隋楚凡，劉政軍，艾星宇

(沈陽工業(yè)大學(xué),沈陽,110870)

0 序言

隨著鋁合金的應(yīng)用與開發(fā)，鋁和鋁合金的焊接技術(shù)也在不斷的成熟，從而加快了鋁合金對其他材料的替代傾向[1].其中6061 鋁合金由于相對密度小、質(zhì)量輕及強度高等優(yōu)點，其焊接技術(shù)在航空航天、汽車制造等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用.然而對于進行了固溶處理和人工時效的6061 鋁合金，焊接接頭強度通常不超過母材強度的60%，焊接接頭軟化嚴(yán)重[2].為改善6061 鋁合金焊接接頭的軟化現(xiàn)象，將硬度更高的7075 鋁合金作為填充材料進行焊接，但焊接過程中易產(chǎn)生嚴(yán)重的焊接熱裂紋.鋁合金較大的熱膨脹率和收縮率使其對熱裂紋有較高的敏感性，而6061 鋁合金中附加的Mg 和Si 元素會形成低熔點共晶，導(dǎo)致凝固溫度范圍的擴大，這是導(dǎo)致焊接熱裂紋的主要因素[3].

晶粒形狀和尺寸對熱裂紋敏感性有直接影響，如粗柱狀晶粒向更小、更等軸的晶粒轉(zhuǎn)變，可使熱裂紋敏感性降低[4].鋁合金的成分與熱裂紋也有很強的關(guān)系，鋅4.0%～ 5.0%、鎂2.0%～ 5.0%和硅0.5%～ 1.2%的含量對熱裂紋的敏感性最大[5].當(dāng)鋁合金的成分接近上述含量比時，它對熱裂紋的敏感性增加.Kasuga 等人[6]通過脈沖激光燒蝕細(xì)化焊縫金屬晶粒，試驗結(jié)果表明晶粒細(xì)化可以抑制裂紋生長.Schempp 等人[7]發(fā)現(xiàn)打碎枝晶可以防止裂紋擴展，且晶間產(chǎn)生裂縫也會更加困難.Han 等人[8]指出凝固過程中共晶反應(yīng)及其體積分?jǐn)?shù)會對熱裂紋敏感性造成影響.

超聲振動對焊縫區(qū)的組織有明顯的細(xì)化均勻化作用，可以防止形成方向性強的粗大柱狀晶，還可以使晶界處的低熔共晶彌散地分布于晶界與晶內(nèi)，使裂紋傾向明顯減小.文中試驗使用7075 鋁合金作為填充材料進行焊接，選用超聲輔助TIG 焊的焊接方法，以解決6061 鋁合金焊接過程中產(chǎn)生的焊接接頭軟化和焊接熱裂紋的問題.

1 試驗方法

試驗?zāi)覆倪x用6061-T6 鋁合金其中T6 由固溶熱處理后進行人工時效的狀態(tài).主要成分為Al-Mg-Si，硬度為100 HV,試板加工尺寸為125 mm ×125 mm × 5 mm，坡口角度為60°.用線切割將7075 鋁合金切條作為填充材料，切條尺寸為2 mm ×2 mm.6061 鋁合金母材和7075 鋁合金填充材料的化學(xué)成分如表1 所示.

表1 6061 鋁合金和7075 鋁合金化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical compositions of 6061 aluminium alloy and 7075 aluminium alloy

焊接試驗采用WES-500 時代逆變氬弧焊機，焊接接頭呈對接接頭形式，氬氣流量為12 L/min、鎢極直徑為1.6 mm.焊前用鋼絲輪去除坡口和焊條表面氧化膜，清理后立即焊接.焊接電流為130 A時接頭開裂情況較輕，在此電流下將超聲振動引入焊接過程，搭建超聲輔助平臺如圖1 所示.超聲源為八個功率相同的超聲波換能器，將其并聯(lián)以提高超聲輸出總功率，并通過KMD-K1 型號的超聲電源同步調(diào)節(jié)，超聲波換能器型號為KMD-28100，振動頻率固定為28 kHz.通過散熱較好銅質(zhì)墊板將超聲振動傳入熔池中，同時將其作為夾具固定母材，防止鋁合金薄板發(fā)生變形.

