6061-T6鋁合金激光誘導電弧焊軋復合成形組織性能

宋剛,劉振夫,程繼文,劉黎明

1.大連理工大學 材料科學與工程學院,大連 116024

2.大連理工大學 遼寧省先進焊接技術重點實驗室,大連 116024

6061-T6鋁合金是Al-Mg-Si系可熱處理強化鋁合金,具有密度低、比強度高、導電和導熱好等優點,被廣泛應用于動力機械、軌道交通及航空航天等領域。然而,以6系為代表的熱處理強化鋁合金雖具有良好的焊接性,但由于其特有的強化機制(固溶處理+時效)和物理特性(導熱系數大),焊接接頭相比其他材料受熱影響的范圍更廣、程度更大,會出現熱影響區軟化現象,使焊接接頭的力學性能顯著劣化。因此如何改善鋁合金焊接接頭熱影響區軟化問題,是科研機構和企業長期關注的難點和熱點。

鋁合金常用的焊接方法有鎢極惰性氣體保護電弧焊(Tungsten Inert Gas,TIG)、熔化極惰性氣體保護電弧焊(Metal Inert-Gas Arc Welding,MIG)、激光焊、激光電弧復合焊、攪拌摩擦焊等。對于TIG 焊,為減小焊接熱影響區寬度,王亞潔采用高頻脈沖輔助方波交流TIG 焊接6061-T6鋁合金,接頭抗拉強度由母材的62.5%提高到73.6%。對于MIG 焊,金禮等研究了焊接熱輸入對6061-T6鋁合金焊接缺陷和接頭力學性能的影響。當熱輸入為178～188 J/mm 時,焊接接頭缺陷最少,抗拉強度最高,達到母材的62%。對于激光焊,Hirose和Kobayashi研究了激光焊接相較于傳統TIG 焊熱影響區的寬度變化,由于激光焊實現了更低的熱輸入,接頭的熱影響區僅為傳統TIG焊的1/7。對于攪拌摩擦焊,邱宇等采用優化后的攪拌摩擦焊工藝參數焊接6061-T6鋁合金,接頭抗拉強度能達到母材的80.45%。

除采用焊接方法改善6061鋁合金接頭性能外,焊后塑性變形強化也是改善鋁合金焊接接頭性能的重要手段。塑性變形強化是指對工件施加一定的塑性變形,通過引入一定量的位錯、亞結構和表面應力改善工件的強度和耐磨性。隨焊碾壓、隨焊錘擊、隨焊隨軋等復合成形技術通常被用來控制焊接變形、降低焊接殘余應力及避免焊接熱裂紋,同時可有效提高焊接接頭的抗拉強度和疲勞強度。宋剛等提出了“基于熱導拘束+局部變形強化”焊軋復合成形方法,并研究了此復合成形方法對5083-O 和6061-T6異種鋁合金TIG 填絲焊接頭組織性能影響,結果表明強制冷卻能促使焊接接頭過時效軟化區向焊縫中心移動,后續通過對焊縫余高局部大變形量塑性變形成功實現了遠離焊縫的過時效軟化區變形強化,接頭抗拉強度由199.0 MPa提升到288.6 MPa,相對提升了46.5%。

激光誘導電弧復合焊技術是以電弧為主,采用具有較低平均功率的脈沖激光對電弧進行誘導增強,使電弧能量密度大幅度提高,結合了激光及電弧兩個獨立熱源各自的優點,具有熱輸入低、熱影響區窄、變形小和殘余應力小等優點。孫佳采用小功率激光誘導電弧焊技術實現了6061-T6鋁合金薄板高速焊,降低了焊接接頭熱影響區軟化程度,接頭的抗拉強度也達到母材的77.6%。為進一步改善6061-T6鋁合金焊接接頭性能,本文以1.5 mm 厚的6061-T6鋁合金為研究對象,采用激光誘導TIG 電弧填絲焊工藝減小熱輸入使軟化區域向焊縫靠近；后續通過軋制工藝對焊縫余高進行局部強制變形,使熱影響區在焊縫余高變形的影響下發生協同塑性變形以期提升熱影響區的力學性能,重點討論焊軋復合成形方法對接頭組織與力學性能的影響。

1 實驗材料和方法

1.1 實驗材料

實驗材料選用6061-T6鋁合金。鋁合金焊接試樣尺寸為200 mm×100 mm×1.5 mm,采用的填充焊絲為直徑1.2 mm 的ER5356。母材和焊絲的化學成分如表1所示。母材的平均屈服強度為255 MPa、平均抗拉強度為310 MPa、斷后平均伸長率為17.2%。焊前用鋼絲刷和砂紙打磨鋁合金板以去除表面的氧化膜,用乙醇溶液去除表面的油污。

