后熱處理對(duì)激光焊接7075 鋁合金顯微組織與力學(xué)性能影響

張銘洋，蔣熠鳴，王春明，歐陽求保，米高陽

(1.華中科技大學(xué),武漢,430074；2.上海交通大學(xué),金屬復(fù)合材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,上海,200240)

0 序言

先進(jìn)的輕量化高強(qiáng)度鋁合金在提高工程可靠性和能源效率以及減少材料生產(chǎn)中的CO2排放方面非常受歡迎[1-2].7075 時(shí)效硬化鋁合金作為高性能輕量化鋁合金家族的分支之一，在航空航天工業(yè)中得到了廣泛的應(yīng)用[3-4].由于7075 高強(qiáng)鋁合金的難焊性，目前的航空航天工業(yè)仍然依賴于鉚接和螺栓連接的方式進(jìn)行組裝.

激光焊接技術(shù)具有高柔性、高效率、高能量密度、熱影響區(qū)域小等優(yōu)勢(shì)，廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通等領(lǐng)域[5-6].7075Al 主要元素為Al,Zn,Mg 和Cu，其主要強(qiáng)化相為η 相(MgZn2) 和T 相(Al2Mg3Zn3)[7-8].經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，析出相為過飽和固溶α→GP 區(qū)→亞穩(wěn)態(tài)η′相→穩(wěn)定η 相[9].然而，Zn,Mg 和Cu 的含量對(duì)其焊接性有很大的影響[10-11]，隨著(Zn+Mg+Cu)含量的增加，可焊性變差，這就是鋁鋅高強(qiáng)合金通常被認(rèn)為是難以焊接的原因.

為了進(jìn)一步提高7075Al 接頭的力學(xué)性能，焊后熱處理是一種有力的手段.許多文獻(xiàn)系統(tǒng)地揭示了熱處理后接頭組織演變和力學(xué)性能的內(nèi)在機(jī)理.對(duì)于時(shí)效硬化的7075Al，熱處理可以促進(jìn)鋁基體析出高密度納米析出相，通過第二相強(qiáng)化機(jī)制提高合金的屈服強(qiáng)度[12].但在激光焊接非平衡凝固過程中，在高冷速凝固條件下，熔合區(qū)通常會(huì)形成亞穩(wěn)態(tài)組織.由于亞穩(wěn)態(tài)組織的存在，通過后處理提高接頭強(qiáng)度與通過后處理改善7075Al 基體中析出相的演化是不同的.這涉及到接頭熱循環(huán)區(qū)的差異，主要表現(xiàn)為熔合區(qū)、半熔合區(qū)和熱影響區(qū)之間的差異，每個(gè)區(qū)域經(jīng)歷不同的焊接熱循環(huán).最后，接頭的力學(xué)性能取決于焊縫中顯微組織在應(yīng)力作用下的多種作用機(jī)制.

文中從失效分析的角度，系統(tǒng)研究了7075Al接頭T6 熱處理后的顯微組織演變和拉伸斷裂行為之間的內(nèi)在關(guān)聯(lián)，旨在通過建立焊接接頭斷裂區(qū)域與顯微組織之間的內(nèi)在聯(lián)系，為7075Al 接頭的失效機(jī)理和進(jìn)一步的強(qiáng)化策略提供新的見解.

1 試驗(yàn)方法

選用軋制態(tài)7075Al 為基材，其化學(xué)成分如表1所示.采用電火花線切割機(jī)將7075Al 基板切割成2 mm 厚的板材.7075Al 基材尺寸為60 mm×30 mm ×2 mm.激光焊接系統(tǒng)由IPG-30000 光纖激光系統(tǒng)和Kuka IRB-6400 機(jī)器人組成，激光波長為1 070 nm，最大輸出功率為30 kW.采用激光引導(dǎo)方式，焊接頭沿焊接方向傾斜10°，以減小高反射率和濺射的影響.焊接過程中采用高純氬氣作為保護(hù)氣體.激光對(duì)接焊工藝參數(shù)具體為：激光功率7 kW，焊接速度12 m/min，離焦量0 mm.

表1 7075Al 合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of 7075Al alloy

通過電火花線切割機(jī)切割尺寸為10 mm ×5 mm×2 mm 的試樣.采用自動(dòng)研磨拋光機(jī)(EcoMet 250,BUEHLER)按照標(biāo)準(zhǔn)制備金相樣品.采用蔡司制造的Gemini SEM300 掃描電子顯微鏡(SEM)來表征接頭顯微組織.每道焊縫沿焊縫方向切割3 個(gè)長度為48 mm、寬度為6 mm、厚度為2 mm 的拉伸試樣，切割過程中保持焊縫位于拉伸試樣平行段的中間位置.每個(gè)試樣的單軸拉伸試驗(yàn)采用材料高溫持久性能試驗(yàn)機(jī)(Shimadzu Autograp AG-IC 100kN)進(jìn)行測(cè)試，在環(huán)境溫度下以恒定拉伸速率2 mm/min 進(jìn)行拉伸，每組試樣進(jìn)行3 次拉伸試驗(yàn)測(cè)試，以確保結(jié)果的準(zhǔn)確性.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭顯微組織

