金 鑫，康 銘，徐玉君，盧小磊，周金旭

(遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽(yáng) 111000)

鋁合金具有自身質(zhì)量小、耐腐蝕、外觀平整度好、容易制造成復(fù)雜曲面、比強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)，因此受到世界各國(guó)軌道交通業(yè)的重視[1]。6005A鋁合金為可熱處理強(qiáng)化鋁合金，是一種中等強(qiáng)度鋁合金，鋁合金焊接結(jié)構(gòu)中焊接接頭焊趾處容易產(chǎn)生咬邊等焊接缺陷，采用TIG重熔方法對(duì)焊接頭焊縫處及焊趾處進(jìn)行焊接修復(fù)，清除可能產(chǎn)生的咬邊等缺陷，使焊縫形貌得到改善。本文主要針對(duì)6005A-T6鋁合金采用MIG焊后進(jìn)行TIG焊重熔焊接工藝，TIG焊采用有無(wú)脈沖，重熔位置分為焊縫處和焊趾處，對(duì)重熔前后焊接頭的組織及力學(xué)性能進(jìn)行對(duì)比分析。

1 試驗(yàn)材料、設(shè)備及試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)?zāi)覆臑?mm厚6005A-T6鋁合金延壓板材，試板尺寸為300mm×150mm×3 mm，焊絲為Φ1.2mm的ESAB5356焊絲。母材成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為，Si 0.63，Mg 0.70，F(xiàn)e 0.35，Cu 0.30，Mn 0.48，Cr 0.30，Zn 0.18，Al余量；其力學(xué)性能，Rp0.2為272.2MPa，Rm為305.2MPa，A為13.4%。

1.2 焊接設(shè)備及試驗(yàn)方法

焊接設(shè)備采用福尼斯TPS-5000 MIG焊機(jī)，松下YC-3008P TIG焊機(jī)，采用99.99%純度Ar進(jìn)行保護(hù)。

(1)焊前采用機(jī)械打磨方法將焊縫兩側(cè)25mm范圍內(nèi)進(jìn)行表面清理去除表面氧化膜及油污等雜質(zhì)，清理后的試驗(yàn)板要立即進(jìn)行焊接，防止母材長(zhǎng)時(shí)間暴露在空氣中再次形成氧化膜；

(2)對(duì)6005A-T6鋁合金采用對(duì)接接頭形式，先進(jìn)行MIG焊接，焊接完成后采用TIG焊對(duì)接頭焊縫處部位進(jìn)行重熔，分別采用無(wú)脈沖及加脈沖形式進(jìn)行重熔，需獲得良好的焊縫形貌，分析有無(wú)脈沖對(duì)焊縫重熔的影響；

(3)采用無(wú)脈沖TIG焊對(duì)接頭焊趾處進(jìn)行重熔，對(duì)6005A-T6鋁合金焊接接頭TIG重熔前后的顯微組織形貌、顯微硬度、拉伸性能、SEM進(jìn)行分析。室溫下用脫脂棉蘸腐蝕液在金屬試樣表面擦拭，腐蝕溶液為1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O，擦拭時(shí)間為10s，腐蝕完成后用流動(dòng)清水沖洗，再進(jìn)行酒精清洗后烘干。焊接試驗(yàn)參數(shù)見表1。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 焊接接頭金相顯微組織分析

使用蔡司M2m光學(xué)顯微鏡對(duì)焊接接頭焊縫及熔合線處進(jìn)行金相組織觀察，圖1至圖4分別為MIG焊未重熔、無(wú)脈沖TIG在焊趾處重熔、脈沖TIG在焊縫處重熔、無(wú)脈沖TIG在焊縫處重熔4種焊接工藝方法焊接接頭焊縫及熔合線處金相顯微組織。

表1 焊接參數(shù)

