5083铝合金MIG焊接头微观组织与力学性能

王家威， 吴巍， 马月婷， 黄立兵， 董红刚

(1.大连理工大学，辽宁 大连 116024；2.宝山钢铁股份有限公司，宝钢中央研究院，上海 200431)

0 前言

铝合金作为一种典型的轻量化材料，因具有较高的比强度、良好的成形性和可焊性、优异的耐腐蚀性和低温韧性，被广泛应用于船舶制造、交通运输和液化天然气(LNG)运输船制造等行业[1-2]。其中，5083铝合金是一种不能热处理强化的Al-Mg系合金，Mg在基体中的存在方式主要有2种，一是固溶于Al基体中，二是与基体中的Al形成β(Al3Mg2)相。此外，合金中还含有少量的Mn，Fe，Si等元素，能够有效增加合金的强度和耐腐蚀性，因此5083铝合金在所有非热处理强化型铝合金中强度最高[3-4]。

焊接作为一种传统的连接技术，在铝合金材料的大规模应用中发挥着不可替代的作用。目前，国内外关于铝合金焊接的研究主要集中在搅拌摩擦焊(FSW)[5-6]、钨极氩弧焊(TIG)[7-8]、熔化极气体保护焊(MIG)[9-11]、高能束焊[12-13]等方面。其中，Choi等人[14]通过改变搅拌头的转速，在不同参数下均获得了无缺陷的5083铝合金搅拌摩擦焊接头，并通过焊后敏化热处理，分析了焊接工艺参数对接头中β相形成和分布的影响规律。Umar等人[15]对5083铝合金进行脉冲TIG焊后，探究了不同脉冲电流持续时间(McT)对接头微观组织和力学性能的影响，当McT为40%时，采用不同的焊接电流均会促进焊缝中的β相沿晶界析出；当McT为60%时，采用较小的焊接电流有利于促进富Mn的细小第二相颗粒在晶界弥散析出，接头强度得到提升。Zhu等人[16]采用窄间隙MIG焊接工艺，制备了30 mm厚的5083铝合金对接接头，发现焊后极易产生侧壁气孔，气孔的形成和分布特征与熔池形状、散热方向以及晶粒的生长方向有关；通过调整焊接工艺参数可以控制侧壁气孔的数量。Li等人[17]采用振荡式激光对5083铝合金薄板进行焊接，分析了振荡频率和直径对焊缝宽度和气孔率的影响，发现较高的振荡频率和较大的振荡直径有利于减小焊缝宽度，降低焊缝气孔率；细化焊缝晶粒，促进β相均匀分布。

常用的铝合金焊接方法中，MIG焊具有生产成本低、生产效率高、工艺适用性强等优点，因而被广泛应用于汽车和船舶关键结构件的制造。然而，铝合金MIG焊缝区易产生气孔，热影响区软化严重，两者均会降低接头力学性能。因此，控制接头焊缝区气孔形成及分布和热影响区软化对提升铝合金MIG焊接头的力学性能尤为重要。

文中拟采用MIG焊对6 mm厚5083-H111铝合金热轧板进行焊接试验，研究焊接工艺参数对接头成形和焊缝气孔的影响规律，进一步分析接头微观组织和元素分布对力学性能的影响机理。

1 试验材料与方法

文中所用母材为6 mm厚5083铝合金热轧板，热处理状态为H111(退火后进行适量的加工硬化)，具有良好的强韧性。母材的抗拉强度为320 MPa，断后伸长率为23%，显微硬度为80 HV，金相组织如图1所示。待焊母材尺寸为200 mm×150 mm×6 mm。焊接过程中采用ER5183铝合金焊丝作为焊缝填充材料，直径为1.2 mm，铝合金母材和焊丝的化学成分见表1。

图1 5083铝合金热轧板金相组织

表1 母材和焊丝化学成分(质量分数, %)

焊接试验所用设备为Fronius公司生产的TPS 4000Advance型CMT焊机，采用一元化MIG焊接模式和自动化行走机构，实现铝合金母材的对接焊。焊接前，将母材加工成单边35°的V形坡口，钝边为1 mm。焊接前使用角磨机去除待焊区域25 mm宽度范围内的氧化膜，用无水乙醇清理表面油污。为抵消焊接热输入所产生的变形，对接间隙设置为2 mm，以保证焊缝背面成形良好。焊接过程如图2所示，焊接时焊枪前进角约为15°，焊丝伸出长度为10 mm，焊缝及其附近区域采用高纯氩气(99.99%)保护，保护气流量为20 L/min。具体焊接工艺参数见表2。

图2 焊接过程示意图

表2 焊接工艺参数

根据GB/T 2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》和GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验》标准，拉伸试样尺寸如图3所示。拉伸试验在Instron-5982型电子万能材料试验机上进行，拉伸速率为2 mm/min。将切取的金相试样打磨、抛光后，采用体积分数为5%的HF(5 mL HF+95 mL H2O)进行腐蚀，腐蚀时间为25 s。然后采用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子探针(EPMA)等设备对试样进行微观组织、断口形貌和元素分布测试分析。沿焊缝横截面进行硬度测试，每隔0.5 mm取一个测试点，载荷为0.98 N，加载时间为15 s。