圖1 超聲輔助平臺示意圖Fig.1 Schematic diagram of ultrasonic assisted platform

采用THVS-5 維氏硬度計進行硬度檢測，為得到焊接接頭整體的硬度分布，硬度測試沿著垂直于焊縫的方向進行，硬度測試點分布示意圖如圖2 所示.采用OMLPUS BX-6 型光學(xué)顯微鏡分析焊接接頭金相組織，金相腐蝕劑為 Keller 試劑(1 mL HF +1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O) .采用HITACHI S-3400N 型掃描電子顯微鏡和能譜儀分析斷口形貌并進行面掃描試驗.采用X 射線衍射儀分析焊接接頭相組成.采用GeminiSEM 300 場發(fā)射掃描電子顯微鏡上進行EBSD 的表征，使用Channel5 軟件分析焊接接頭的晶粒尺寸和低熔點共晶分布.

圖2 硬度測試點分布示意圖Fig.2 Distributional diagram of hardness points test

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 硬度試驗及宏觀形貌

圖3 為不同超聲功率下鋁合金焊接接頭硬度曲線，將7075 鋁合金作為填充材料對6061 鋁合金進行焊接，焊縫中心硬度明顯有所提高，如圖3a 所示，未施加超聲振動時，焊縫金屬硬度已經(jīng)接近母材硬度，隨著超聲功率的增大，焊縫中心硬度也有所提高.圖3b 為焊接接頭不同區(qū)域硬度曲線，可以看出熱影響區(qū)硬度最低，仍然略低于母材，為焊接接頭薄弱區(qū)域.熱影響區(qū)在焊接過程中基本處于固相狀態(tài)，硬度變化較小，基本不受超聲振動的影響.在焊接過程中，熱影響區(qū)主要受焊接熱循環(huán)的影響，其溫度通常高于固溶溫度并低于熔點，易在熱循環(huán)作用下發(fā)生“過時效”，時效敏感性強的第二相受熱析出并長大，第二相強化效果減弱，促使熱影響區(qū)軟化[9].

圖3 不同超聲功率焊接接頭硬度Fig.3 Hardness of welded joints with different ultrasonic power.(a) variation trend of central hardness of weld;(b) hardness distribution of welded joints

由硬度試驗可以得出，超聲振動確實可以提高焊縫硬度，一定程度解決焊接接頭嚴(yán)重軟化的問題，但在焊接過程中仍然產(chǎn)生了焊接熱裂紋，不同超聲功率作用的焊縫宏觀形貌如圖4 所示.熱裂紋的產(chǎn)生同時受到兩種應(yīng)力復(fù)雜的相互作用，一是凝固收縮和熱收縮引起的應(yīng)力，二是冶金過程中晶粒的結(jié)合與共晶相的形成導(dǎo)致的應(yīng)力[10].焊接過程無超聲振動時，焊接接頭存在表面裂紋，超聲功率在160～ 480 W 時，焊縫表面未觀察到焊接缺陷，超聲功率達到640 W 以后，焊縫中心產(chǎn)生嚴(yán)重的焊接熱裂紋，裂紋沿焊縫中心線呈縱向分布，為典型結(jié)晶裂紋特征.

圖4 不同超聲功率焊接接頭宏觀形貌Fig.4 Macro-morphology of welded joints with different ultrasonic power

對6061 鋁合金焊接接頭相結(jié)構(gòu)組成進行分析，圖5 為不同超聲功率焊接接頭的XRD 衍射圖譜，焊縫的主要由α(Al)和Al3Mg2，MgZn2相組成，施加超聲振動后，焊接接頭中檢測出了Mg2Si 相.其中MgZn2和Mg2Si 為易在晶界偏聚的低熔點共晶相，使晶體易被應(yīng)力作用分離，會增大合金的熱裂傾向，若低熔點共晶能夠彌散分布在基體中，則可以作為焊縫金屬組織的強化相，提升合金性能.由于填充材料中Si 元素含量極低，焊接接頭中的Si 元素主要是由母材過渡到焊縫金屬中的.超聲振動加速了熔池的流動，促進了熔合區(qū)母材一側(cè)向熔池內(nèi)溶解，母材中的Si 元素向熔池中過渡，并在合金中奪取Mg 形成Mg2Si 相.施加超聲振動后，析出相的種類和數(shù)量均有所增加，超聲振動促進了析出相的形成，更多和更小的第二相粒子的沉淀將有助于提高焊接接頭的硬度[11].

