0.   引言

6082鋁合金屬于Al-Mg-Si系鋁合金,具有良好的強度、擠壓成形性能、耐腐蝕性能和焊接性能等[1-2],廣泛應(yīng)用于高速列車和城市軌道交通車輛[3]。在軌道車輛車體制造時,6082鋁合金結(jié)構(gòu)件經(jīng)常采用熔化極惰性氣體（MIG）保護焊進行連接,并且由于結(jié)構(gòu)件尺寸較大,需要多道焊接才能完成連接。由于6082鋁合金為可熱處理強化型鋁合金[4-5],多道焊接熱循環(huán)的作用會使其焊接接頭產(chǎn)生復(fù)雜的熱影響區(qū),出現(xiàn)熱軟化問題[6]。在惡劣的軌道交通服役環(huán)境中,這種軟化問題易影響鋁合金構(gòu)件的安全性[7]。 

研究普遍認為,晶粒尺寸增大,晶界變少,會使材料強度降低。但對于可熱處理鋁合金而言,焊接接頭熱影響區(qū)軟化的另一原因是析出相的演變[8-9]。在多道次焊接過程中,6082鋁合金母材不同位置經(jīng)歷著大小不同的焊接熱循環(huán),相當(dāng)于經(jīng)歷不同程度的時效作用,因此會析出不同種類的析出相。隨著焊接熱循環(huán)的溫度升高,6082鋁合金析出序列為超飽和固溶體→硅/鎂原子團簇→GP區(qū)→β″相→{U1,U2,β´}相→β相[10]。不同的析出相對材料強化效果不同,其中β″相的強化效果最好。雖然已有研究者對多道焊鋁合金接頭進行了研究[11-12],但這些研究主要集中于定性分析,并未對熱軟化區(qū)的析出相進行定量分析,且未明確熱影響區(qū)軟化的主導(dǎo)因素。因此,作者對6082-T6鋁合金板進行四道雙脈沖MIG焊,基于有限元方法模擬了熱影響區(qū)焊接溫度場,結(jié)合峰值溫度和硬度變化對熱影響區(qū)進行劃分,研究了不同區(qū)域的力學(xué)性能和顯微組織,分析了多道焊接對熱影響區(qū)顯微組織及力學(xué)性能影響的規(guī)律,從而揭示6082-T6鋁合金厚板焊接接頭熱影響區(qū)軟化的機理。 

1.   試樣制備與試驗方法

母材為尺寸350 mm×150 mm×12 mm的6082-T6鋁合金板,由湖南聯(lián)誠軌道裝備有限公司提供。焊接材料為直徑1.2 mm的ER5087鋁合金焊絲。母材和焊絲的化學(xué)成分如表1所示。 

采用IGM型機器人和IGM-K5型焊機在6082-T6鋁合金板表面（尺寸為350 mm×12 mm）進行雙脈沖MIG堆焊,保護氣體為純度99.999%的氬氣,流量為25 L·min−1,焊接電流為218 A,焊接電壓為22.5 V,焊接速度為65 cm·min−1,脈沖頻率為3 Hz,能量效率為0.85,初始溫度為25 ℃,每道焊接時間為32.3 s,冷卻時間為3 min。多道焊接時均在原焊縫上進行后續(xù)堆焊,1~3道焊縫高度為2 mm,最后一道焊縫高度為5.45 mm。為了建立并校準(zhǔn)熱學(xué)仿真模型,采用K型熱電偶實時監(jiān)測第一道焊接過程中熱影響區(qū)（HAZ）不同位置的溫度,每個熱電偶插入直徑1.0 mm、深度2.5 mm的測溫孔中,測溫孔位置見圖1（a）,垂直于焊接方向排列,4個測溫孔K1,K2,K3,K4距第一道焊接熔合線（如無特別說明,后文均簡稱為熔合線）的距離分別為3,6,9,12 mm。 

圖  1  測溫孔位置、硬度測試點位置示意以及拉伸試樣的形狀和尺寸

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

考慮到自然時效會對接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生影響,所有接頭在自然環(huán)境中放置一個月后進行測試[13]。在距熔合線不同距離處,平行于焊接方向取金相試樣,用體積分數(shù)2.5%氟硼酸溶液腐蝕后,采用ZEISS Axiovert 40 MAT型光學(xué)顯微鏡（OM）觀察顯微組織,采用截點法統(tǒng)計平均晶粒尺寸。 

垂直于焊接方向取截面試樣,用HVS-1000M型硬度計測試顯微硬度,載荷為0.1 kN,保載時間為10 s,測試點位置見圖1（b）,距熔合線的距離為0.5 mm,相同距離處各測3點取平均值。在距熔合線距離為1~15 mm范圍內(nèi),平行于焊接方向分層截取拉伸試樣,其形狀和尺寸如圖1（c）所示；在Instron3369型萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為2 mm·min−1,距熔合線相同距離處均測3個平行試樣取平均值。采用TESCAN MIRA3 LMU型場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察拉伸斷口形貌。 

