樊振中，萬 佟，王端志，王鯤鵬，王勝強(qiáng)，賀篤鵬

(1中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095；3 北京宇航系統(tǒng)工程研究所，北京 100076)

鋁硅合金材料比強(qiáng)度/比剛度高、密度低、耐蝕性與加工性能優(yōu)異[1-2]，經(jīng)冷/熱加工成型與熱處理后，具有較佳的綜合力學(xué)性能與物理-化學(xué)性能[3]，同時(shí)Si元素的添加提高了合金材料的工藝流動(dòng)性能[4-5]，可用于成形制造復(fù)雜薄壁孔腔結(jié)構(gòu)件，在軌道交通、航空航天、機(jī)械化工等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[6]。與Al-Zn系和Al-Cu系相比，Al-Si系合金材料密度更低，且技術(shù)成熟度較高，批量化生產(chǎn)合格率可高達(dá)72%～84%，尤其適用于航空航天批量化武器裝備的生產(chǎn)制造，在國防軍工行業(yè)應(yīng)用廣泛。

由于結(jié)構(gòu)形狀復(fù)雜且空腔管路較多，導(dǎo)彈艙體多選用鋁硅系合金材料進(jìn)行研制，受制于現(xiàn)有的無損檢測設(shè)備與檢測水平，凝固成形制造的導(dǎo)彈艙體毛坯內(nèi)部存在著檢測盲區(qū)，尤其是結(jié)構(gòu)交接的厚大部位，經(jīng)機(jī)械加工后的檢測誤差往往較大，導(dǎo)彈艙體經(jīng)機(jī)械加工進(jìn)行無損檢測復(fù)檢時(shí)，易在復(fù)雜結(jié)構(gòu)交接區(qū)域檢測到疏松、氣孔、夾渣等缺陷，如直接報(bào)廢則資金周期浪費(fèi)嚴(yán)重；結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)在評(píng)估此類缺陷對(duì)艙體靜載結(jié)構(gòu)強(qiáng)度損傷影響時(shí)，沒有量化數(shù)據(jù)可供參考[7]。國內(nèi)外針對(duì)鋁硅系合金材料的研究多集中于合金熔體純凈化制備[8-9]、共晶硅相變質(zhì)處理、超聲波機(jī)械振動(dòng)或懸浮晶粒細(xì)化[10]、凝固成形工藝數(shù)值仿真計(jì)算、熱處理參數(shù)優(yōu)化調(diào)控與材料疲勞力學(xué)性能研究等[11-14]；針對(duì)鋁合金開展的焊接工藝研究多偏重于不同鋁合金材料對(duì)焊后的界面組織與性能評(píng)價(jià)[15-17]、TIG焊接、激光焊接、攪拌摩擦焊等特種焊接工藝焊后接頭部位的組織與性能研究[18-20]以及焊接工藝參數(shù)對(duì)鋁合金氬弧焊后組織與性能的影響等[21-22]，以往研究成果表明鋁合金大面積焊接后經(jīng)重復(fù)熱處理焊縫區(qū)域的力學(xué)性能可達(dá)到母材的84%～92%[23]，但針對(duì)鋁硅系合金材料缺陷組織損傷性能評(píng)估與冷態(tài)焊接工藝性能評(píng)價(jià)開展的研究較少，現(xiàn)有研究成果無法用于指導(dǎo)鋁硅系合金構(gòu)件的缺陷性能評(píng)價(jià)，不具有工程應(yīng)用價(jià)值。

本工作以導(dǎo)彈艙體本體剖切加工的板片拉伸試樣為研究對(duì)象，采用氬弧焊分別進(jìn)行了ZL114A與ZL205A絲材的冷態(tài)焊接，借助FEM有限元計(jì)算方法對(duì)冷態(tài)焊接過程的溫度場分布進(jìn)行了仿真計(jì)算，對(duì)比研究了ZL114A合金材料T6態(tài)冷態(tài)焊接下缺陷區(qū)域的微觀組織與力學(xué)性能，完成了鋁硅系ZL114A合金材料的缺陷性能評(píng)估。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)材料為ZL114A合金，其化學(xué)成分見表1。合金熔煉采用300kg電阻熔化爐，首先加入高純鋁錠，升溫熔化至液態(tài)，繼續(xù)加熱至760℃加入Al-12Si中間合金與純Mg鑄錠、攪拌10min；降溫至735～740℃加入Al-5Ti-B中間合金，之后采用C2Cl6與TiO2完成精煉除氣除渣。ZL114A合金材料熱導(dǎo)率為152W/(m·℃)，比熱容為963J/(kg·℃)。

