Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材MIG焊接接头的显微组织和性能

2022-07-07王海彬

铝加工 2022年3期

王海彬

（东北轻合金有限责任公司，哈尔滨 150060）

0 前言

Al-Mg-Mn合金因具有质轻、比强度高、成形性好、中强可焊、耐腐蚀性能好等优点而被广泛应用于大型舰船的上层结构和舾装件中[1-2]。考虑到船体结构承载及腐蚀环境这两个主要因素，铝镁锰合金是最基本的船用焊接结构材料[3-4]。而船舶用材料的焊接在提高船舶性能、减重等方面起着决定性的作用。船舶用铝合金的焊接方法较多，如MIG、TIG、FSW焊接等。经过几十年的发展，MIG焊在焊接设备、焊接工艺等各方面都日趋成熟，是目前船舶焊接铝合金中用得最多的一种焊接方法，国内外90%以上的铝合金焊接采用MIG焊[5]。

为进一步提高船用铝镁锰系合金的强度，本文针对一种Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金退火态板材开展MIG焊接实验，并对焊后板材的接头组织、力学性能及耐腐蚀性能开展研究工作，旨在开发出能够兼顾耐蚀性能和强度性能的焊接用铝合金材料。

1 实验方法

焊接实验用板材为经过320℃/2 h退火处理后的退火态板材，其规格为4 mm×150 mm×300 mm，化学成分如表1所示。采用与母材成分相同的合金焊丝进行焊接，焊丝直径为1.6 mm。MIG焊接主要焊接参数为：保护气体99.999%Ar，流量20 L/min，单脉冲90A，0.75 m/min。焊接时试板不开坡口、对接间隙1~2 mm，采用单道次焊接，单面焊接双面成形，焊接前用钢丝刷去除待焊接区域的氧化膜。MIG焊接设备为Fornius TPS 5000型焊机。

表1 实验合金板材化学成分（质量分数/%）

焊接后以焊缝为中心垂直于焊缝对称截取组织观察试样、拉伸性能检测试样、硬度测试试样以及剥落腐蚀和晶间腐蚀试样。采用HW187.5型维氏显微硬度计进行焊接接头不同区域的硬度测试，硬度载荷为100 kg，每隔1 mm测一个硬度值，从一侧的基材区一直测到另一侧的基材区域。在WDW-100A型电子拉伸试样机上进行拉伸试验，测试焊接接头的拉伸力学性能。采用型号为Sirion200的扫描电子显微镜（带能谱仪）进行第二相粒子形貌及分布等分析。按照ASTM G66标准对焊后板材进行剥落腐蚀性能检测，按照ASTM G67标准对焊后板材进行晶间腐蚀性能检测。

2 试验结果与讨论

2.1 拉伸性能

Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材及其MIG焊接接头的拉伸力学性能如表2所示。

表2 试验板材及其MIG焊接接头的拉伸力学性能

从表2中可以看出，板材经过MIG焊接后其接头强度和延伸率与基材相比均有所下降。通常用焊接强度系数来评价焊接性能的优劣，由于焊接接头的性能一般低于母材，通常情况下，焊接强度系数的值介于0和1之间，焊接强度系数值越大，代表该接头的焊接性能越好。本试验采用MIG焊接的接头强度系数为0.90。

2.2 显微硬度

图1所示为Al-6Mg-0.9Mn-0.12Zr合金板材MIG焊接接头距焊缝中心不同距离处的硬度分布曲线。

图1 试验板材MIG焊接接头硬度分布

从图1可以看到，焊接接头显微硬度以焊缝为中心呈近似对称分布。其中，焊缝中心的硬度最低，为70.8~72.5 HV，低于母材硬度，这是由于焊丝中的Mg元素在焊接过程中发生烧损减弱了Mg的固溶强化效果所致。距焊缝中心5 mm的热影响区处的硬度低于母材，其原因在于焊接过程中热影响区的组织发生了再结晶粗化，也出现了接头软化现象。但与可热处理强化铝合金焊接接头相比，其接头软化现象不明显[6-7]。距离焊缝中心越远，硬度值越大，直至到达母材区域，硬度为83-88.8 HV。这是因为距离焊缝中心越远，受焊接热影响造成的软化程度也越小。总体说来，焊接接头的硬度值波动较小，硬度在70.8~88.8 HV范围内。