在距熔合線10,4,2 mm處取樣,采用體積分數(shù)30%的硝酸甲醇溶液對試樣進行電解雙噴減薄,電壓為20 V,電流為50 mA,工作溫度為（−25±5） ℃,采用FEI Tecnai G2 F20場發(fā)射透射電鏡（TEM）觀察微觀形貌,加速電壓為200 kV,觀察方向為鋁[001]方向；統(tǒng)計沿鋁[001]方向分布的析出相面積以及沿鋁[100]和鋁[010]方向分布的析出相長度分別作為析出相截面積和長度,每個位置取3個不同視場進行統(tǒng)計并取平均值。采用高分辨透射電鏡（HRTEM）觀察析出相的原子排列,確定析出相種類。 

2.   焊接溫度場模擬方法及結(jié)果

2.1   模擬方法

利用Hypermesh軟件對母材和焊縫進行網(wǎng)格劃分,將網(wǎng)格導(dǎo)入Simufact.welding v6.0軟件中,并設(shè)置焊接工藝參數(shù)、熱源參數(shù)與邊界條件,最終建立了等效焊接熱循環(huán)的熱學(xué)仿真模型,通過仿真模型模擬了接頭熱影響區(qū)各個位置的峰值溫度以及溫度歷史。焊接模型的網(wǎng)格劃分如圖2所示,對熱影響區(qū)的網(wǎng)格進行加密處理以提高模型計算精度,采用8節(jié)點的六面體網(wǎng)格單元,遠離熱影響區(qū)的區(qū)域網(wǎng)格尺寸為8 mm,過渡區(qū)域網(wǎng)格尺寸為4 mm,熱影響區(qū)的網(wǎng)格尺寸為1 mm。采用JMatPro v7.0軟件計算材料熱物理性能,結(jié)果如圖3所示。模擬時所設(shè)焊接工藝參數(shù)與試驗一致。根據(jù)試驗工況設(shè)置邊界條件：將母材橫立在固定的支座上,兩邊利用墊塊進行定位,并用夾具夾緊固定。采用Goldak雙橢球熱源模型[14]來描述熱源中心前、后區(qū)域的功率密度分布,其表達式為 

式中：qf,qr分別為熱源中心前后區(qū)域的功率密度分布；af為前橢球半軸長度,取4.75 mm；ar為后橢球半軸長度,取14.25 mm；b為橢球熱源模型的寬度,取6.0 mm；c為橢球熱源模型的深度,取5.45 mm；Q為考慮效率后的熱輸入；ff,fr分別為前后部分熱流密度的分數(shù)因子,分別取1.5,0.5；x,y,z為以熱源中心為原點建立的坐標(biāo)系。 

圖  2  焊接接頭的有限元仿真模型及其網(wǎng)格劃分

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

圖  3  理論計算得到的母材熱物理性能

Figure  3.  Thermal properties of base metal by theoretical calculation

2.2   模型驗證

由圖4可知,在整個加熱和冷卻過程中,實測和模擬得到距熔合線相同距離處的溫度曲線重疊度高,有限元仿真模型計算得到的峰值溫度與試驗結(jié)果的相對誤差均在3%左右,表明建立的熱學(xué)仿真模型準(zhǔn)確。 

圖  4  試驗和模擬得到不同測溫孔的溫度-時間曲線

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

2.3   模擬結(jié)果

由圖5可以看到：經(jīng)歷四道焊接時熔合線處的峰值溫度達606.48 ℃；距離熔合線越遠的熱影響區(qū)峰值溫度越低；距熔合線7 mm區(qū)域內(nèi),不同位置的峰值溫度隨著焊接道次的增加而降低,這是因為焊縫堆疊導(dǎo)致高度增加,熱源逐漸遠離熔合線；由于熱量的堆積,距離熔合線較遠區(qū)域的峰值溫度隨著焊接道次的增加而增加,在距熔合線10 mm處,第四道焊接造成的峰值溫度從第一道焊接的355 ℃升高到367 ℃。 