圖1 MIG焊未重熔組織

圖2 無(wú)脈沖TIG焊趾處重熔組織

圖3 脈沖TIG焊縫處重熔組織

圖4 無(wú)脈沖TIG焊縫處重熔組織

圖1(a)為未進(jìn)行重熔處理的焊縫處金相組織，焊縫處快速加熱及冷卻，枝晶網(wǎng)組成物已部分固溶，并從α(Al)基體中析出大量的β相的彌散質(zhì)點(diǎn)，焊縫區(qū)組織為等軸晶和樹枝晶的混合物，部分區(qū)域聚集，分布不均勻。圖2(a)、圖3(a)、圖4(a)分別為無(wú)脈沖TIG焊趾處重熔、脈沖TIG焊縫處重熔和無(wú)脈沖TIG焊縫處重熔金相顯微組織，從圖中可以看出，無(wú)論是在焊趾處重熔，還是在焊縫處重熔，焊縫處組織與重熔前組織組成物基本一致，但彌散質(zhì)點(diǎn)β相分布的更加均勻。

圖1(b)、圖2(b)、圖3(b)、圖4(b)分別為TIG重熔前后焊接接頭熔合線處金相顯微組織，從金相組織可以看出，熔合區(qū)處柱狀晶明顯長(zhǎng)大，方向性較強(qiáng)，熔合區(qū)溫度梯度較大，沿著散熱較快方向的反向晶粒長(zhǎng)大速度較快，垂直于熔合線的方向即為散熱最快的方向，即借助半熔化的晶粒形核，沿垂直于熔合線方向發(fā)生聯(lián)生柱狀晶粒生長(zhǎng)[2]。隨著柱狀晶向熔池內(nèi)部不斷生長(zhǎng)推進(jìn)，熔池區(qū)域開始慢慢縮小，由于成分過(guò)冷，熔池區(qū)開始逐漸形核，最后形成大量的等軸晶粒。相比于重熔前，焊縫處及焊趾處重熔后的接頭熱影響區(qū)相對(duì)較寬，組織晶粒更加粗大，組織疏松。對(duì)比圖3(b)和圖4(b)，在焊縫處進(jìn)行TIG重熔，無(wú)脈沖TIG重熔時(shí)的熱影響區(qū)明顯大于有脈沖TIG重熔時(shí)的熱影響區(qū)，這是由于無(wú)脈沖TIG重熔時(shí)，焊接電流相對(duì)較大，導(dǎo)致焊接熱輸入增大，焊縫凝固時(shí)間變長(zhǎng)，有利于晶粒生長(zhǎng)，但接頭的力學(xué)性能相對(duì)較差。

2.2 顯微硬度測(cè)試

按照GB/T 2654-2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》制備硬度試樣，儀器采用FV-810維氏顯微硬度計(jì)，以焊縫中心為原點(diǎn)向兩側(cè)每隔1mm打一個(gè)點(diǎn)，每側(cè)20個(gè)點(diǎn)，TIG重熔前后的焊接接頭顯微硬度分布曲線如圖5所示。從圖5可以看出，重熔后接頭的熱影響區(qū)較寬，這主要是由于二次焊接熱量疊加所導(dǎo)致的，TIG重熔前后，焊縫處及熱影響區(qū)處硬度大大低于母材，硬度曲線走勢(shì)大致相同，并沒(méi)有出現(xiàn)異常走向，TIG重熔前后出現(xiàn)硬度最低的位置均為熱影響區(qū)處，說(shuō)明在熱影響區(qū)處存在比較明顯的軟化區(qū)，該區(qū)域晶粒組織粗大，力學(xué)性能較差，硬度值較低。TIG重熔前后的硬度值相差不大，未超過(guò)5HV。

圖5 TIG重熔前后顯微硬度曲線

2.3 拉伸性能測(cè)試

對(duì)TIG重熔前后的試件進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，根據(jù)GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》制備拉伸試樣件，使用島津AG-X 100KNH型電子萬(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行橫向室溫拉伸實(shí)驗(yàn)。拉伸試驗(yàn)結(jié)果見表2，拉伸試樣如圖6所示。拉伸試驗(yàn)結(jié)果顯示，斷裂位置均為熱影響區(qū)，這與上一部分硬度最小值出現(xiàn)在熱影響區(qū)相匹配，表明熱影響區(qū)為焊接接頭最為薄弱的地方;TIG重熔后的抗拉強(qiáng)度均小于重熔前，但接頭系數(shù)均達(dá)到母材實(shí)際抗拉強(qiáng)度的60%以上，符合ISO15614-2標(biāo)準(zhǔn)接頭系數(shù)要求。