圖1 為焊縫橫截面的SEM 圖像.盡管兩種試樣經(jīng)過相同的電解拋光程序并保持一致的拋光參數(shù)，但是SEM 圖像仍顯示兩組接頭的顯微組織具有明顯的差異性.具體差異性表現(xiàn)為經(jīng)過T6 熱處理的焊縫呈現(xiàn)出密度較小的腐蝕坑，而未經(jīng)熱處理的焊縫則呈現(xiàn)出大量且不規(guī)則的腐蝕坑.這意味著焊后熱處理導(dǎo)致了顯微組織的演變，進(jìn)而影響了焊縫的抗腐蝕行為.圖2 為更細(xì)致的SEM 表征結(jié)果，對(duì)比圖2b 與圖2d，可以發(fā)現(xiàn)焊縫在T6 熱處理過程中析出了高密度的納米沉淀相.

圖1 焊縫橫截面SEM 圖Fig.1 SEM of weld cross section.(a) unheat treated weld center; (b) unheat treated weld edge; (c) heat treated weld center; (d) heat treated weld edge

圖2 更細(xì)致的焊縫橫截面SEM 圖Fig.2 More detailed SEM of weld cross section.(a)unheat treated weld center with 5 000× ; (b) unheat treated weld center with 10 000× ; (c) heat treated weld center with 5 000× ; (d) heat treated weld center with 10 000×

圖3 和圖4 顯示了接頭橫截面的EBSD 圖像.從焊縫中心到焊縫金屬的顯微組織依次為等軸晶區(qū)域、柱狀晶區(qū)域、胞狀晶/細(xì)小等軸晶區(qū)域、母材軋制區(qū)域.在激光焊接熱源的移動(dòng)過程中，不同的溫度梯度和冷卻速率(G/R)決定了焊縫中顯微組織的生長形態(tài)[13].焊接過程中，熔池內(nèi)的金屬熔液過熱，形成非均質(zhì)形核是其凝固的驅(qū)動(dòng)機(jī)制，熔池邊界處液態(tài)金屬在固態(tài)金屬處成核.在激光焊接過程中，低熱輸入和高焊接速度提高了焊縫金屬的冷卻能力，因此在固/液界面處形成了胞狀晶區(qū)域.晶體沿主傳熱方向生長，即平行于基材的晶粒結(jié)構(gòu)生長，因此焊接接頭熔合區(qū)兩側(cè)形成柱狀晶區(qū)域.最后，由于焊縫中心溫度梯度較小，這一區(qū)域的溫度較高從而阻止柱狀晶的生長，進(jìn)而形成充分發(fā)育的等軸晶區(qū)域[14].

圖3 焊縫橫截面EBSD 圖Fig.3 EBSD of weld cross section.(a) IPF of unheat treated weld; (b) IPF of heat treated weld; (c)KAM of unheat treated weld; (d) KAM of heat treated weld; (e) pole figure of unheat treated weld; (f) pole figure of heat treated weld

圖4 焊縫橫截面半側(cè)EBSD 圖Fig.4 EBSD of half side of weld cross section.(a) IPF of unheat treated weld; (b) IPF of heat treated weld; (c) KAM of unheat treated weld; (d) KAM of heat treated weld; (e) pole figure of unheat treated weld; (f) pole figure of heat treated weld

2.2 接頭力學(xué)性能

7075Al 接頭的工程應(yīng)力曲線如圖5 所示，未熱處理接頭的3 個(gè)試樣平均抗拉強(qiáng)度為298 MPa.7075Al 接頭經(jīng)T6 熱處理的3 組試樣平均抗拉強(qiáng)度可達(dá)475 MPa，最大抗拉強(qiáng)度可達(dá)到512 MPa.相比未熱處理的7075Al 接頭，T6-7075Al 接頭平均抗拉強(qiáng)度提升了約59%，表明焊后熱處理對(duì)7075Al接頭抗拉強(qiáng)度具有顯著提升作用.接頭在T6 熱處理中，“固溶+時(shí)效”過程促進(jìn)焊縫中析出高密度納米沉淀相，如圖2 所示.納米沉淀相的析出引發(fā)第二相強(qiáng)化機(jī)制，在拉伸變形過程中，第二相粒子的強(qiáng)化作用的體現(xiàn)方式是其阻礙晶粒間的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng).第二相粒子可分為可變形與不可變形兩種類型[15-16].第二相的粒子為可變形類型時(shí)，與位錯(cuò)的作用方式為切過機(jī)制，即當(dāng)晶粒長大或減小變形時(shí)，可變形的第二相粒子與基體一起變形，由于其變形機(jī)制導(dǎo)致晶粒之間出現(xiàn)了新的表面積，所以晶粒之間的界面能量升高，而且彈性應(yīng)力場(chǎng)會(huì)在第二相粒子周圍產(chǎn)生并且與位錯(cuò)發(fā)生相互作用，使位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受到的阻力增大，因此接頭的強(qiáng)度得到提高；第二相粒子為不可變形粒子時(shí)，當(dāng)位錯(cuò)遇到第二相粒子時(shí)會(huì)繞過繼續(xù)移動(dòng)并包圍粒子，繼而形成位錯(cuò)環(huán)，所以位錯(cuò)遇見不可變形的第二相粒子時(shí)也將受到很大的阻礙，從而產(chǎn)生強(qiáng)化作用.