表1 ZL114A合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of ZL114A aluminum alloy (mass fraction/%)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

按照QJ 3185-2003《航天用鋁合金ZL205A、ZL114A鑄件規(guī)范》規(guī)定，導(dǎo)彈艙體Ⅱ類鑄件經(jīng)機(jī)械加工至2.5～4.0mm壁厚尺寸時(shí)，零件表面允許存在的最大氣孔與夾渣直徑應(yīng)≤4mm。實(shí)驗(yàn)通過在板片拉伸試樣中心位置加工出φ4mm的圓孔，用以表征評(píng)價(jià)ZL114A合金構(gòu)件去除缺陷后的力學(xué)性能，并在圓孔區(qū)域進(jìn)行冷態(tài)焊接，完成ZL114A合金材料冷態(tài)焊接微觀組織與力學(xué)性能評(píng)價(jià)研究。ZL114A板片拉伸試樣FEM網(wǎng)格剖分示意圖如圖1所示。拉伸試樣長度為146mm，寬度為32mm，厚度為1.0mm。冷態(tài)焊接由DONSUN WSME-315型逆變直流氬弧焊機(jī)完成，焊接電壓為20V，焊接電流為24A，冷態(tài)焊接線速度為2.5mm·s-1。板片拉伸試樣冷態(tài)焊接過程采用SYSWELD軟件進(jìn)行了FEM仿真計(jì)算，板片拉伸試樣網(wǎng)格剖分尺寸為1.0mm，網(wǎng)格剖分?jǐn)?shù)量為2240；冷態(tài)焊接圓孔區(qū)域網(wǎng)格剖分尺寸為0.4mm，網(wǎng)格剖分?jǐn)?shù)量為684；冷態(tài)焊接過程的換熱系數(shù)設(shè)置為1850W/(m2·K)。

圖1 FEM網(wǎng)格剖分示意圖Fig.1 Schematic diagram of FEM meshing

1.3 測試與表征

ZL114A合金冷態(tài)焊接后的力學(xué)性能測試在WDW-100KN萬能試驗(yàn)機(jī)上完成，夾頭移動(dòng)速率為2mm/min；維氏硬度在FM-700型數(shù)控顯微硬度計(jì)上進(jìn)行，試樣尺寸為4mm×4mm×1mm，測試前銑削精磨試樣上下端面并達(dá)到金相測試標(biāo)準(zhǔn)，實(shí)驗(yàn)載荷選擇0.245N，壓頭為金剛石四棱錐，持續(xù)時(shí)間為25s，取3次測量平均值作為實(shí)驗(yàn)測試值。合金微觀組織OM測試由AX10ZIESS光學(xué)顯微鏡完成，金相腐蝕劑選用低濃度混合酸，體積比HF∶HCl∶HNO3∶H2O=2∶3∶5∶195，晶間腐蝕劑為1L H2O,57g NaCl,10mL H2O2。拉伸試樣的斷口形貌利用FEI-Quanta 600掃描電子顯微鏡分析，使用IN-CAx-sight 6247能譜分析儀對(duì)拉伸斷口進(jìn)行面元素含量標(biāo)定。表2所示為ZL114A合金材料的T6熱處理工藝參數(shù)。

表2 ZL114A合金T6熱處理工藝參數(shù)Table 2 T6 heat treatment process parameters of ZL114A alloy