表2 拉伸試驗(yàn)結(jié)果

圖6 拉伸試樣

脈沖TIG焊在焊縫處重熔的抗拉強(qiáng)度大于無(wú)脈沖TIG焊在焊趾處及在焊縫處重熔的抗拉強(qiáng)度，這是由于脈沖TIG焊在焊縫處重熔時(shí)，焊接電流要小于無(wú)脈沖TIG焊，焊接熱輸入較小，晶粒較為細(xì)小，力學(xué)性能較好。在焊趾處進(jìn)行無(wú)脈沖TIG重熔時(shí)，雖然焊接電流較小，但由于兩側(cè)均進(jìn)行重熔，且鋁合金的熱導(dǎo)性較好，使得熱影響區(qū)處晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大，導(dǎo)致力學(xué)性能降低。

2.4 斷口分析

采用島津SSX-550分析掃描電子顯微鏡對(duì)焊接件拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察，掃描結(jié)果如圖7所示。從圖7(a)中可以看出，TIG重熔前，韌窩較深且分布比較均勻，說(shuō)明塑韌性較好，從韌窩的大小及數(shù)量上來(lái)看，TIG重熔前拉伸斷裂為韌性斷裂。

圖7 拉伸試樣

圖7(b)(c)(d)為TIG重熔后拉伸斷口形貌，相比于無(wú)脈沖TIG在焊趾及焊縫處重熔，脈沖TIG在焊縫處重熔時(shí)，韌窩數(shù)量較多，韌窩較淺，雖然粗細(xì)不均勻，但也表現(xiàn)出良好的拉伸性能，塑性不如母材，從韌窩數(shù)量及大小可判斷斷裂機(jī)理為韌性斷裂；圖7(b)(d)韌窩數(shù)量較少，但韌窩大而深，表現(xiàn)出良好的塑韌性，韌窩大小不均勻，隨著負(fù)載的不斷增大和材料塑性變形的進(jìn)行，大量位錯(cuò)進(jìn)入到微孔之中，使得微孔逐漸長(zhǎng)大，直到微孔聚集到臨界尺寸后導(dǎo)致材料斷裂，但是斷口仍為韌性斷裂。

TIG重熔前后拉伸斷裂均為韌性斷裂，說(shuō)明重熔處理未對(duì)斷裂機(jī)理造成影響，這說(shuō)明鋁合金焊接試樣在焊后若產(chǎn)生咬邊等焊接缺陷，可采用TIG焊對(duì)其進(jìn)行重熔修復(fù)處理。

3 結(jié)論

(1)TIG重熔后焊縫處彌散質(zhì)點(diǎn)分布的更加均勻，熱影響區(qū)寬度明顯大于重熔前，組織晶粒更加粗大，這是由于TIG重熔二次焊接熱量疊加，焊縫凝固時(shí)間延長(zhǎng)，有利于組織生長(zhǎng)。

(2)TIG重熔前后硬度最低值均出現(xiàn)在熱影響區(qū)處，與拉伸試驗(yàn)斷裂位置相一致，說(shuō)明在熱影響區(qū)處出現(xiàn)軟化區(qū)，重熔前后的硬度值相差不大，硬度曲線走勢(shì)大致相同。

(3)MIG焊后對(duì)6005A-T6鋁合金進(jìn)行TIG重熔抗拉強(qiáng)度較重熔前有所下降，但接頭系數(shù)仍達(dá)到0.6以上，焊后質(zhì)量達(dá)到標(biāo)準(zhǔn)要求。TIG重熔前后的拉伸斷口均出現(xiàn)大量的韌窩，拉伸斷裂均為韌性斷裂，表明在進(jìn)行TIG重熔處理后并未對(duì)斷裂機(jī)理造成影響。綜上所述，當(dāng)焊縫表面出現(xiàn)咬邊等缺陷時(shí)，可以使用TIG重熔方法對(duì)其進(jìn)行修補(bǔ)。