0.   引言

6061鋁合金和5052鋁合金均具有密度低、比強度高、韌性好和抗沖擊性好等優(yōu)點,廣泛用于航空航天、船舶和交通運輸?shù)阮I(lǐng)域。在實際應(yīng)用過程中,由于結(jié)構(gòu)件不同部位所需性能不同,往往需要使用不同種類和性能的鋁合金來焊接構(gòu)成,以最大限度發(fā)揮各自性能優(yōu)點[1-2]。然而,異種金屬由于熔點、導(dǎo)熱系數(shù)、熱膨脹系數(shù)和熱裂紋敏感性等熱物性參數(shù)的差異,在焊接過程中易產(chǎn)生氣孔和裂紋等缺陷,造成異種金屬焊接件力學(xué)性能和耐腐蝕性能的降低[3-5]。 

鎢極惰性氣體保護焊（TIG）由于具有熱裂傾向小、焊接成形質(zhì)量高、易于實現(xiàn)自動化等優(yōu)點,在鋁合金焊接方面已有相關(guān)報道和成功應(yīng)用,但研究主要集中在同種金屬上。應(yīng)用于交通運輸、海洋工程等領(lǐng)域的異種鋁合金焊接結(jié)構(gòu)件在長期服役過程中難免會受到外界環(huán)境侵蝕并產(chǎn)生損傷,而腐蝕損傷會在交變載荷作用下萌生裂紋并擴展,一定程度上降低了異種金屬焊件的服役壽命,因此有必要對異種鋁合金焊接行為進行研究[6-10]。作者制備了6061/5052異種鋁合金TIG焊接接頭,研究了接頭的顯微組織、晶粒尺寸、硬度、抗應(yīng)力腐蝕性能和預(yù)腐蝕疲勞性能,以期為高綜合性能、長壽命異種鋁合金焊件的工藝開發(fā)與優(yōu)化提供參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

母材為尺寸均為300 mm×100 mm×5 mm的6061-T6鋁合金和5052-O鋁合金板。6061-T6鋁合金由基體α-Al和Al（Fe,Mn,Si,Cr）相組成；5052-O鋁合金由基體α-Al,Al（Fe,Mn）和富鎂相組成。焊接材料為ER5356鋁合金焊絲,直徑為1.6 mm。母材和焊絲的化學(xué)成分見表1。焊前母材依次經(jīng)去離子水、無水乙醇超聲清洗并吹干。采用MAXSTAR 350型鎢極惰性氣體保護焊機對6061和5052鋁合金進行異種焊接,焊接方式為對焊,不開坡口,保護氣為高純氬氣,流量為10 L·min−1,焊接電流為100 A,焊接速度為115 mm·min−1。 

在6061/5052異種鋁合金TIG焊接接頭上以焊縫為中心制備金相試樣,經(jīng)磨拋和Keller試劑腐蝕后,采用IT-500型掃描電子顯微鏡（SEM）的電子背散射衍射（EBSD）模式觀察顯微組織。采用HV-1000型數(shù)顯維氏硬度計測試表面硬度,載荷為0.98 N,保載時間為15 s,垂直于焊接方向取點測試。根據(jù)GB/T 15970.7—2017,以焊縫為中心制備如圖1（a）所示的應(yīng)力腐蝕試樣,夾持段較長以便平行浸泡,采用WDML-3型微機控制慢應(yīng)變應(yīng)力腐蝕試驗機進行應(yīng)力腐蝕試驗[11],腐蝕介質(zhì)分別為空氣和質(zhì)量分數(shù)3.5%的NaCl溶液,應(yīng)變速率為1×10−6 s−1。根據(jù)GB/T 7998—2005,以焊縫為中心制備如圖1（b）所示的疲勞試樣,表面經(jīng)砂紙打磨,清洗吹干后,分別在空氣、質(zhì)量分數(shù)3.5% NaCl溶液、質(zhì)量分數(shù)3.5% NaCl+體積分數(shù)5×10−3 HCl溶液、質(zhì)量分數(shù)3.5% NaCl+體積分數(shù)10×10−3 HCl溶液腐蝕介質(zhì)中浸泡3 d,采用OM測試晶間腐蝕深度。根據(jù)GB/T 3075—2008,采用升降法在MTS-810型液壓伺服萬能材料試驗機上進行室溫高周預(yù)腐蝕疲勞試驗[12],極限壽命設(shè)定為107周次,應(yīng)力比為0.1,測試頻率為30 Hz。 

圖  1  應(yīng)力腐蝕試樣和疲勞試樣的尺寸

Figure  1.  Size of stress corrosion sample (a) and fatigue sample (b)