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊接溫度場FEM仿真分析

合金材料的力學(xué)性能受合金組織狀態(tài)影響顯著，且薄壁類ZL114A合金鑄件經(jīng)焊接連接后的結(jié)構(gòu)承重能力與焊接組織熱影響區(qū)密切相關(guān)，通過對(duì)冷態(tài)焊接溫度場進(jìn)行FEM仿真計(jì)算，可以有效評(píng)估焊縫區(qū)域的微觀組織狀態(tài)與焊接熱影響區(qū)的大小。圖2所示為ZL114A板片試樣冷態(tài)焊接過程溫度場分布FEM仿真計(jì)算結(jié)果。經(jīng)機(jī)械加工后的ZL114A合金構(gòu)件狀態(tài)為T6態(tài)，時(shí)效熱處理溫度為170℃。在冷態(tài)焊接過程中，當(dāng)焊點(diǎn)區(qū)域的溫度分布≥400℃時(shí)，ZL114A合金將發(fā)生二次固溶，導(dǎo)致合金材料的強(qiáng)度與硬度下降，伸長率上升；當(dāng)焊點(diǎn)區(qū)域的溫度分布>180℃而整體低于240℃時(shí)，合金材料將繼續(xù)進(jìn)行時(shí)效，材料狀態(tài)由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)門7過時(shí)效態(tài)，合金材料的強(qiáng)度與硬度上升，伸長率急劇下降，因此ZL114A合金經(jīng)T6熱處理后進(jìn)行冷態(tài)焊接處理時(shí)，焊接區(qū)域的溫度場分布直接決定了該區(qū)域的力學(xué)性能與微觀組織狀態(tài)。由圖2(a)可知：ZL114A-T6態(tài)氬弧焊冷態(tài)焊接引弧瞬時(shí)溫度峰值為442℃，隨著冷態(tài)焊接過程的持續(xù)進(jìn)行，板片試樣焊點(diǎn)區(qū)域整體受熱升溫，最大熔池直徑約為6mm，焊接至0.4s時(shí)峰值溫度為486℃。之后焊弧熱量分別沿二維方向進(jìn)行熱量的輸送與傳導(dǎo)，板片試樣溫度整體吸熱升高，當(dāng)焊接至0.8s時(shí)，峰值溫度區(qū)域集中分布于焊點(diǎn)附近，峰值溫度約為512℃，材料組織狀態(tài)由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘軕B(tài)，之后板片試樣整體與空氣進(jìn)行對(duì)流與輻射熱量傳導(dǎo)，板片試樣逐步依序完成凝固冷卻。當(dāng)冷卻至1.2s時(shí)，焊點(diǎn)區(qū)域的峰值溫度已降為312℃，如圖2(f)所示。由圖2冷態(tài)焊接溫度場分布FEM仿真計(jì)算結(jié)果可知：ZL114A合金T6態(tài)冶金缺陷區(qū)域選用氬弧焊進(jìn)行冷態(tài)焊接處理后，合金材料組織狀態(tài)由T6時(shí)效態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘芸绽鋺B(tài)，焊點(diǎn)區(qū)域的時(shí)效強(qiáng)化元素將在冷態(tài)焊接高溫作用下重新固溶于初生α-Al基體內(nèi)部，沿晶界分布的時(shí)效強(qiáng)化相將隨二次固溶過程的發(fā)生顯著減少。

圖2 焊接溫度場FEM計(jì)算結(jié)果 (a)0.2s；(b)0.4s；(c)0.6s；(d)0.8s；(e)1.0s；(f)1.2sFig.2 Temperature FEM simulation results of welding process (a)0.2s；(b)0.4s；(c)0.6s；(d)0.8s；(e)1.0s；(f)1.2s

