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域。在實際應用過程中,由于結構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,在焊接過程中易產生氣孔和裂紋等缺陷,造成異種金屬焊接件力學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報道和成功應用,但研究主要集中在同種金屬上。應用于交通運輸、海洋工程等領域的異種鋁合金焊接結構件在長期服役過程中難免會受到外界環(huán)境侵蝕并產生損傷,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、抗應力腐蝕性能和預腐蝕疲勞性能,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型微機控制慢應變應力腐蝕試驗機進行應力腐蝕試驗[11],腐蝕介質分別為空氣和質量分數(shù)3.5%的NaCl溶液,應變速率為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、質量分數(shù)3.5% NaCl溶液、質量分數(shù)3.5% NaCl+體積分數(shù)5×10−3 HCl溶液、質量分數(shù)3.5% NaCl+體積分數(shù)10×10−3 HCl溶液腐蝕介質中浸泡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腐蝕疲勞試驗[12],極限壽命設定為107周次,應力比為0.1,測試頻率為30 Hz。 

圖  1  應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[13]；焊縫區(qū)組織為均勻細小的等軸晶；5052鋁合金側母材和熱影響區(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[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鋁合金側熱影響區(qū),6061鋁合金側熱影響區(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   抗應力腐蝕性能

由表2可知：在不同介質中應力腐蝕后,接頭斷裂位置均位于6061鋁合金側距焊縫中心約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,抗應力腐蝕性能略強。 

2.3   晶間腐蝕和預腐蝕疲勞性能

由表3可知：隨著腐蝕介質中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；在相同腐蝕介質中,母材的晶間腐蝕深度大于相應一側的熱影響區(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,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鋁合金母材轉移。這說明預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.   結論

（1）接頭中6061鋁合金側母材和熱影響區(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鋁合金側熱影響區(qū)。 

（3）接頭在NaCl溶液和空氣中應力腐蝕后,斷裂位置均在6061鋁合金側熱影響區(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鋁合金母材轉變。

文章來源——材料與測試網(wǎng)