2.   試驗結(jié)果與討論

2.1   微觀形貌和硬度

由圖2可見：焊接接頭6061鋁合金側(cè)母材和熱影響區(qū)有沿軋制方向（橫向）變形的纖維組織和細小亞晶粒,熔合線處有柱狀晶,這主要與6061鋁合金和ER5356鋁合金焊絲成分差異較大,在焊接熱輸入下發(fā)生熔池凝固和元素擴散有關(guān)[13]；焊縫區(qū)組織為均勻細小的等軸晶；5052鋁合金側(cè)母材和熱影響區(qū)組織與焊縫區(qū)相似,過渡平穩(wěn),這主要與5052鋁合金與ER5356鋁合金焊絲間成分差異較小有關(guān)[14]。統(tǒng)計可得,6061鋁合金母材,焊縫和5052鋁合金母材的平均晶粒尺寸分別為38.42,47.13,41.17 µm。 

圖  2  6061/5052異種鋁合金TIG焊接接頭的EBSD形貌

Figure  2.  EBSD morphology of TIG welded joint of 6061/5052 dissimilar aluminum alloys

由圖3可見：6061鋁合金和5052鋁合金母材的顯微硬度分別為84.8,96.4 HV；兩側(cè)熱影響區(qū)硬度均存在梯度分布特征,這源于母材與焊縫間元素擴散引起的固溶強化作用的不同[15]；相比5052鋁合金側(cè)熱影響區(qū),6061鋁合金側(cè)熱影響區(qū)更寬（28 mm）且出現(xiàn)硬度最小值（51 HV）,屬焊接接頭薄弱區(qū)；焊縫區(qū)顯微硬度在63~76 HV。相比之下,母材區(qū)顯微硬度高于熱影響區(qū)和焊縫區(qū),這是因為母材區(qū)的晶粒尺寸更小。 

圖  3  6061/5052異種鋁合金TIG焊接接頭的表面顯微硬度分布

Figure  3.  Surface microhardness distribution of TIG welded joint of 6061/5052 dissimilar aluminum alloys

2.2   抗應(yīng)力腐蝕性能

由表2可知：在不同介質(zhì)中應(yīng)力腐蝕后,接頭斷裂位置均位于6061鋁合金側(cè)距焊縫中心約14 mm處,這是因為此處存在柱狀晶等薄弱組織且硬度相對較低[16-17]；相比在空氣中,焊接接頭在NaCl溶液中的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率均略高,抗應(yīng)力腐蝕性能略強。 

2.3   晶間腐蝕和預(yù)腐蝕疲勞性能

由表3可知：隨著腐蝕介質(zhì)中HCl含量增加,焊接接頭不同區(qū)域的晶間腐蝕深度均增加,說明HCl的加入會促使接頭發(fā)生晶間腐蝕；在相同腐蝕介質(zhì)中,母材的晶間腐蝕深度大于相應(yīng)一側(cè)的熱影響區(qū),焊縫區(qū)的晶間腐蝕深度最小,且6061鋁合金母材及影響區(qū)的晶間腐蝕深度小于5052鋁合金。 

由表4可見：相比空氣介質(zhì),焊接接頭在NaCl溶液或NaCl+HCl溶液中腐蝕后的疲勞壽命更長；隨著NaCl溶液中腐蝕介質(zhì)中HCl含量增加,接頭的疲勞壽命縮短；在NaCl溶液中循環(huán)107周次時未發(fā)生斷裂；隨著NaCl溶液中HCl含量增加,接頭的疲勞斷裂位置由焊縫區(qū)向5052鋁合金母材轉(zhuǎn)移。這說明預(yù)腐蝕處理時的晶間腐蝕深度需達到一定門檻值,接頭的疲勞斷裂才以晶間腐蝕深度為主導(dǎo)因素,此時由于5052鋁合金母材區(qū)晶間腐蝕深度最大,所以在此處發(fā)生斷裂；反之,未達到門檻值時,還需考慮晶粒尺寸和力學(xué)性能等因素,由于焊縫區(qū)晶粒尺寸最大且硬度較小,所以在此處發(fā)生斷裂[18-20]。 

3.   結(jié)論

（1）接頭中6061鋁合金側(cè)母材和熱影響區(qū)有沿軋制方向變形的纖維組織和細小亞晶粒,熔合線處有柱狀晶；焊縫區(qū)與5052鋁合金側(cè)母材和熱影響區(qū)組織相似,為均勻細小的等軸晶。6061鋁合金母材,焊縫和5052鋁合金母材的平均晶粒尺寸分別為38.42,47.13,41.17 µm。 

（2）母材區(qū)顯微硬度高于熱影響區(qū)和焊縫區(qū),硬度最小值（51 HV）出現(xiàn)在6061鋁合金側(cè)熱影響區(qū)。 

（3）接頭在NaCl溶液和空氣中應(yīng)力腐蝕后,斷裂位置均在6061鋁合金側(cè)熱影響區(qū),相比在空氣中,接頭在NaCl溶液中的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率均略高,抗應(yīng)力腐蝕性能略強。隨著NaCl溶液中HCl含量增加,焊接接頭的晶間腐蝕深度增加,疲勞壽命縮短,斷裂位置由焊縫區(qū)向5052鋁合金母材轉(zhuǎn)變。

文章來源——材料與測試網(wǎng)