圖  5  模擬得到四道焊接時試樣截面峰值溫度云圖和不同道次焊接時截面峰值溫度變化曲線

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.   試驗結(jié)果與討論

3.1   焊接熱影響區(qū)的力學(xué)性能

由圖6可見,不同道次焊接后熱影響區(qū)的硬度分布均呈“√”形,焊接接頭存在明顯軟化行為。根據(jù)試驗測得的熱影響區(qū)截面硬度變化和模擬得到的熱影響區(qū)截面峰值溫度變化規(guī)律,并結(jié)合材料熱處理工藝[15-16]將熱影響區(qū)劃分為3個區(qū)域：峰值溫度在506.4~573.5 ℃的區(qū)域硬度波動較平穩(wěn),定義為固溶區(qū)（C區(qū)）；峰值溫度在452.2~506.4 ℃的區(qū)域熱軟化最嚴(yán)重,定義為嚴(yán)重過時效區(qū)（B區(qū)）；峰值溫度在263.6~452.2 ℃的區(qū)域硬度隨溫度降低而升高,定義為過時效區(qū)（A區(qū)）。C區(qū)的硬度隨著焊接道次的增加明顯降低。距熔合線4 mm處的軟化現(xiàn)象最嚴(yán)重,四道焊接后此處的硬度與一道焊接相比降低了14.7%。 

圖  6  不同道次焊接后熱影響區(qū)截面硬度以及熱影響區(qū)分區(qū)示意

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

由圖7可見：隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)C區(qū)和B區(qū)的抗拉強度和屈服強度均基本下降,距離熔合線4 mm處降至最低,斷后伸長率呈下降趨勢,熱影響區(qū)A區(qū)的抗拉強度和屈服強度均基本呈先下降后上升趨勢,斷后伸長率波動較?。幌啾扔谝坏篮附?四道焊接后熱影響區(qū)強度明顯下降。 

圖  7  不同道次焊接后距熔合線不同距離處的熱影響區(qū)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

由圖8可知：一道和四道焊接后距離熔合線10 mm處試樣的拉伸斷口中存在的光滑解理面和韌窩差異不大,與二者斷后伸長率相近的結(jié)果吻合；與一道焊接相比,四道焊接后距離熔合線4 mm處斷口的細小韌窩少,解理面多,說明塑性下降,與斷后伸長率降低相符；一道和四道焊接后距離熔合線2 mm處斷口中均只存在大韌窩和細小韌窩,呈典型的韌性斷裂,其中四道焊接后距離熔合線2 mm處斷口中較大較深的韌窩分布更少,該區(qū)域塑性更差,斷后伸長率更低。 

圖  8  一道和四道焊接后距熔合線不同距離處的熱影響區(qū)拉伸斷口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   焊接熱影響區(qū)的顯微組織

由圖9和表2可知：一道和四道焊接后距熔合線不同距離處的熱影響區(qū)組織均為粗大的條狀晶粒；相比于一道焊接,四道焊接后距離熔合線10,4,2 mm處的平均晶粒尺寸分別增大了22.9%,18.6%,4.2%。平均晶粒尺寸對材料屈服強度的貢獻可利用霍爾佩奇公式[17]計算,表達式如下： 

式中：σy為屈服強度；d為平均晶粒尺寸；${\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}_{\text{<span style="font-size: 16px; color: rgb(0, 0, 0);">y</span>}}$為常數(shù)。 

圖  9  一道和四道焊接后距熔合線不同距離處熱影響區(qū)的顯微組織

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

材料的硬度約為0.33倍屈服強度[18],可以進一步計算平均晶粒尺寸對硬度的影響,計算公式如下： 

式中：Hd為材料硬度；${\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}_{\text{<span style="font-size: 16px; color: rgb(0, 0, 0);">H</span>}}$為與材料硬度測試相關(guān)的系數(shù),鋁合金一般取50 HV·μm1/2[19]。 

利用式（3）和式（4）計算晶粒細化對材料表面硬度的貢獻,結(jié)果如表2所示?？梢?計算得到的一道和四道焊接后熱影響區(qū)不同位置處的硬度差異較小。計算得到的四道焊接后距離熔合線2 mm處的硬度相較于一道焊接僅降低0.08 HV,然而實測得到的硬度降低了約23 HV,說明四道焊接導(dǎo)致的晶粒長大并不是造成硬度降低的主要因素。由于強度與硬度有一定對應(yīng)關(guān)系,因此推測晶粒長大也不是造成接頭強度降低的主要因素。 

由圖10可知：一道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)中存在的析出相主要為針狀相和棒狀相,其中沿鋁[001]方向分布的析出相呈黑點狀；針狀相的晶體結(jié)構(gòu)為單斜結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為1.52 nm,c為0.66 nm,β為105°,與文獻[20]對比確認是β″相,此相是Al-Mg-Si系鋁合金中強化效果最強的析出相[21]；棒狀相的晶體結(jié)構(gòu)為六方結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為0.715 nm,c為1.215 nm,γ為120°,與文獻[22]對比確認是β'相。二道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)主要存在棒狀β'相和另一種棒狀相；另一種棒狀相為正交結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為0.671 nm,c為0.791 nm,與文獻[23]對比確認是U2相。β″相向U2相轉(zhuǎn)變會導(dǎo)致材料強度降低[24]。三道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)的析出相主要為板條狀相、棒狀β'相和半溶解相；板條狀相具有面心立方結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為0.449 nm,確認為β相[25]。四道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)主要存在棒狀β'相和半溶解相；半溶解相[26]呈空心圓環(huán)形,內(nèi)部原子排列無序,邊緣原子排列方式與鋁基體原子相似。結(jié)合Al-Mg-Si系鋁合金析出相的析出序列分析可知,隨著焊接道次增加,熱影響區(qū)A區(qū)的析出相過時效狀態(tài)越來越嚴(yán)重,這是熱影響區(qū)A區(qū)強度降低的原因之一。 