2.3 耐腐蚀性能

按照ASTM G66标准检测板材焊接接头的剥落腐蚀，剥落腐蚀前后的试样宏观形貌如图2所示。

图2 焊接接头的剥落腐蚀宏观形貌

从图2可以看到，焊接接头经过剥落腐蚀后，其焊接区与母材区均没有出现严重的剥落腐蚀现象，仅出现零散的点蚀坑，腐蚀等级可评为PB级。

按照ASTM G67要求对焊接接头进行晶间腐蚀试验。对焊接接头试样进行酸、碱处理后在70%~72%的硝酸溶液中放置24 h，然后将试样清洗称重，计算单位面积内的重量损失，测试结果见表3。

已有研究表明[8]，Al-Mg合金的耐蚀性能主要取决于组织中β（Al2Mg3）相的分布状态和数量，如果析出的β（Al2Mg3）相呈连续分布，会大大降低合金的耐腐蚀性能。因此，在高镁船用Al-Mg合金生产中，保证合金组织中没有连续分布的β（Al2Mg3）相、控制β（Al2Mg3）相均匀分布是关键控制点之一。本试验采用的板材是经过320℃稳定化退火处理后的板材，大部分Mg元素以固溶的形式存在，其焊缝金属在焊接过程中重熔并在急冷条件下形成铸态组织，且组织中均不存在连续分布的β（Al2Mg3）相（见图4和图5）。因此，实验板材焊接接头具有较好的耐剥落腐蚀和耐晶间腐蚀性能。

2.4 显微组织

图3为试验合金板材焊缝的金相组织形貌。

由图3可见，焊缝中心区域为晶粒较粗大的枝晶组织（见图3（a））。这是由于焊接过程中熔池内各区域的冷却速度和溶质浓度不同以及温度与成分的不均匀性导致了焊缝区内形成粗晶组织。在熔合线附近靠近焊缝一侧存在大量粗大的柱状晶组织，在母材一侧靠近柱状晶区有一层较细小的等轴细晶区（见图3（b））。这是由于焊接时金属液呈过热状态使附近母材融化，在靠近母材部分，熔体温度相对较低，母材中Al6Mn、Al6（FeMn）等第二相粒子成为非均质形核的核心，形成了一层类似激冷层的细晶层；在远离母材一侧的熔体温度较高，熔体的大部分热量通过细晶层再经母材向外扩散，散热的方向性增强。由于垂直母材横截面方向散热最快，细晶层中主轴与其垂直的枝晶就优先长大，并且可能超越取向不利的相邻晶粒长大，形成较粗大的柱状晶组织[9]。图3（c）为焊接用母材的组织，为扁长形的再结晶组织。图4为焊缝的SEM形貌观察结果。

图3 焊接接头金相组织

图4 焊缝区SEM形貌

由图4可以看到，焊缝区的组织中存在大量白色形状不规则的第二相粒子。对组织中的第二相粒子进行能谱分析，其结果见图5。

图5 焊缝组织中的第二相及能谱分析

图5为焊缝组织中的第二相及第二相的能谱分析，通过能谱分析可以确定组织中白色的第二相粒子主要是由Al和Mn两种元素组成的Al6Mn相。焊缝组织中弥散分布的Al6Mn相对焊缝起到第二相强化的作用（图5（a））。在焊缝的扫描组织中没有观察到β相（Al2Mg3）。由于焊缝是在焊接热的影响下形成的铸态重熔组织，在焊接过程中一部分Mg元素发生烧损，其余的Mg元素主要以固溶的形式存在于焊缝组织中，焊缝组织中没有形成Al2Mg3相（见图5（b））。焊缝组织中不存在连续分布的Al2Mg3相，这也是焊接接头具有较好的耐剥落腐蚀和耐晶间腐蚀的原因。