81°和38.75°,S2峰值左移,也在一定程度上佐證雙面焊接焊縫處的晶粒尺寸更細。

2.2 殘余應力分析

對MIG焊接的6063/7075接頭的殘余應力進行了測試。根據測得的應變釋放,得到主殘余應力σ1(峰值)、最小殘余應力σ2及σ1與0°方向(焊縫縱向)的夾角θ?？v向和橫向殘余應力σ0和σ2α根據式(1)[11]計算得到。圖5為6063/7075接頭沿焊縫和垂直焊縫方向的殘余應力曲線。

圖5 縱向和橫向殘余應力分布

(1)

焊接后熔池材料冷卻收縮是產生拉伸殘余應力的主要原因之一[12]。單、雙面焊接中不同的熱輸入形式引起殘余應力的重新分布。雙面焊反向熱輸入減小了雙面焊的溫度梯度,有利于抵消變形、降低殘余應力。

從圖5 (a) 中可以看出,試樣S1沿焊縫方向的平均峰值殘余應力σ1高于S2,且S2的殘余應力比S1稍穩定,S1-7075側的殘余應力最大。圖5 (b) 顯示垂直于焊縫分布的峰值殘余應力σ1,高應力區位于焊縫附近,其應力梯度較大。殘余應力低于屈服強度。由于7075、6063鋁合金和ER5356焊絲的成分和性能不同,兩側的殘余應力情況并不完全對稱,7075鋁合金側的殘余應力偏大。靠近焊縫區的位置表現出較大的拉應力,遠離焊縫處的位置表現為壓應力。這是由于在焊接過程中,焊縫附近產生的塑性變形的高溫金屬收縮過程中受到的約束較少,作用于母材產生應力且無法釋放,形成局部高應力區。焊接時焊縫及周邊區域溫度場變化迅速,由于鋁合金熱導率較高,垂直焊縫方向存在較大的溫度梯度,內應力自平衡過程縮短,導致接頭附近殘余應力高。S1大部分位置在垂直于焊縫方向的峰值殘余應力均高于S2。沿焊縫的縱向殘余應力σ0和橫向殘余應力σ2α如圖5(c)和圖5(d)所示,垂直于焊縫的縱向殘余應力σ0和橫向殘余應力σ2α如圖5(e)和圖5(f)所示,圖5(e)和圖5(f)與圖5(b)具有相似的趨勢。S2沿焊縫的縱向和橫向殘余應力整體更低。縱向應力主要集中在焊縫的中間部位及近縫區,表現為較大的拉應力。而橫向應力主要作用在焊縫兩端部,表現為壓應力。垂直焊縫方向的應力分布為:焊縫中心處應力幅值大,兩側應力幅值小,邊緣處應力值趨于0。

垂直焊縫方向的橫向殘余應力產生自焊縫冷卻時的橫向收縮,間接原因是來自焊縫的縱向收縮。另外,表面和內部不同的冷卻過程以及可能疊加的相變過程也會影響橫向應力的分布。焊接的方向和順序對橫向應力必然產生影響。對于本研究的單面焊接和雙面焊接,焊縫尾部最后冷卻,因而其橫向收縮受到已經冷卻的先焊部分的阻礙,從而表現出很高的拉應力,單面焊接施加的兩道熱源在尾部更集中,雙面焊接正反兩面的熱源相對更均勻,因此單面焊接焊縫處的拉應力相對雙面焊接更高。

焊接順序對最大殘余應力的影響較大,單面雙層焊接中,兩次焊接產生的撓度一致,因此殘余應力發生疊加效應,產生的殘余應力較大;雙面焊接中,正反兩次的焊接順序,使得上下撓度部分相互抵消,撓曲變形明顯比單面焊接情況要小,殘余應力也相對更低。

2.3 電化學分析

為了獲得接頭的耐腐蝕性能分布情況,對O、O1、O1’進行動電位極化和阻抗譜測試,電流密度i和電位E的關系如圖6(a)和圖6(b)所示,實部阻抗Z’和虛部阻抗Z’’的關系如圖6(c)和圖6(d)所示。圖6(a)中單面焊接接頭的三個曲線呈現與鈍化區相似的趨勢。腐蝕電位從7075側的O1到焊縫的O和6063側的O1’變得更正。此外,O1’曲線包括一個明顯的鈍化區,表明其耐蝕性最高。圖6(b)中腐蝕電位從7075側的O1到焊縫O和6063側的O1’變得更正。從圖6(c)和圖6(d)可以看出,單、雙面焊縫容抗電弧的大小表明耐蝕性順序為O1’>O>O1。

圖6 動電位極化曲線和阻抗圖譜

動電位極化曲線和阻抗譜主要參數擬合,包括腐蝕電位Ecorr和腐蝕電流密度icorr等,如表2所示。S2的焊縫具有較低的腐蝕電流密度和最正的腐蝕電位,表明具有更好的耐蝕性。雙面焊接提高了焊縫的耐蝕性。Wang等[13]發現ER5356焊絲中Ti的存在有利于Al3Ti金屬間化合物相的形成,從而在一定程度上提高焊縫的耐蝕性。焊縫的耐蝕性略高于母材。然而,單面焊接會導致焊縫有更高的稀釋度,使得焊縫受母材影響很大。雙面焊焊縫的耐蝕性與7075側和6063側區別較大。