2.2 力學(xué)性能測試分析

表3所示為冷態(tài)焊接前后不同狀態(tài)ZL114A板片試樣的力學(xué)性能測試結(jié)果。由表3結(jié)果可知：ZL114A合金正常T6態(tài)板片試樣的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率與硬度分別為334,276MPa,7.4%與68HV；當(dāng)ZL114A合金內(nèi)部存在明顯的氣孔與夾渣缺陷后，通過在板片試樣中心加工出4mm直徑的圓孔，排除了氣孔與夾渣缺陷對(duì)板片試樣力學(xué)性能的影響，其平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率與硬度分別為225,212MPa,5.2%與65HV，各自降低約32.6%，23.2%，29.7%與2.9%，由于此時(shí)材料的組織狀態(tài)仍為T6態(tài)，因此維氏硬度基本保持不變。ZL114A板片試樣切取4mm直徑圓孔且經(jīng)ZL114A合金冷態(tài)焊接后，平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率與維氏硬度分別為156,108MPa,12.8%與60HV，與ZL114A合金常規(guī)T6態(tài)相比，強(qiáng)度分別下降53.3%與60.9%，伸長率提高了72.9%，經(jīng)ZL114A氬弧焊冷態(tài)焊接處理后，焊點(diǎn)區(qū)域的組織狀態(tài)由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘軕B(tài)，大量沿晶界彌散分布的細(xì)小時(shí)效強(qiáng)化相數(shù)量明顯減少，導(dǎo)致維氏硬度略有降低。ZL114A板片試樣經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接處理后，合金材料的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率與硬度分別為232,218MPa,3.8%與51HV，與ZL114A合金常規(guī)T6態(tài)相比，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度與伸長率分別下降30.5%,21.1%與48.6%，此時(shí)合金材料的整體力學(xué)性能優(yōu)于經(jīng)ZL114A冷態(tài)焊接處理后的性能值，與板片試樣切取4mm直徑圓孔后的力學(xué)性能值基本相當(dāng)，但其平均硬度僅為51HV，為所有測試試樣中的最低值。

表3 ZL114A合金T6態(tài)冷態(tài)焊接力學(xué)性能測試結(jié)果Table 3 Mechanical properties test results of ZL114A alloy under the T6 and cold welding states

2.3 微觀組織測試

圖3所示為不同狀態(tài)板片試樣的OM組織測試結(jié)果。圖3(a)所示為ZL114A合金常規(guī)T6態(tài)微觀組織測試結(jié)果，由于Mg元素的添加量僅為0.55%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))左右，因此沿晶界彌散分布的Mg2Si析出強(qiáng)化相數(shù)量較少，強(qiáng)化效果有限，起主要強(qiáng)化作用的是沿晶界分布的初生與二元共晶Si相，經(jīng)T6熱處理后，Si相形貌多數(shù)呈球狀，少數(shù)Si相仍呈板片狀形貌。圖3(b)所示為板片試樣本體切取4mm直徑圓孔后的T6態(tài)微觀組織測試結(jié)果，與圖3(a)類似，由于板片試樣未經(jīng)冷態(tài)焊接處理，因此材料組織狀態(tài)仍保持為T6態(tài)，沿晶界分布的初生與二元共晶Si相仍主要呈球狀形貌。板片試樣經(jīng)ZL114A合金冷態(tài)焊接后的微觀組織形貌見圖3(c)。結(jié)合圖2冷態(tài)焊接過程的溫度場分布計(jì)算結(jié)果可知：在冷態(tài)焊接過程中焊點(diǎn)區(qū)域的峰值溫度可高達(dá)512℃，在此溫度下臨近焊點(diǎn)區(qū)域的微觀組織已由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘芸绽鋺B(tài)，焊點(diǎn)位置的微觀組織受焊接熱源影響，一致保持為固溶空冷態(tài)；在瞬時(shí)固溶高溫作用下，沿晶界析出分布的強(qiáng)化元素重新固溶進(jìn)入初生α-Al基體內(nèi)部，同時(shí)沿晶界分布的初生與二元共晶Si相受高溫作用團(tuán)聚在一起，遠(yuǎn)離焊點(diǎn)區(qū)域的初生與二元共晶Si相仍呈彌散均勻分布，如圖3(c)中的矩形線框位置所示。圖3(d)所示為板片試樣經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接后的微觀組織測試結(jié)果。ZL205A為Al-Cu系合金材料，具有較高的強(qiáng)度與塑韌性，為高強(qiáng)韌鑄造合金材料，選用Al-Cu系合金進(jìn)行冷態(tài)焊接可有效提高焊接區(qū)域的力學(xué)性能，但Al-Cu系合金的凝固結(jié)晶溫度范圍較寬，可高達(dá)89℃，易產(chǎn)生氣孔與微觀疏松焊接缺陷，如圖3(d)中的箭頭位置所示。經(jīng)ZL205A合金冷態(tài)焊接后，焊接區(qū)域的晶粒細(xì)小，平均晶粒尺寸僅為36μm，呈現(xiàn)為典型的焊接組織形貌；但在冷態(tài)焊接區(qū)域內(nèi)存在大量的微氣孔與微觀疏松焊接缺陷，合金組織致密性較低，導(dǎo)致經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接后板片試樣的平均伸長率僅為3.8%，平均硬度僅為51HV。

