Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材MIG焊接接頭的顯微組織和性能

王海彬

（東北輕合金有限責任公司，哈爾濱 150060）

0 前言

Al-Mg-Mn合金因具有質輕、比強度高、成形性好、中強可焊、耐腐蝕性能好等優點而被廣泛應用于大型艦船的上層結構和舾裝件中[1-2]。考慮到船體結構承載及腐蝕環境這兩個主要因素，鋁鎂錳合金是最基本的船用焊接結構材料[3-4]。而船舶用材料的焊接在提高船舶性能、減重等方面起著決定性的作用。船舶用鋁合金的焊接方法較多，如MIG、TIG、FSW焊接等。經過幾十年的發展，MIG焊在焊接設備、焊接工藝等各方面都日趨成熟，是目前船舶焊接鋁合金中用得最多的一種焊接方法，國內外90%以上的鋁合金焊接采用MIG焊[5]。

為進一步提高船用鋁鎂錳系合金的強度，本文針對一種Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金退火態板材開展MIG焊接實驗，并對焊后板材的接頭組織、力學性能及耐腐蝕性能開展研究工作，旨在開發出能夠兼顧耐蝕性能和強度性能的焊接用鋁合金材料。

1 實驗方法

焊接實驗用板材為經過320℃/2 h退火處理后的退火態板材，其規格為4 mm×150 mm×300 mm，化學成分如表1所示。采用與母材成分相同的合金焊絲進行焊接，焊絲直徑為1.6 mm。MIG焊接主要焊接參數為：保護氣體99.999%Ar，流量20 L/min，單脈沖90A，0.75 m/min。焊接時試板不開坡口、對接間隙1~2 mm，采用單道次焊接，單面焊接雙面成形，焊接前用鋼絲刷去除待焊接區域的氧化膜。MIG焊接設備為Fornius TPS 5000型焊機。

表1 實驗合金板材化學成分（質量分數/%）

焊接后以焊縫為中心垂直于焊縫對稱截取組織觀察試樣、拉伸性能檢測試樣、硬度測試試樣以及剝落腐蝕和晶間腐蝕試樣。采用HW187.5型維氏顯微硬度計進行焊接接頭不同區域的硬度測試，硬度載荷為100 kg，每隔1 mm測一個硬度值，從一側的基材區一直測到另一側的基材區域。在WDW-100A型電子拉伸試樣機上進行拉伸試驗，測試焊接接頭的拉伸力學性能。采用型號為Sirion200的掃描電子顯微鏡（帶能譜儀）進行第二相粒子形貌及分布等分析。按照ASTM G66標準對焊后板材進行剝落腐蝕性能檢測，按照ASTM G67標準對焊后板材進行晶間腐蝕性能檢測。

2 試驗結果與討論

2.1 拉伸性能

Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材及其MIG焊接接頭的拉伸力學性能如表2所示。

表2 試驗板材及其MIG焊接接頭的拉伸力學性能

從表2中可以看出，板材經過MIG焊接后其接頭強度和延伸率與基材相比均有所下降。通常用焊接強度系數來評價焊接性能的優劣，由于焊接接頭的性能一般低于母材，通常情況下，焊接強度系數的值介于0和1之間，焊接強度系數值越大，代表該接頭的焊接性能越好。本試驗采用MIG焊接的接頭強度系數為0.90。

2.2 顯微硬度

圖1所示為Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材MIG焊接接頭距焊縫中心不同距離處的硬度分布曲線。

圖1 試驗板材MIG焊接接頭硬度分布

從圖1可以看到，焊接接頭顯微硬度以焊縫為中心呈近似對稱分布。其中，焊縫中心的硬度最低，為70.8~72.5 HV，低于母材硬度，這是由于焊絲中的Mg元素在焊接過程中發生燒損減弱了Mg的固溶強化效果所致。距焊縫中心5 mm的熱影響區處的硬度低于母材，其原因在于焊接過程中熱影響區的組織發生了再結晶粗化，也出現了接頭軟化現象。但與可熱處理強化鋁合金焊接接頭相比，其接頭軟化現象不明顯[6-7]。距離焊縫中心越遠，硬度值越大，直至到達母材區域，硬度為83-88.8 HV。這是因為距離焊縫中心越遠，受焊接熱影響造成的軟化程度也越小。總體說來，焊接接頭的硬度值波動較小，硬度在70.8~88.8 HV范圍內。