圖5 不同超聲功率焊縫金屬XRD 衍射圖譜Fig.5 The XRD diffraction patterns of weld metal different ultrasonic power

2.2 晶粒形狀和尺寸對焊接熱裂紋的影響

圖6 為施加超聲前后焊接接頭的顯微組織，焊縫中心在施加超聲振動前后都形成了等軸晶，且施加超聲振動后，可以觀察到焊縫區(qū)域晶粒明顯的細(xì)化.超聲振動提高了熔池的流動性，使熔池內(nèi)溫度均勻，溫度梯度降低，抑制了柱狀晶的生長與形成.同時聲流作用使熔池邊緣不斷被沖刷，導(dǎo)致柱狀晶枝晶破碎，被打碎的枝晶隨熔池流動被裹挾進熔池中心，并成為新的形核質(zhì)點，也有利于等軸晶的形成.因此在超聲振動作用下，融合區(qū)內(nèi)的柱狀晶粒逐漸向等軸晶轉(zhuǎn)變，隨著超聲功率的增加，柱狀晶的長度降低，也會使焊縫等軸晶區(qū)面積增大，且晶粒更加細(xì)小均勻.超聲振動能夠抑制柱狀晶的生長，細(xì)化晶粒，有利于裂紋敏感性的降低.

圖6 焊接接頭顯微組織Fig.6 Microstructure of welded joint.(a) P=0 W;(b) P=320 W

如圖7 為不同超聲功率下焊縫中心晶粒尺寸統(tǒng)計圖，其中HAZ 為熱影響區(qū)；WZ 為焊縫區(qū)；PMZ 為熔合區(qū).未施加超聲振動時，焊縫金屬的平均晶粒直徑為70.555 μm，焊縫中存在很多尺寸較大的晶粒，晶粒大小不均勻.隨著超聲功率的增加，大尺寸晶粒逐漸消失，小尺寸晶粒占比逐漸增多，平均晶粒尺寸逐漸下降.超聲功率達到640 W 時平均晶粒尺寸最小，超聲振動對晶粒的細(xì)化具有一定限度，繼續(xù)增大超聲功率晶粒尺寸不再繼續(xù)減小.超聲振動會在熔池中產(chǎn)生攪拌作用，使金屬液體加速流動，縮短了熔池的持續(xù)時間，增加了冷卻速度，從而使熔池金屬的過冷度提高.如式(1)所示[12]，臨界形核半徑rk隨著過冷度的增加而減小，超聲振動可以促進成核半徑的減小從而提高了形核率的和形核速度.

圖7 不同超聲功率焊縫中心晶粒尺寸分布Fig.7 Grain size distribution in weld center under different ultrasonic power.(a) P=0 W;(b) P=160 W;(c) P=320 W;(d)P=480 W;(e) P=640 W;(f) P=800 W

式中：σLS是固液界面的表面張力；Tm為結(jié)晶溫度；Lm是結(jié)晶潛熱；ΔT是過冷度.晶粒的形狀和尺寸與形核率和長大速度以及過冷度有關(guān)，金屬形核率增加，熔池持續(xù)時間的縮短抑制了晶粒的長大，達到了細(xì)化晶粒的效果.

由焊接接頭宏觀形貌可知，焊接熱裂紋并未隨著晶粒尺寸的減小而完全消失，P=640 W 時，晶粒尺寸已達到最小值，焊縫中心卻出現(xiàn)了明顯的縱向裂紋，可以推斷除晶粒尺寸外，鋁合金的成分也對熱裂紋敏感性產(chǎn)生很大影響.

2.3 合金成分對焊接熱裂紋的影響

功率P=0 W 時，焊接接頭中的顯微裂紋形貌如圖8 所示，裂紋延晶界開裂，對此處進行面掃描試驗以分析裂紋附近的元素分布和析出相組成.其中Al 元素和Mg 元素含量較多，Al 元素主要分布在基體中，晶界處分布較少，Mg 元素分布較為均勻，在基體中與Al 元素形成Al3Mg2相作為組織中的強化相.Zn 元素偏聚在晶界處，與Mg 元素形成MgZn2低熔點共晶物，是形成焊接熱裂紋的主要原因.未施加超聲振動時Si 元素較少，只能觀察到少量的Si 元素?zé)o規(guī)律的分布在焊縫中.由元素分布可以看出，未施加超聲振動時，焊縫金屬中形成的MgZn2相有限，無法形成連續(xù)的液態(tài)薄膜，凝固后期固相晶粒收縮時無法有效的補縮晶界而形成造成裂紋，在應(yīng)力的作用下被拉斷而產(chǎn)生熱裂紋.