圖3 微觀組織OM分析 (a)T6態(tài)；(b)T6態(tài)+圓孔；(c)T6態(tài)+ZL114A冷態(tài)焊接；(d)T6態(tài)+ZL205A冷態(tài)焊接Fig.3 OM analysis of microstructures (a)T6 treatment state;(b)T6 treatment state with round hole;(c)T6 treatment state withcold welding of ZL114A alloy;(d)T6 treatment state with cold welding of ZL205A alloy

2.4 斷口形貌與組織分析

不同狀態(tài)板片試樣的斷口形貌SEM測試結(jié)果見圖4。圖4(a)所示為ZL114A板片試樣常規(guī)T6態(tài)斷口形貌測試結(jié)果，斷裂機(jī)制為韌窩斷裂為主，附帶一定數(shù)量的沿晶斷裂，在斷口表面殘留了大量的細(xì)小微觀韌窩，見圖4(a)箭頭所示。板片試樣切取4mm圓孔后的T6態(tài)斷口形貌與圖4(a)相似，斷裂機(jī)制仍以韌窩斷裂為主，本體試樣切取4mm圓孔后，臨近圓孔區(qū)域的有效承載面積隨之減小，在實(shí)驗(yàn)加載力作用下易產(chǎn)生應(yīng)力集中，沿晶界處分布的初生與二元共晶Si相的破碎顆粒延伸擴(kuò)展，沿晶斷裂數(shù)量有所增加，見圖4(b)。圖4(c)所示為板片試樣經(jīng)ZL114A冷態(tài)焊接后的T6態(tài)斷口形貌SEM測試結(jié)果。結(jié)合圖2與圖3(c)可知：在冷態(tài)焊接過程中，焊點(diǎn)區(qū)域的組織狀態(tài)已由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘芸绽鋺B(tài)，部分沿晶界分布的初生與二元共晶Si相受高溫作用團(tuán)聚在一起，大量時(shí)效強(qiáng)化元素重新固溶進(jìn)入初生α-Al基體內(nèi)部，合金材料承受應(yīng)力的載體主要以初生α-Al基體為主，具有較佳的塑韌性，斷裂機(jī)制以韌窩斷裂為主，發(fā)生斷裂后在斷口表面殘留了大量細(xì)小的微觀韌窩，見圖4(c)箭頭位置所示。板片試樣經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接后的T6態(tài)斷口形貌SEM測試結(jié)果見圖4(d)。結(jié)合圖3(d)可知：由于ZL205A合金的凝固結(jié)晶溫度范圍較寬，經(jīng)冷態(tài)焊接后合金內(nèi)部殘存了一定數(shù)量的微氣孔與微觀疏松缺陷，削弱了材料的強(qiáng)度與塑韌性，伸長率降至3.8%，斷裂機(jī)制為沿晶斷裂，在斷口表面可以觀察到大量的微觀疏松缺陷，見圖4(d)箭頭所示。