2.3 耐腐蝕性能

按照ASTM G66標準檢測板材焊接接頭的剝落腐蝕，剝落腐蝕前后的試樣宏觀形貌如圖2所示。

圖2 焊接接頭的剝落腐蝕宏觀形貌

從圖2可以看到，焊接接頭經過剝落腐蝕后，其焊接區與母材區均沒有出現嚴重的剝落腐蝕現象，僅出現零散的點蝕坑，腐蝕等級可評為PB級。

按照ASTM G67要求對焊接接頭進行晶間腐蝕試驗。對焊接接頭試樣進行酸、堿處理后在70%~72%的硝酸溶液中放置24 h，然后將試樣清洗稱重，計算單位面積內的重量損失，測試結果見表3。

已有研究表明[8]，Al-Mg合金的耐蝕性能主要取決于組織中β（Al2Mg3）相的分布狀態和數量，如果析出的β（Al2Mg3）相呈連續分布，會大大降低合金的耐腐蝕性能。因此，在高鎂船用Al-Mg合金生產中，保證合金組織中沒有連續分布的β（Al2Mg3）相、控制β（Al2Mg3）相均勻分布是關鍵控制點之一。本試驗采用的板材是經過320℃穩定化退火處理后的板材，大部分Mg元素以固溶的形式存在，其焊縫金屬在焊接過程中重熔并在急冷條件下形成鑄態組織，且組織中均不存在連續分布的β（Al2Mg3）相（見圖4和圖5）。因此，實驗板材焊接接頭具有較好的耐剝落腐蝕和耐晶間腐蝕性能。

2.4 顯微組織

圖3為試驗合金板材焊縫的金相組織形貌。

由圖3可見，焊縫中心區域為晶粒較粗大的枝晶組織（見圖3（a））。這是由于焊接過程中熔池內各區域的冷卻速度和溶質濃度不同以及溫度與成分的不均勻性導致了焊縫區內形成粗晶組織。在熔合線附近靠近焊縫一側存在大量粗大的柱狀晶組織，在母材一側靠近柱狀晶區有一層較細小的等軸細晶區（見圖3（b））。這是由于焊接時金屬液呈過熱狀態使附近母材融化，在靠近母材部分，熔體溫度相對較低，母材中Al6Mn、Al6（FeMn）等第二相粒子成為非均質形核的核心，形成了一層類似激冷層的細晶層；在遠離母材一側的熔體溫度較高，熔體的大部分熱量通過細晶層再經母材向外擴散，散熱的方向性增強。由于垂直母材橫截面方向散熱最快，細晶層中主軸與其垂直的枝晶就優先長大，并且可能超越取向不利的相鄰晶粒長大，形成較粗大的柱狀晶組織[9]。圖3（c）為焊接用母材的組織，為扁長形的再結晶組織。圖4為焊縫的SEM形貌觀察結果。

圖3 焊接接頭金相組織

圖4 焊縫區SEM形貌

由圖4可以看到，焊縫區的組織中存在大量白色形狀不規則的第二相粒子。對組織中的第二相粒子進行能譜分析，其結果見圖5。

圖5 焊縫組織中的第二相及能譜分析

圖5為焊縫組織中的第二相及第二相的能譜分析，通過能譜分析可以確定組織中白色的第二相粒子主要是由Al和Mn兩種元素組成的Al6Mn相。焊縫組織中彌散分布的Al6Mn相對焊縫起到第二相強化的作用（圖5（a））。在焊縫的掃描組織中沒有觀察到β相（Al2Mg3）。由于焊縫是在焊接熱的影響下形成的鑄態重熔組織，在焊接過程中一部分Mg元素發生燒損，其余的Mg元素主要以固溶的形式存在于焊縫組織中，焊縫組織中沒有形成Al2Mg3相（見圖5（b））。焊縫組織中不存在連續分布的Al2Mg3相，這也是焊接接頭具有較好的耐剝落腐蝕和耐晶間腐蝕的原因。

3 結論

（1）采用MIG焊接的Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金退火態板材具有較好的焊接性能，焊接接頭的抗拉強度為322 MPa，焊接強度系數達到0.9。

（2）焊接接頭具有優異的耐剝落腐蝕和耐晶間腐蝕性能，剝落腐蝕為PB級，晶間腐蝕結果為4.6~4.7 mg/cm2。

（3）焊縫中心為枝晶組織，熔合線附近為柱狀晶而且存在一層細晶組織，焊縫中的主要析出相為Al6Mn。