表1 母材和焊絲化學成分Table 1 Chemical composition of base metal and welding wire

1.2 焊接實驗方法

采用自行搭建的低功率脈沖激光誘導電弧復合焊接系統進行焊接實驗。焊接系統所用激光器是波長為1.064μm 的脈沖Nd：YAG 激光器,焦距為120 mm,焦點光斑直徑為0.6 mm。采用型號為AVP-500POTC 的交直流脈沖TIG 焊機。焊接過程采用交流電弧模式,保護氣體為99.99vol% Ar。采用激光在前、電弧在后、前送絲焊接方式,焊接過程如圖1(a)所示。TIG 焊槍、激光束和送絲裝置在同一平面內,TIG 焊槍與水平面的角度為45°,光斑中心到鎢極尖端水平間距為2 mm,鎢極高度為2 mm。電弧焊接電流為140 A、激光功率為445 W、焊接速度為1 500 mm/min、送絲速度為3 000 mm/min。

焊后試樣在室溫條件下進行軋制實驗,軋輥間距為母材厚度,即只軋制焊縫余高區域,軋制方向與焊接方向相同,軋制過程如圖1(b)所示。

圖1 焊軋過程示意圖Fig.1 Schematic diagram of welding and rolling process

1.3 組織與性能分析方法

采用線切割的方法垂直焊接方向截取金相試樣,先使用夾具夾持研磨、電解拋光(在20 V 的恒定電壓下通電10 s后,立即用清水清洗干凈,拋光液為高氯酸/乙醇體積比為1∶9的高氯酸乙醇溶液)、陽極覆膜(在20 V 恒定電壓下通電4 min,陽極覆膜溶液按氟硼酸/水體積比1∶40的比例配制),然后采用蔡司HAL-100型偏光顯微鏡觀察陽極覆膜后接頭各部位的微觀組織,觀察完成后使用Touch HV-1000A 型觸摸屏顯微硬度計測量硬度分布,測試壓力為4.9 N,加載時間10 s,以接頭中心為基準,向一側水平方向以0.25 mm 為間距打點,直到母材結束,豎直方向每行間距0.25 mm,共打點6行,打點示意圖如圖2所示。

圖2 顯微硬度測試位置示意圖Fig.2 Schematic diagram of location of microhardness test

采用電子萬能拉伸試驗機對試樣進行拉伸實驗,試樣尺寸如圖3 所示,拉伸速率設為2 mm/min,每組參數切取3個拉伸試樣,實驗結果取平均值。

圖3 拉伸試樣示意圖Fig.3 Schematic diagram of tensile specimen

2 實驗結果與分析

2.1 焊接與焊軋接頭形貌

圖4為6061-T6鋁合金激光誘導電弧填絲焊及焊后軋制試樣的接頭宏觀形貌。可看出激光誘導電弧填絲焊工藝能得到成形良好、無缺陷的焊接接頭,但由于在焊接過程中焊縫處不均勻的加熱和冷卻,接頭發生了輕微變形。焊后軋制工藝使焊縫余高強制變形,壓實了焊縫處金屬,顯著增加了焊縫寬度,同時軋制工藝也消除了板材由焊接產生的變形,得到了成形良好、無缺陷的焊軋復合成形接頭。

圖4 接頭宏觀形貌Fig.4 Macro morphology of joints

2.2 顯微組織

圖5為6061-T6鋁合金焊接及焊后軋制接頭微觀組織。采用的6061-T6母材的微觀組織形貌為典型的軋態纖維狀組織,如圖5(a)所示,晶粒呈現明顯的壓扁拉長狀態。圖5(b)為焊接接頭過時效軟化區的微觀組織,可見與母材相比,晶粒有明顯的長大現象。

圖5(c)和圖5(d)為激光誘導電弧填絲焊焊接接頭焊縫區及焊軋接頭焊縫區的金相組織。由圖5(c)可看出焊縫中心為粗大的等軸晶,晶粒大小、分布較為均勻。由圖5(d)可看出軋制工藝使焊縫金屬強制變形,原始的等軸晶形貌被壓實,晶粒發生明顯變形,軋制后焊縫區晶粒由于受縱向壓力被壓扁拉長。

圖5 接頭微觀組織Fig.5 Microstructure of joints

圖5(e)和圖5(f)為激光誘導電弧填絲焊接及焊軋接頭部分熔合區微觀組織。從圖5(e)可看出靠近部分熔合區的焊縫晶粒為柱狀晶,這是因為鋁合金散熱較快,依附于母材的晶粒朝著向母材散熱方向相反的方向生長形成柱狀晶,而靠近部分熔合區的母材晶粒由于受到來自焊縫中心的熱,晶粒有所長大。由圖5(f)可看出由于軋制工藝,焊縫區的晶粒發生變形,部分熔合區晶粒變得不規則。熱影響區晶粒由于軋制受到焊縫中心向兩側的擠壓力發生變形,相較于原始晶粒,熱影響區晶粒變得圓潤。

