分享：多道焊接热循环对6082-T6铝合金接头热影响区显微组织及力学性能的影响

0.   引言

6082铝合金属于Al-Mg-Si系铝合金,具有良好的强度、挤压成形性能、耐腐蚀性能和焊接性能等[1-2],广泛应用于高速列车和城市轨道交通车辆[3]。在轨道车辆车体制造时,6082铝合金结构件经常采用熔化极惰性气体（MIG）保护焊进行连接,并且由于结构件尺寸较大,需要多道焊接才能完成连接。由于6082铝合金为可热处理强化型铝合金[4-5],多道焊接热循环的作用会使其焊接接头产生复杂的热影响区,出现热软化问题[6]。在恶劣的轨道交通服役环境中,这种软化问题易影响铝合金构件的安全性[7]。 

研究普遍认为,晶粒尺寸增大,晶界变少,会使材料强度降低。但对于可热处理铝合金而言,焊接接头热影响区软化的另一原因是析出相的演变[8-9]。在多道次焊接过程中,6082铝合金母材不同位置经历着大小不同的焊接热循环,相当于经历不同程度的时效作用,因此会析出不同种类的析出相。随着焊接热循环的温度升高,6082铝合金析出序列为超饱和固溶体→硅/镁原子团簇→GP区→β″相→{U1,U2,β´}相→β相[10]。不同的析出相对材料强化效果不同,其中β″相的强化效果最好。虽然已有研究者对多道焊铝合金接头进行了研究[11-12],但这些研究主要集中于定性分析,并未对热软化区的析出相进行定量分析,且未明确热影响区软化的主导因素。因此,作者对6082-T6铝合金板进行四道双脉冲MIG焊,基于有限元方法模拟了热影响区焊接温度场,结合峰值温度和硬度变化对热影响区进行划分,研究了不同区域的力学性能和显微组织,分析了多道焊接对热影响区显微组织及力学性能影响的规律,从而揭示6082-T6铝合金厚板焊接接头热影响区软化的机理。 

1.   试样制备与试验方法

母材为尺寸350 mm×150 mm×12 mm的6082-T6铝合金板,由湖南联诚轨道装备有限公司提供。焊接材料为直径1.2 mm的ER5087铝合金焊丝。母材和焊丝的化学成分如表1所示。 

采用IGM型机器人和IGM-K5型焊机在6082-T6铝合金板表面（尺寸为350 mm×12 mm）进行双脉冲MIG堆焊,保护气体为纯度99.999%的氩气,流量为25 L·min−1,焊接电流为218 A,焊接电压为22.5 V,焊接速度为65 cm·min−1,脉冲频率为3 Hz,能量效率为0.85,初始温度为25 ℃,每道焊接时间为32.3 s,冷却时间为3 min。多道焊接时均在原焊缝上进行后续堆焊,1~3道焊缝高度为2 mm,最后一道焊缝高度为5.45 mm。为了建立并校准热学仿真模型,采用K型热电偶实时监测第一道焊接过程中热影响区（HAZ）不同位置的温度,每个热电偶插入直径1.0 mm、深度2.5 mm的测温孔中,测温孔位置见图1（a）,垂直于焊接方向排列,4个测温孔K1,K2,K3,K4距第一道焊接熔合线（如无特别说明,后文均简称为熔合线）的距离分别为3,6,9,12 mm。 

图  1  测温孔位置、硬度测试点位置示意以及拉伸试样的形状和尺寸

Figure  1.  Schematic of positions of temperature measurement holes (a), hardness test points (b), and shape and size of tensile specimen (c)

考虑到自然时效会对接头的力学性能产生影响,所有接头在自然环境中放置一个月后进行测试[13]。在距熔合线不同距离处,平行于焊接方向取金相试样,用体积分数2.5%氟硼酸溶液腐蚀后,采用ZEISS Axiovert 40 MAT型光学显微镜（OM）观察显微组织,采用截点法统计平均晶粒尺寸。 

垂直于焊接方向取截面试样,用HVS-1000M型硬度计测试显微硬度,载荷为0.1 kN,保载时间为10 s,测试点位置见图1（b）,距熔合线的距离为0.5 mm,相同距离处各测3点取平均值。在距熔合线距离为1~15 mm范围内,平行于焊接方向分层截取拉伸试样,其形状和尺寸如图1（c）所示；在Instron3369型万能试验机上进行室温拉伸试验,拉伸速度为2 mm·min−1,距熔合线相同距离处均测3个平行试样取平均值。采用TESCAN MIRA3 LMU型场发射扫描电镜（SEM）观察拉伸断口形貌。 