圖5 工程應(yīng)力-工程位移曲線Fig.5 Engineering stress-engineering displacement diagram

2.3 接頭斷裂行為分析

為了進(jìn)一步研究7075Al 接頭斷裂行為特征，7075Al 接頭的斷裂位置和形態(tài)的SEM 特征圖像如圖6 所示.值得注意的是，7075Al 接頭和T6-7075Al接頭的斷裂位置呈現(xiàn)出一定的規(guī)律性，兩者共性為兩組接頭的斷裂位置在母材與焊縫的熔合線附近，其差異性為7075Al 接頭的裂紋沿著焊縫中心發(fā)生一定角度的傾斜擴(kuò)展，最終與熔合線附近的裂紋交匯，而T6-7075Al 接頭裂紋位置主要在熔合線附近，但裂紋擴(kuò)展路程相較7075Al 接頭裂紋路程較長.除此之外，由圖6c 可以看出，T6-7075Al 接頭的近母材區(qū)域發(fā)生了二次裂紋擴(kuò)展，但未發(fā)生斷裂.

圖6 焊接接頭斷口的SEM 形貌Fig.6 SEM of welded joint fracture.(a) fracture of unheat treated welded joint with 40× ; (b) fracture of unheat treated welded joint with 100× ; (c)fracture of heat treated welded joint with 40× ; (d)fracture of heat treated welded joint with 100×

為了進(jìn)一步了解拉伸后接頭各區(qū)域組織的變形行為，圖7 顯示了接頭截面拉伸斷裂后的EBSD圖像.從圖7a 中可以看出，未經(jīng)熱處理的7075Al接頭中存在沿胞狀晶分布的斷裂痕跡，并隨之發(fā)生約45°偏轉(zhuǎn)，快速擴(kuò)展到焊縫等軸晶區(qū)域.與圖6接頭的斷裂形貌對(duì)比，可以認(rèn)為該斷裂方式具有普適性規(guī)律.圖7b 顯示了T6-7075Al 接頭也具有類似的規(guī)律性，即斷裂形貌為沿著胞狀晶偏轉(zhuǎn)45°，擴(kuò)展到焊縫等軸區(qū)域.但是兩組接頭的裂紋擴(kuò)展的路程卻存在較大差異，T6-7075Al 接頭在拉伸過程中裂紋發(fā)生多次偏轉(zhuǎn)，而未經(jīng)T6 熱處理的接頭則表現(xiàn)出一次裂紋偏轉(zhuǎn)即發(fā)生快速斷裂失效.由此可得出，T6 熱處理顯著增加了7075Al 接頭抵抗裂紋擴(kuò)展的能力.然而在母材與熱影響區(qū)之間存在著一種獨(dú)特的顯微組織區(qū)域，稱之為細(xì)小等軸晶或者胞狀晶.先前的文獻(xiàn)表明細(xì)小等軸晶/胞狀晶區(qū)域容易萌生裂紋并擴(kuò)展，導(dǎo)致接頭的提前失效[17].

圖7 焊接接頭斷口的EBSD 圖Fig.7 EBSD of welded joint fracture.(a) IPF of unheat treated welded joint fracture; (b) IPF of heat treated welded joint fracture; (c) KAM of unheat treated welded joint fracture; (d) KAM of heat treated welded joint fracture; (e) pole figure of unheat treated welded joint fracture; (f) pole figure of heat treated welded joint fracture

3 結(jié)論

(1)從焊縫到母材，7075Al 接頭的顯微組織區(qū)域依次為等軸晶區(qū)域、柱狀晶區(qū)域、胞狀晶區(qū)域和軋制態(tài)母材區(qū)域，焊后熱處理對(duì)焊縫晶粒尺寸影響較小，但促進(jìn)了過飽和固溶體中的沉淀相析出.

(2) T6 熱處理構(gòu)筑的納米沉淀相觸發(fā)了第二相強(qiáng)化機(jī)制，這使得7075Al 接頭平均抗拉強(qiáng)度由298 MPa 提高到475 MPa.

(3) 7075Al 接頭斷裂形貌結(jié)果顯示，焊縫中心等軸晶區(qū)域和靠近熔合線附近的胞狀晶區(qū)域?yàn)榻宇^力學(xué)性能的薄弱區(qū)域.