圖5所示為不同狀態(tài)板片試樣斷口表面元素分布分析測試結(jié)果。由圖5(a)可知：ZL114A板片試樣常規(guī)T6態(tài)斷口表面的元素分布主要為Al,Si與Mg，其中Al為基體元素，Si元素主要以初生與二元共晶Si相的形式沿晶界均勻分布，Mg元素一部分固溶在初生α-Al基體內(nèi)部，另一部分以Mg2Si時(shí)效強(qiáng)化相的形式沿晶界析出分布，Mg元素與Si元素的疊加分布區(qū)域即為時(shí)效強(qiáng)化相的析出區(qū)。與圖5(a)相似，板片試樣本體切取4mm圓孔后的T6態(tài)斷口表面元素分布仍以Al元素為主，Mg元素主要與Si元素疊加分布在晶界區(qū)域，見圖5(b)。板片試樣經(jīng)ZL114A冷態(tài)焊接后的T6態(tài)斷口表面元素分布測試結(jié)果見圖5(c)。由于此時(shí)焊點(diǎn)區(qū)域的材料狀態(tài)已由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘芸绽鋺B(tài)，在焊接過程(即固溶發(fā)生過程)中部分Si元素與Mg元素重新固溶進(jìn)入初生α-Al基體內(nèi)部，與圖5(a)，(b)相比，斷口表面可觀察到的Si,Mg元素略有下降。圖5(d)所示為板片試樣經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接后的T6態(tài)斷口表面元素分布測試結(jié)果。由于僅在焊點(diǎn)區(qū)域選用ZL205A進(jìn)行了冷態(tài)焊接處理，因此斷口表面的元素分布主要仍以Al元素為主，Cu,Cd與V等強(qiáng)化元素含量較低，斷口表面僅可觀察到Al元素與Si元素的分布。圖6所示為斷口表面經(jīng)機(jī)械拋光處理后的EDS測試結(jié)果。4mm圓孔區(qū)域經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接處理后，材料組織狀態(tài)已由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘芸绽鋺B(tài)，Cu,V,Mn等元素在焊接加熱過程中固溶進(jìn)入初生α-Al基體內(nèi)部，如圖6(b)所示；在之后的冷卻過程中沿晶界析出部分Al2Cu強(qiáng)化相，見圖6(a)。

圖4 斷口SEM分析 (a)T6態(tài)；(b)T6態(tài)+圓孔；(c)T6態(tài)+ZL114A冷態(tài)焊接；(d)T6態(tài)+ZL205A冷態(tài)焊接Fig.4 SEM analysis of fractures (a)T6 treatment state;(b)T6 treatment state with round hole;(c)T6 treatment state with coldwelding of ZL114A alloy;(d)T6 treatment state with cold welding of ZL205A alloy

3 結(jié)論

(1)ZL114A冷態(tài)焊接選用20V電壓、24A電流下，焊接峰值溫度約為512℃，最大熔池直徑為6mm，合金組織狀態(tài)由T6時(shí)效態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘芸绽鋺B(tài)，沿晶界彌散分布的強(qiáng)化元素將在焊接高溫下重新固溶于初生α-Al基體內(nèi)部。

(2)ZL114A本體試樣T6態(tài)平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、伸長率與硬度分別為334，276MPa，7.4%與68HV，經(jīng)ZL114A冷態(tài)焊接處理后分別為156,108MPa,12.8%與60HV，強(qiáng)度分別降低53.3%與60.9%，伸長率提高了72.9%；經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接處理的力學(xué)性能與本體試樣中心加工4mm圓孔后基本相當(dāng)，平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度與伸長率約為232,218MPa與3.8%，經(jīng)ZL205A冷態(tài)焊接后的平均硬度僅為51HV。

(3)ZL114A板片試樣T6態(tài)下沿晶界分布的初生與二元共晶Si相形貌主要呈球狀，斷裂機(jī)制以韌窩斷裂為主，附帶一定數(shù)量的沿晶斷裂，經(jīng)冷態(tài)焊接處理后的材料組織狀態(tài)由T6態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣倘芸绽鋺B(tài)，ZL114A冷態(tài)焊接后沿晶界分布的Si相受焊接高溫作用團(tuán)聚在一起，Mg與Si元素疊加分布在晶界區(qū)域，加載應(yīng)力沿晶界處分布的初生與二元共晶Si相的破碎顆粒延伸擴(kuò)展，應(yīng)力承受載體以初生α-Al基體為主，具有較佳的塑韌性。ZL205A冷態(tài)焊接后的平均晶粒尺寸僅為36μm，易在焊接熔池附近產(chǎn)生微氣孔與微觀疏松缺陷，Cu,V,Mn等元素在焊接加熱過程中固溶進(jìn)入初生α-Al基體內(nèi)部，之后隨著冷卻過程的進(jìn)行沿晶界析出部分Al2Cu強(qiáng)化相。