2.3 硬度分布

對激光誘導電弧填絲焊接和焊軋試樣進行硬度測試,硬度分布云圖如圖6所示。可看出從焊縫中心到距離中心10 mm 左右處硬度分布均低于母材,產生了軟化現象,而在最鄰近焊縫處出現了硬度大幅上升的趨勢,這是因為在焊接熱源的影響下填絲焊工藝發生了固溶強化現象。可看出焊縫區的整體硬度為整個接頭硬度最低的區域,最低硬度為71.1 HV。但填絲焊過程中接頭由于填充金屬,焊縫區在拉伸過程中受力面積比母材大,因此斷裂位置仍出現在熱影響區。在熱影響區出現了硬度最低的區域,即過時效軟化區。過時效軟化區的硬度最低為71.2 HV,與焊縫區硬度相近。可看出軋制工藝對填絲焊接頭硬度有明顯作用,因焊縫區發生了明顯的縱向強制變形,硬度得到了提升——由最低的71.1 HV 增加到97.9 HV,相對增加了37.7%；焊縫寬度也因強制變形明顯變寬。焊軋試樣熱影響區的硬度相較于焊接試樣也有明顯提升。熱影響區性能最薄弱的位置即過時效軟化區也由于焊縫區軋制變寬而發生橫向擠壓,硬度有明顯提升,由最低的71.2 HV 增加到87.8 HV,相對增加了23.3%。從硬度測試結果來看,與焊接接頭相比焊軋復合成型接頭整體的硬度得到提升,接頭硬度分布更加均勻。

圖6 硬度分布Fig.6 Hardness distribution

2.4 拉伸性能

圖7為激光誘導電弧填絲焊接及焊軋試樣的接頭平均抗拉強度及接頭平均斷后伸長率。由圖7可看出焊接接頭的平均抗拉強度為246 MPa,約為6061-T6母材的79.4%。試樣斷裂在硬度最為薄弱的過時效軟化區(圖8),斷后伸長率為10.3%,約為6061-T6母材的59.9%。焊軋復合成形試樣的抗拉強度為284 MPa,約為6061-T6母材的91.6%。試樣斷裂位置也在過時效軟化區,抗拉強度相對提升了15.4%,斷后伸長率為8.8%,略低于焊接接頭的伸長率。這是因為在軋制工藝的縱向強制變形及橫向協同變形的影響下,焊縫區域及靠近焊縫的熱影響區晶粒發生變形,大幅提升了焊縫及近縫區組織的硬度,進而提升了接頭的抗拉強度。

圖7 接頭抗拉強度和伸長率Fig.7 Tensile sthrength and elongation of joints

圖8 拉伸實驗接頭斷裂位置Fig.8 Tensile experiment joint fracture positions

2.5 受力分析

圖9為軋制過程中接頭各部分的受力情況及焊縫區金屬流動方向。在軋制過程中,軋輥間距設置為1.5 mm,與板材厚度一致,因此接頭的固溶區、過時效軟化區及母材都沒有受到縱向的壓力。而焊縫中心由于填絲,正背部存在余高,受到局部下壓力,高出板材的部分強制縱向變形直至與母材厚度一致。由于塑性變形在很大程度上依賴于位錯滑移,根據式(1)可知當外應力達臨界剪應力()與施密特因子()的比值時,就會發生位錯滑移,此時的外應力稱為臨界外應力()。

圖9 軋制過程接頭受力情況及焊縫區金屬流動方向Fig.9 Forces on joint and direction of metal flow in weld seam during rolling process

由于在焊縫中心受縱向壓力,焊縫區域晶粒發生塑性變形,在晶粒內部發生位錯滑移產生位錯強化效果。由于縱向變形作用,焊縫中心晶粒發生明顯的橫向變形向兩側擠壓,形成向兩側的橫向壓力。熱影響區由于受來自焊縫區的擠壓力,固溶區和過時效軟化區晶粒發生協同變形(如圖5(e)和圖5(f)所示),也發生位錯滑移、纏結起到位錯強化效果；而距熔合區較遠的過時效軟化區硬度也有明顯提升,但與母材相比仍有較大差距(如圖6所示)。因此焊軋復合成形接頭相較于焊接接頭整體性能有很大提升,但過時效軟化區仍是焊軋復合成形接頭最薄弱的區域。

3 結 論

1)采用激光誘導電弧復合填絲焊及激光誘導電弧填絲焊軋復合成形工藝均能得到成形良好、沒有缺陷的6061-T6對接接頭,采用焊軋復合成形工藝能很好地消除焊接變形。

2)填絲焊接頭經局部軋制后,焊縫區由于縱向強制變形晶粒發生明顯的變形,焊縫寬度增加。焊縫金屬向兩側擠壓而發生橫向協同變形,使部分熔合區及熱影響區晶粒因受擠壓發生變形。

3)過時效軟化區為激光誘導電弧填絲焊接頭性能最薄弱區域。與焊接接頭相比,焊軋接頭過時效軟化區中軟化最嚴重的位置硬度由71.2 HV 提升到87.8 HV,提升幅度為23.3%。

4)接頭抗拉強度由焊接接頭的246 MPa提升到284 MPa,達到母材的91.6%,提升幅度為15.4%。焊接試樣與焊軋試樣的斷裂位置均在過時效軟化區。