在距熔合线10,4,2 mm处取样,采用体积分数30%的硝酸甲醇溶液对试样进行电解双喷减薄,电压为20 V,电流为50 mA,工作温度为（−25±5） ℃,采用FEI Tecnai G2 F20场发射透射电镜（TEM）观察微观形貌,加速电压为200 kV,观察方向为铝[001]方向；统计沿铝[001]方向分布的析出相面积以及沿铝[100]和铝[010]方向分布的析出相长度分别作为析出相截面积和长度,每个位置取3个不同视场进行统计并取平均值。采用高分辨透射电镜（HRTEM）观察析出相的原子排列,确定析出相种类。 

2.   焊接温度场模拟方法及结果

2.1   模拟方法

利用Hypermesh软件对母材和焊缝进行网格划分,将网格导入Simufact.welding v6.0软件中,并设置焊接工艺参数、热源参数与边界条件,最终建立了等效焊接热循环的热学仿真模型,通过仿真模型模拟了接头热影响区各个位置的峰值温度以及温度历史。焊接模型的网格划分如图2所示,对热影响区的网格进行加密处理以提高模型计算精度,采用8节点的六面体网格单元,远离热影响区的区域网格尺寸为8 mm,过渡区域网格尺寸为4 mm,热影响区的网格尺寸为1 mm。采用JMatPro v7.0软件计算材料热物理性能,结果如图3所示。模拟时所设焊接工艺参数与试验一致。根据试验工况设置边界条件：将母材横立在固定的支座上,两边利用垫块进行定位,并用夹具夹紧固定。采用Goldak双椭球热源模型[14]来描述热源中心前、后区域的功率密度分布,其表达式为 

式中：qf,qr分别为热源中心前后区域的功率密度分布；af为前椭球半轴长度,取4.75 mm；ar为后椭球半轴长度,取14.25 mm；b为椭球热源模型的宽度,取6.0 mm；c为椭球热源模型的深度,取5.45 mm；Q为考虑效率后的热输入；ff,fr分别为前后部分热流密度的分数因子,分别取1.5,0.5；x,y,z为以热源中心为原点建立的坐标系。 

图  2  焊接接头的有限元仿真模型及其网格划分

Figure  2.  Finite element simulation model of welded joint and its mesh division

图  3  理论计算得到的母材热物理性能

Figure  3.  Thermal properties of base metal by theoretical calculation

2.2   模型验证

由图4可知,在整个加热和冷却过程中,实测和模拟得到距熔合线相同距离处的温度曲线重叠度高,有限元仿真模型计算得到的峰值温度与试验结果的相对误差均在3%左右,表明建立的热学仿真模型准确。 

图  4  试验和模拟得到不同测温孔的温度-时间曲线

Figure  4.  Test and simulated temperature-time curves of different temperature measurement holes

2.3   模拟结果

由图5可以看到：经历四道焊接时熔合线处的峰值温度达606.48 ℃；距离熔合线越远的热影响区峰值温度越低；距熔合线7 mm区域内,不同位置的峰值温度随着焊接道次的增加而降低,这是因为焊缝堆叠导致高度增加,热源逐渐远离熔合线；由于热量的堆积,距离熔合线较远区域的峰值温度随着焊接道次的增加而增加,在距熔合线10 mm处,第四道焊接造成的峰值温度从第一道焊接的355 ℃升高到367 ℃。 

图  5  模拟得到四道焊接时试样截面峰值温度云图和不同道次焊接时截面峰值温度变化曲线

Figure  5.  Simulated peak temperature contour map on section (a) of specimen during four-pass welding and peak temperature change curves on section during different-pass welding (b)

3.   试验结果与讨论

3.1   焊接热影响区的力学性能

由图6可见,不同道次焊接后热影响区的硬度分布均呈“√”形,焊接接头存在明显软化行为。根据试验测得的热影响区截面硬度变化和模拟得到的热影响区截面峰值温度变化规律,并结合材料热处理工艺[15-16]将热影响区划分为3个区域：峰值温度在506.4~573.5 ℃的区域硬度波动较平稳,定义为固溶区（C区）；峰值温度在452.2~506.4 ℃的区域热软化最严重,定义为严重过时效区（B区）；峰值温度在263.6~452.2 ℃的区域硬度随温度降低而升高,定义为过时效区（A区）。C区的硬度随着焊接道次的增加明显降低。距熔合线4 mm处的软化现象最严重,四道焊接后此处的硬度与一道焊接相比降低了14.7%。 

图  6  不同道次焊接后热影响区截面硬度以及热影响区分区示意

Figure  6.  Hardness on section of HAZ (a) and schematic of partition in HAZ (b) after different-pass welding