圖5 斷口表面元素分布分析(a)T6態(tài)；(b)T6態(tài)+圓孔；(c)T6態(tài)+ZL114A冷態(tài)焊接；(d)T6態(tài)+ZL205A冷態(tài)焊接Fig.5 Element analysis results of fracture surface(a)T6 state;(b)T6 state with round hole;(c)T6 state with cold welding of ZL114A alloy;(d)T6 state with cold welding of ZL205A alloy

圖6 T6態(tài)斷口EDS測試分析 (a)斷口SEM分析；(b)A區(qū)EDS分析；(c)B區(qū)EDS分析Fig.6 EDS testing results of the T6 state fractures (a)SEM analysis of fractures;(b)EDS analysis of region A;(c)EDS analysis of region B

[1] 王正軍，司乃潮，王俊，等．動(dòng)態(tài)復(fù)合細(xì)化變質(zhì)對(duì)A356鋁合金顯微組織的影響[J]．材料工程，2017,45(1)：20-26．

WANG Z J，SI N C，WANG J，et al．Effect of dynamic composite refinement and modification on microstructure of A356 aluminum alloy [J]．Journal of Materials Engineering，2017,45(1)：20-26．

[2] 鐘沐春，姜鋒，黃宏鋒．鋁鎂硅合金自然時(shí)效的析出強(qiáng)化組織及性能[J]．航空材料學(xué)報(bào)，2015,35(5)：39-45．

ZHONG M C，JIANG F，HUANG H F．Effect of precipitation strengthening during natural aging in Al-Mg-Si alloy [J]．Journal of Aeronautical Materials，2015,35(5)：39-45．

[3] 代雨成，樊自田，蔣文明，等．Sr變質(zhì)對(duì)ZL114A合金共晶硅形貌和拉伸性能的影響[J]．鑄造，2014，63(3)：221-224．

DAI Y C，F(xiàn)AN Z T，JIANG W M，et al．Effects of Sr modification on the eutectic Si particle characteristics and tensile properties of the ZL114A alloys[J]．Foundry，2014，63(3)：221-224．

[4] 康福偉，劉洪匯，劉凱，等．精煉工藝對(duì)ZL114A合金組織及性能的影響[J]．哈爾濱理工大學(xué)學(xué)報(bào)，2015，20(6)：9-13．

KANG F W，LIU H H，LIU K，et al．Effects of refining processing on the microstructures and mechanical properties of ZL114A alloy[J]．Journal of Harbin University of Science and Technology，2015，20(6)：9-13．

[5] 鄒勇志，曾建民，王力軍，等．熔體中氫含量對(duì)ZL114A合金沖擊韌度的影響[J]．機(jī)械工程材料，2008，32(5)：26-28.

ZOU Y Z，ZENG J M，WANG L J，et al．Effect of hydrogen content in aluminum melt on impact toughness[J]．Materials for Mechanical Engineering，2008，32(5)：26-28．

[6] POURBAHARI B,EMAMY M．Effect of La intermetallics on the structure and tensile properties of thin section gravity die-cast A357 Al alloy[J]. Materials & Design,2016, 94:111-120．

[7] MUELLER M G,FORNABAIO M,ZAGAR G, et al．Microscopic strength of silicon particles in an aluminium-silicon alloy[J]． Acta Materialia,2016,105(15):165-175．

[8] 沈加利，蘆剛，嚴(yán)青松，等．超聲功率對(duì)金屬型鑄造ZL114A合金致密度的影響[J]．特種鑄造及有色合金，2015，35(2)：9-14．

SHEN J L，LU G，YAN Q S，et al．Effects of ultrasonic power on relative density of metal mold casting ZL114A alloy[J]．Special Casting & Nonferrous Alloys,2015,35(2):9-14．