表2 6063/7075鋁合金接頭動電位極化曲線和阻抗譜擬合結果

為了進一步探究焊縫耐蝕性能提升的原因,采用電子探針進行單、雙面焊接焊縫電化學腐蝕后的表面形貌觀察,圖7和圖8為電子探針觀察電化學腐蝕后的試樣,附加的能量色散譜(energy dispersive spectroscopy,EDS) 用于確定所選區域的成分分布。

(a) 焊縫表面腐蝕形貌; (b) 點掃描EDS結果; (c-h) 線掃描結果

(a) 焊縫表面腐蝕形貌; (b) 點掃描EDS結果; (c-h) 線掃描結果

單面和雙面焊接焊縫腐蝕后的選區EDS結果可見較高的O含量,這表明氧化物是由吸氧腐蝕過程產生的。同時,S2中Si、Cu和Zn的含量高于S1,有助于提高耐蝕性。雙面焊接焊縫的Zn、Cu含量更高,Mg元素較少,在晶界處陽極β析出相 (Mg2Al3)顯著減少,從而減少了局部原電池反應[14]。雙面焊接中Si的含量相對較高,Mg2Si在腐蝕環境中使基體表面鈍化,形成的Mg(OH)2氧化膜抑制基體腐蝕,但隨著腐蝕時間的增長,Mg2Si作為陽極的活性明顯降低,出現局部腐蝕現象[15]。雙面焊獲得更加均勻的晶粒、致密的組織和較低的殘余應力,以及晶粒細化后的合金元素Si、Cu和Zn的均勻分布均有利于耐蝕性的提升。

2.4 力學性能

6063/7075的單、雙面焊接頭的力學性能通過應變-應力曲線和斷口形貌進行分析,如圖9和圖10所示。S1和S2的抗拉強度分別為138和140 MPa;強度系數分別為6063鋁合金的67.6%和68.6%;延伸率分別為13.3%和13.5%,二者力學性能相當。同時,單面和雙面焊接工藝的斷裂都發生在6063側。

圖10 拉伸斷口形貌

單面和雙面MIG焊6063/7075鋁合金接頭的力學性能良好。由圖10可以看出,S1和S2的斷口表現為均勻的杯形和錐形凹坑,表明韌性斷裂。ER5356焊絲中的主要元素Si在焊縫中形成低熔點的共晶起到防止裂紋的作用[16],有利于力學性能提升。然而,由于MIG的高熱輸入,增強相在基材中的溶解降低了材料的強度,限制了力學性能的提高。凹坑的大小和深度略有不同,取決于第二相粒子的分布和基體的塑性[17]。

接頭和兩種基體合金的顯微維氏硬度如圖11所示。兩種工藝都在6063側O1’處產生最低的平均硬度值。S2的焊縫硬度為155±6 HV0.25,略低于S1。單、雙面焊接工藝使S1和S2焊縫成分分布均勻性不同,影響焊縫平均硬度。7075側的O1位置也有類似的趨勢,即S2的硬度低于S1的硬度。6063側的接頭由于受熱輸入的影響硬度略高于6063鋁合金。焊接過程中7075鋁合金側析出強化相的溶解,使其硬度降低。雙面焊增強相的溶解對于7075側硬度的影響更大,正反面兩次熱輸入使增強相溶解程度更大,降低了7075側的硬度。Fu等[18]的研究也指出,硬度的損失是由于析出相的溶解和生長造成的,雙面焊接的熱輸入更均勻,形核更多,形成的超大析出相較少,因此硬度相對更低。

圖11 S1和S2、7075鋁合金和6063鋁合金選定區域的顯微維氏硬度

3 結論

通過單面和雙面MIG焊接工藝,獲得了6063/7075鋁合金接頭,對其金相組織、耐蝕性和力學性能的影響:

1) 與單面焊工藝相比,雙面焊晶粒更細,組織更均勻,力學性能基本相當。兩種工藝在6063側產生最低硬度值,但比6063基體高。焊縫和7075側在雙面焊接過程中顯示出較低的硬度。

2) 雙面焊接6063/7075接頭沿焊縫方向的平均峰值殘余應力σ1、縱向殘余應力σ0和橫向殘余應力σ2α均較低且較穩定。異種材料焊接受母材和焊材成分影響,殘余應力分布并不完全對稱。

3) 雙面焊焊縫和6063側均具有較正的腐蝕電位和較小的腐蝕電流密度,表明具有更好的耐蝕性,腐蝕形貌特征也表明雙面焊焊縫的腐蝕較輕。與單面焊相比,雙面焊接提高了焊縫和6063側的耐蝕性。