由图7可见：随着焊接道次的增加,热影响区C区和B区的抗拉强度和屈服强度均基本下降,距离熔合线4 mm处降至最低,断后伸长率呈下降趋势,热影响区A区的抗拉强度和屈服强度均基本呈先下降后上升趋势,断后伸长率波动较小；相比于一道焊接,四道焊接后热影响区强度明显下降。 

图  7  不同道次焊接后距熔合线不同距离处的热影响区拉伸性能

Figure  7.  Tensile properties of HAZ at different distances from fusion line after different-pass welding: (a) tensile strength; (b) yield strength and (c) elongation after fracture

由图8可知：一道和四道焊接后距离熔合线10 mm处试样的拉伸断口中存在的光滑解理面和韧窝差异不大,与二者断后伸长率相近的结果吻合；与一道焊接相比,四道焊接后距离熔合线4 mm处断口的细小韧窝少,解理面多,说明塑性下降,与断后伸长率降低相符；一道和四道焊接后距离熔合线2 mm处断口中均只存在大韧窝和细小韧窝,呈典型的韧性断裂,其中四道焊接后距离熔合线2 mm处断口中较大较深的韧窝分布更少,该区域塑性更差,断后伸长率更低。 

图  8  一道和四道焊接后距熔合线不同距离处的热影响区拉伸断口SEM形貌

Figure  8.  SEM morphology of tensile fracture of HAZ at different distances from fusion line after one-pass welding (a–c) and four-pass welding (d–f):(a, d) 10 mm away from fusion line; (b, e) 4 mm away from fusion line and (c, f) 2 mm away from fusion line

3.2   焊接热影响区的显微组织

由图9和表2可知：一道和四道焊接后距熔合线不同距离处的热影响区组织均为粗大的条状晶粒；相比于一道焊接,四道焊接后距离熔合线10,4,2 mm处的平均晶粒尺寸分别增大了22.9%,18.6%,4.2%。平均晶粒尺寸对材料屈服强度的贡献可利用霍尔佩奇公式[17]计算,表达式如下： 

式中：σy为屈服强度；d为平均晶粒尺寸；${\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}_{\text{<span style="font-size: 16px; color: rgb(0, 0, 0);">y</span>}}$为常数。 

图  9  一道和四道焊接后距熔合线不同距离处热影响区的显微组织

Figure  9.  Microstructure of HAZ at different distances from fusion line after one-pass welding (a–c) and four-pass welding (d–f): (a, d) zone A at 10 mm away from fusion line; (b, e) zone B at 4 mm away from fusion line and (c, f) zone C at 2 mm away from fusion line

材料的硬度约为0.33倍屈服强度[18],可以进一步计算平均晶粒尺寸对硬度的影响,计算公式如下： 

式中：Hd为材料硬度；${\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}_{\text{<span style="font-size: 16px; color: rgb(0, 0, 0);">H</span>}}$为与材料硬度测试相关的系数,铝合金一般取50 HV·μm1/2[19]。 

利用式（3）和式（4）计算晶粒细化对材料表面硬度的贡献,结果如表2所示。可见,计算得到的一道和四道焊接后热影响区不同位置处的硬度差异较小。计算得到的四道焊接后距离熔合线2 mm处的硬度相较于一道焊接仅降低0.08 HV,然而实测得到的硬度降低了约23 HV,说明四道焊接导致的晶粒长大并不是造成硬度降低的主要因素。由于强度与硬度有一定对应关系,因此推测晶粒长大也不是造成接头强度降低的主要因素。 

由图10可知：一道焊接后热影响区A区中存在的析出相主要为针状相和棒状相,其中沿铝[001]方向分布的析出相呈黑点状；针状相的晶体结构为单斜结构,其晶格常数a为1.52 nm,c为0.66 nm,β为105°,与文献[20]对比确认是β″相,此相是Al-Mg-Si系铝合金中强化效果最强的析出相[21]；棒状相的晶体结构为六方结构,其晶格常数a为0.715 nm,c为1.215 nm,γ为120°,与文献[22]对比确认是β'相。二道焊接后热影响区A区主要存在棒状β'相和另一种棒状相；另一种棒状相为正交结构,其晶格常数a为0.671 nm,c为0.791 nm,与文献[23]对比确认是U2相。β″相向U2相转变会导致材料强度降低[24]。三道焊接后热影响区A区的析出相主要为板条状相、棒状β'相和半溶解相；板条状相具有面心立方结构,其晶格常数a为0.449 nm,确认为β相[25]。四道焊接后热影响区A区主要存在棒状β'相和半溶解相；半溶解相[26]呈空心圆环形,内部原子排列无序,边缘原子排列方式与铝基体原子相似。结合Al-Mg-Si系铝合金析出相的析出序列分析可知,随着焊接道次增加,热影响区A区的析出相过时效状态越来越严重,这是热影响区A区强度降低的原因之一。 