[9] SHARMA A,SHIN Y S,JUNG J P．Influence of various additional elements in Al based filler alloys for automotive and brazing industry[J].Journal of Welding and Joining,2015,33(5):1-8．

[10] LI K,LU F G, GUO S T，et al．Porosity sensitivity of A356 Al alloy during fiber laser welding [J]． Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2015, 25(8):2516-2523．

[11] HURTALOVA L,TILLOVA E.The modified AlSi7Mg0.3 cast alloy mechanical properties changes at different testing temperatures[J].Key Engineering Materials,2014,635:13-17．

[12] TANG Y,ZHANG L J．Diffusivities in liquid and fcc Al-Mg-Si alloys and their application to the simulation of solidification and dissolution processes[J].Calphad,2015,635:58-66．

[13] ZHANG Y X,YI Y P, HUANG S Q,et al．Influence of quenching cooling rate on residual stress and tensile properties of 2A14 aluminum alloy forgings[J].Materials Science and Engineering:A,2016,674:658-665．

[14] 劉芳，于福曉，趙大志，等．時(shí)效時(shí)間對(duì)變形鋁硅合金組織與性能的影響[J]．東北大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版)，2016，37(1)：34-38．

LIU F，YU F X，ZHAO D Z，et al．Effects of aging time on microstructure and properties of wrought Al-Si alloy[J]．Journal of Northeastern University(Natural Science),2016,37(1):34-38．

[15] 李德成，馮志軍，李玉勝，等．ZL114A大型鋁鑄件焊縫的組織與性能[J]．特種鑄造及有色合金，2001(5)：14-15．

LI D C，F(xiàn)ENG Z J，LI Y S，et al．Microstructure and properties of repaired welding area in large aluminum alloy ZL114A castings[J]．Special Casting & Nonferrous Alloys，2001(5)：14-15．

[16] 趙彥玲，周凱，車萬博，等．鋁硅合金軋制中增強(qiáng)體顆粒應(yīng)力集中數(shù)值模擬[J]．材料工程，2013(3)：51-54．

ZHAO Y L,ZHOU K,CHE W B, et al. Numerical simulation of reinforced particle stress concentration in Al-Si alloy rolling [J].Journal of Materials Engineering,2013(3)：51-54．

[17] 呂世雄，李俐群，石經(jīng)緯，等．ZL101A和LF6異種鋁合金的脈沖交流TIG焊工藝[J]．焊接，2007(9)：42-45．

LV S X，LI L Q，SHI J W，et al．AC pulsed gas tungsten arc welding technology for dissimilar aluminum alloys ZL101A and LF6 [J]．Welding and Joining，2007(9)：42-45．

[18] 李宏偉，姚為，王志敏，等．激光焊接ZL114A/5A06異種鋁合金接頭組織及性能[J]．宇航材料工藝，2010，40(6)：32-36．

LI H W，YAO W，WANG Z M，et al．Microstructure and properties of dissimilar aluminum alloys ZL114A/5A06 joints by laser welding[J]．Aerospace Materials and Technology，2010，40(6)：32-36．

[19] BHATTACHARYA T K,DAS H, PAL T K．Influence of welding parameters on material flow, mechanical property and intermetallic characterization of friction stir welded AA6063 to HCP copper dissimilar butt joint without offset[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2015,25(9):2833-2846．

[20] JAYARAMAN M,BALASUBRAMANIAN V．Effect of process parameters on tensile strength of friction stir welded cast A356 aluminium alloy joints[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2013,23(3):605-615．

[21] POURAHMAD P,ABBASI M.Materials flow and phase transformation in friction stir welding of Al 6013/Mg [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2013,23(5):1253-1261．

[22] SHANG J,WANG K H,ZHOU Q,et al．Effect of joining temperature on microstructure and properties of diffusion bonded Mg/Al joints[J]． Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2012,22(8):1961-1966．

[23] RAO H,GIET S,YANG K,et al.The influence of processing parameters on aluminium alloy A357 manufactured by selective laser melting[J].Materials & Design,2016,109:334-346．