圖8 顯微裂紋形貌及各元素分布Fig.8 Micro crack morphology and element distribution.(a) microcrack morphology;(b) Al element distribution;(c) Mg element distribution;(d) Si element distribution;(e) Zn element distribution

超聲功率為640 W 時裂紋的斷口形貌如圖9所示.圖9a 為低倍掃描電鏡斷口形貌，斷口呈現(xiàn)沿晶開裂的特征，晶界表面圓滑，斷口形貌呈石塊狀.從斷口形貌推斷，裂紋形成于焊縫金屬冷卻凝固過程中的固-液態(tài)階段.繼續(xù)在掃描電鏡下高倍放大觀察斷口形貌，由圖9b 可觀察到斷口表面覆蓋著一層金屬液態(tài)薄膜，表明此裂紋發(fā)生時晶粒之間被液體覆蓋，未凝固的低熔點共晶體就在晶界間形成一層金屬液態(tài)薄膜，在焊縫收縮形成的拉應(yīng)力作用下沿著共晶液膜發(fā)生開裂，從而形成結(jié)晶裂紋.

圖9 宏觀裂紋斷口形貌Fig.9 Fracture appearance of macrocrack.(a) fracture appearance using by low power SEM;(b)fracture appearance using by high power SEM

圖10 為不同超聲功率下焊縫組織內(nèi)Mg2Si 相和MgZn2相兩種低熔點共晶分布情況.未施加超聲振動時，低熔點共晶相較少，基本不存在Mg2Si相，且焊縫中的低熔點共晶易偏聚于晶界附近，成為易產(chǎn)生裂紋的薄弱區(qū)域.超聲功率為480 W 時，MgZn2相明顯增多，同時產(chǎn)生了Mg2Si 相，且Mg2Si 相出現(xiàn)了明顯的偏聚現(xiàn)象，能夠在晶間形成一定的愈合作用.超聲功率達到800 W 時，低熔點共晶分布更加均勻，但晶間低熔點共晶數(shù)量相對減少，晶間液膜不足以抵抗焊縫收縮形成的拉應(yīng)力，再次產(chǎn)生了焊接熱裂紋.對不同超聲功率下的裂紋進行分析發(fā)現(xiàn)低熔點共晶物與熱裂紋有很強的關(guān)系，研究表明液膜具有與表面張力和厚度有關(guān)的臨界強度，分離潤濕兩個平行板的液膜所需的力F[13]如式(2)所示，即

圖10 不同超聲功率低熔點共晶分布Fig.10 Low melting point eutectic distribution under different ultrasonic power.(a) Mg2Si phase distribution at P=0 w;(b) MgZn2 phase distribution at P=0 w;(c) Mg2Si phase distribution at P=480 w;(d) MgZn2 phase distribution at P=480 w;(e) Mg2Si phase distribution at P=800 w;(f) MgZn2 phase distribution at P=800 w

式中：A表示表面積；γ表示蒸汽/液體表面張力；t表示液膜厚度.液膜越厚，產(chǎn)生裂紋所需的應(yīng)力越大，低熔點共晶體超過一定數(shù)量后，不僅不會引起裂紋，反而起到裂紋“愈合作用”.這是因為低熔點共晶體數(shù)量較多時，可以及時流動填充到晶粒間的間隙，因此結(jié)晶裂紋反而減少了[14-15].

超聲振動對于低熔點相的影響分為兩個階段，一階段是增加晶間低熔點相的數(shù)量，由于超聲振動提高了熔池的流動性，母材中的合金元素過渡到焊縫中，生成的析出相的種類和數(shù)量增多，晶間液膜逐漸變厚，低熔點共晶在晶間起到愈合作用.下一階段是改變了低熔點相的分布，由于第二相更容易在晶界處生成，低熔點共晶聚集在晶界處造成偏析，超聲振動對熔池的攪拌作用使第二相均勻分布，晶界處的低熔點共晶逐漸向晶內(nèi)均勻分布，不再起到“愈合作用”，再次產(chǎn)生了焊接熱裂紋.

3 結(jié)論

(1) 超聲振動抑制了焊接接頭中柱狀晶的形成，提高了形核率和形核速度，超聲振動對晶粒的細(xì)化是由枝晶破碎和動態(tài)形核兩種機制引起的，晶粒的細(xì)化使焊接接頭的熱裂紋敏感性降低，同時增大了焊縫中心的硬度.

(2) 超聲振動加速熔池流動，當(dāng)功率p=480 W時，焊縫中形成了Mg2Si 相，同時MgZn2相的數(shù)量增多，增大了晶間液膜的厚度，在晶間起到“愈合作用”，降低了焊接熱裂紋的敏感性.

(3) 隨著超聲功率的增大，Mg2Si 相和MgZn2相的分布逐漸均勻，晶間液膜不足以抵抗焊縫收縮形成的拉應(yīng)力，當(dāng)功率p=640 W 時，焊接接頭再次產(chǎn)生熱裂紋，超聲功率在160～ 480 W 時，焊接熱裂紋敏感性較低.