图  10  一道、二道、三道和四道焊接后距熔合线10 mm处热影响区A区的TEM形貌和不同析出相的HRTEM形貌

Figure  10.  TEM micrographs (a, d, g, j) and HRTEM micrographs of precipitates (b–c, e–f, h–i, k–l) in zone A of HAZ at 10 mm away from fusion line after one-pass (a–c), two-pass (d–f), three-pass (g–i) and four-pass (j–l) welding: (b, e, f, i, k) club phase; (c) acicular phase; (h) lath phase and (l) semi-dissolved phase

由图11可见,不同道次焊接后热影响区B区的析出相基本均呈半溶解状态,无法确认析出相的种类。由于该区域经历瞬间高温冲击,部分析出相来不及完全溶解。B区析出相出现弯曲的现象,这种现象目前尚未有具体研究。有学者将材料进行多次等径角挤压后发现,材料的析出相先发生弯曲变形然后发生断裂并溶解[27],推测析出相弯曲变形可能是析出相溶解的一个前兆。 

图  11  不同道次焊接后距熔合线4 mm处热影响区B区的TEM和HRTEM形貌

Figure  11.  TEM (a–d) and HRTEM (c–h) morphology of zone B of HAZ at 4 mm away from fusion line after different-pass welding: (a) one-pass welding; (b) two-pass welding; (c) three-pass welding and (d) four-pass welding

由图12可知,不同道次焊接后热影响区C区只观察到直径约2 nm的黑点（溶质原子在铝基体中的聚集,即GP区）,无其他有序的析出相结构。由于该区域经历高于500 ℃的峰值温度,有序析出相几乎完全溶解。 

图  12  不同道次焊接后距熔合线2 mm处热影响区C区的TEM形貌

Figure  12.  TEM morphology of zone C of HAZ at 2 mm away from fusion line after different-pass welding: (a) one-pass welding; (b) two-pass welding; (c) three-pass welding and (d) four-pass welding

由表3结合图10、图11、图12分析可知,与一道焊接相比,四道焊接后热影响区A区的析出相长度增大29.7%,截面积增大89%,数量减少37.1%。这是因为随着焊接道次的增加,热影响区A区经历的峰值温度升高,并且每道次焊接后的峰值温度均远高于正常时效的温度（100~200 ℃）,所以析出相发生粗化和溶解；析出相的粗化和溶解是导致热影响区A区性能降低的另一个因素。随着焊接道次的增加,热影响区B区的析出相也逐渐粗化和溶解,四道焊接后析出相长度增大21.5%,截面积增大175.3%,数量减少55.8%。热影响区B区每道次焊接都经历452.2~506.4 ℃的峰值温度,多次的短时高温过时效作用造成析出相进一步粗化和溶解,最终导致材料强度降低到了最低值。随着焊接道次的增加,热影响区C区的峰值温度降低,溶质原子的固溶量减少,而基体中的溶质原子是GP区的主要形核点,因此C区的GP区数量减少。GP区是热影响区C区的主要强化相,其数量减少意味着强度降低,因此C区强度随着焊接道次增加而降低。 

4.   结论

（1）基于有限元方法,建立6082-T6铝合金板焊接热学仿真模型,模型计算得到的峰值温度与试验结果的相对误差在3%左右。 

（2）根据峰值温度和硬度变化规律,结合材料热处理工艺可将热影响区按照距熔合线由远到近分为过时效区（A区）、严重过时效区（B区）和固溶区（C区）。随着焊接道次的增加,热影响区晶粒粗化,四道焊接后,热影响区的力学性能明显下降。四道焊后热影响B区的软化现象最严重,距熔合线4 mm处的硬度与一道焊相比降低14.7%。 

（3）热影响区软化的主要原因是析出相的演变而不是晶粒的粗化。随焊接道次增加,热影响区A区的析出相发生β″相+β'相→β'相+U2相→β相+β'相+半溶解相→β'相+半溶解相转变；不同道次焊接后热影响区B区的析出相几乎呈半溶解状态,C区有序析出相完全溶解,只有大量GP区析出。随着焊接道次的增加,热影响区A区和B区的析出相逐渐粗化和溶解,C区的GP区数量减少。

文章来源——材料与测试网