圖  10  一道、二道、三道和四道焊接后距熔合線10 mm處熱影響區(qū)A區(qū)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

由圖11可見,不同道次焊接后熱影響區(qū)B區(qū)的析出相基本均呈半溶解狀態(tài),無法確認析出相的種類。由于該區(qū)域經(jīng)歷瞬間高溫沖擊,部分析出相來不及完全溶解。B區(qū)析出相出現(xiàn)彎曲的現(xiàn)象,這種現(xiàn)象目前尚未有具體研究。有學(xué)者將材料進行多次等徑角擠壓后發(fā)現(xiàn),材料的析出相先發(fā)生彎曲變形然后發(fā)生斷裂并溶解[27],推測析出相彎曲變形可能是析出相溶解的一個前兆。 

圖  11  不同道次焊接后距熔合線4 mm處熱影響區(qū)B區(qū)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

由圖12可知,不同道次焊接后熱影響區(qū)C區(qū)只觀察到直徑約2 nm的黑點（溶質(zhì)原子在鋁基體中的聚集,即GP區(qū)）,無其他有序的析出相結(jié)構(gòu)。由于該區(qū)域經(jīng)歷高于500 ℃的峰值溫度,有序析出相幾乎完全溶解。 

圖  12  不同道次焊接后距熔合線2 mm處熱影響區(qū)C區(qū)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結(jié)合圖10、圖11、圖12分析可知,與一道焊接相比,四道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)的析出相長度增大29.7%,截面積增大89%,數(shù)量減少37.1%。這是因為隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)A區(qū)經(jīng)歷的峰值溫度升高,并且每道次焊接后的峰值溫度均遠高于正常時效的溫度（100~200 ℃）,所以析出相發(fā)生粗化和溶解；析出相的粗化和溶解是導(dǎo)致熱影響區(qū)A區(qū)性能降低的另一個因素。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)B區(qū)的析出相也逐漸粗化和溶解,四道焊接后析出相長度增大21.5%,截面積增大175.3%,數(shù)量減少55.8%。熱影響區(qū)B區(qū)每道次焊接都經(jīng)歷452.2~506.4 ℃的峰值溫度,多次的短時高溫過時效作用造成析出相進一步粗化和溶解,最終導(dǎo)致材料強度降低到了最低值。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)C區(qū)的峰值溫度降低,溶質(zhì)原子的固溶量減少,而基體中的溶質(zhì)原子是GP區(qū)的主要形核點,因此C區(qū)的GP區(qū)數(shù)量減少。GP區(qū)是熱影響區(qū)C區(qū)的主要強化相,其數(shù)量減少意味著強度降低,因此C區(qū)強度隨著焊接道次增加而降低。 

4.   結(jié)論

（1）基于有限元方法,建立6082-T6鋁合金板焊接熱學(xué)仿真模型,模型計算得到的峰值溫度與試驗結(jié)果的相對誤差在3%左右。 

（2）根據(jù)峰值溫度和硬度變化規(guī)律,結(jié)合材料熱處理工藝可將熱影響區(qū)按照距熔合線由遠到近分為過時效區(qū)（A區(qū)）、嚴(yán)重過時效區(qū)（B區(qū)）和固溶區(qū)（C區(qū)）。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)晶粒粗化,四道焊接后,熱影響區(qū)的力學(xué)性能明顯下降。四道焊后熱影響B(tài)區(qū)的軟化現(xiàn)象最嚴(yán)重,距熔合線4 mm處的硬度與一道焊相比降低14.7%。 

（3）熱影響區(qū)軟化的主要原因是析出相的演變而不是晶粒的粗化。隨焊接道次增加,熱影響區(qū)A區(qū)的析出相發(fā)生β″相+β'相→β'相+U2相→β相+β'相+半溶解相→β'相+半溶解相轉(zhuǎn)變；不同道次焊接后熱影響區(qū)B區(qū)的析出相幾乎呈半溶解狀態(tài),C區(qū)有序析出相完全溶解,只有大量GP區(qū)析出。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)A區(qū)和B區(qū)的析出相逐漸粗化和溶解,C區(qū)的GP區(qū)數(shù)量減少。

文章來源——材料與測試網(wǎng)