图3 拉伸试样尺寸

2 试验结果与分析

2.1 接头宏观形貌

5083铝合金MIG焊对接接头的焊缝表面形貌和横截面形貌如图4所示。可见，不同焊接工艺参数下，母材均完全熔透，焊缝表面成形良好，鱼鳞纹均匀分布，不存在明显的咬边、未焊满、裂纹等缺陷。随着送丝速度增加，焊缝宽度逐渐增加，1号、2号、3号、4号接头的焊缝宽度分别为12.5，14.2，14.8，15.9 mm，如图5所示。这是因为焊接电流随着送丝速度的增大而增大，导致焊接热输入增加，母材和焊丝的熔化量随之增加，从而导致焊缝宽度增大[18]。在焊接过程中，5000系铝合金容易在熔池中溶解大量的气体，导致在焊缝中形成气孔。焊缝中的气孔率取决于凝固动力学，主要受焊接热输入的影响。当焊接热输入较大时，铝基体中的Mg元素蒸发严重，加剧了气孔的产生；但较高的热输入导致焊缝金属冷却缓慢，焊缝区高温停留时间延长，液态金属中的气泡有足够的时间上浮、合并、逸出，从而降低了焊缝中的气孔率[19]。由此可见，热输入过大和过小均会增加接头中的气孔率，结合横截面形貌，可以观察到低热输入的1号接头和高热输入的4号接头中气孔数量相对较多，而中等热输入的2号和3号接头气孔数量较少，并且随着热输入增大，气孔趋向于分布在焊缝边缘处。

图4 不同焊接工艺参数下的接头焊缝表面和横截面宏观形貌

图5 不同焊接工艺参数下的焊缝宽度

2.2 接头微观组织

5083铝合金对接接头不同区域的金相组织形貌如图6所示。由于焊接过程中的局部热循环作用，典型的焊接接头由母材(Base metal, BM)、热影响区(Heat-affected zone, HAZ)和焊缝(Weld seam, WS) 3个不同的区域组成。由于5083-H111铝合金母材经历了轧制和退火工艺，因此母材中可以观察到沿轧制方向拉长的晶粒和少部分再结晶晶粒，如图6a所示。接头熔合线附近的组织如图6b所示。在焊接过程中，熔合线外侧的HAZ峰值温度高于母材的退火温度(300oC)，晶粒发生完全再结晶，并进一步长大，形成粗大的等轴晶；HAZ的晶界和晶粒内分布有黑色的第二相，这些第二相在焊接过程中受热长大，形成粗大的片状和颗粒状组织(图6c)。由文献[20]可知，这些第二相主要为Al6(Fe, Mn)和Mg2Si相。熔合线附近的焊缝边缘处，晶粒垂直于熔合线形成柱状晶，这是因为在凝固过程中垂直于熔合线方向上具有最大的温度梯度；而焊缝中心区域的温度梯度相对较小，凝固过程中形成细小的等轴晶(图6d)。在焊缝中心处，基体中有大量β相(Al3Mg2)析出[21]，形状多为细小的椭球型，这些第二相弥散分布于焊缝中(如图6d中的B区放大图)，对焊缝起强化作用。

2.3 接头不同区域元素分布

采用电子探针(EPMA)对5083铝合金接头进行微区成分分析，不同区域的背散射电子像(BSE)和元素分布情况如图7～图9所示。图7为5083铝合金母材的背散射电子像和元素分布图，可见α-Al基体呈深灰色，在基体中分布有沿母材轧制方向排列的白色和黑色第二相。由合金元素面扫描结果可知，α-Al基体中白色片状和针状颗粒是Fe和Mn富集区，易与Al结合，形成Al-Fe-Mn型第二相颗粒。对不同形态的第二相进行元素定量分析(表3)，根据原子比可以推断A处为Al6(Fe, Mn)相；B处为Al3(Fe, Mn)相，两者均为5000系铝合金中常见的第二相[22]。5083铝合金中的Mg含量相对较高，Mg会抑制Al3(Fe, Mn)相但促进Al6(Fe, Mn)相的生成，因此在5083铝合金中多数Al-Fe-Mn型颗粒为Al6(Fe, Mn)相，其尺寸较大，形态多为片状；而Al3(Fe, Mn)相含量较少，呈针状；C处为Mg和Si富集区，结合文献[23]可知，该处应为Mg2Si颗粒，其尺寸较小，不易进行定量分析。Mg2Si在5000系铝合金中的形成方式有2种，一种是沿富Fe相形核，如Al6(Fe, Mn)为Mg2Si提供形核点位；另一种是在α-Al基体中独立形核并长大。

表3 元素定量分析结果(原子分数, %)

图7 母材合金元素面扫描结果

5083铝合金接头熔合线附近的背散射电子像和主要合金元素的分布如图8所示。从背散射相中可以看出，熔合线两侧的微观组织基本相同，在α-Al基体中都分布有黑色和白色的第二相。不同的是，熔合线附近的热影响区第二相尺寸较大，而靠近熔合线的焊缝区析出相尺寸较小，且呈弥散分布。从合金元素面扫描结果可知，热影响区的第二相长大较为严重，主要是因为焊接热输入促进了合金元素偏聚形成第二相；焊缝边缘的晶粒垂直于熔合线方向生长，形成柱状晶。热影响区中的Mg和Si主要偏聚在同一位置，形成Mg2Si相；焊缝中的Mg主要分布在晶界，而Si分布较为均匀。Fe和Mn主要分布在热影响区，形成Al6(Fe, Mn)相，而焊缝中的Fe和Mn含量较低。受焊接热输入的影响，熔合线附近的热影响区中Al6(Fe, Mn)相呈粗大的片状颗粒，拉伸过程中易引起应力集中，成为整个接头的薄弱区域。

图8 熔合线附近合金元素面扫描结果

焊缝中心区域的高倍背散射电子像和主要合金元素的分布如图9所示。由于焊缝区冷却速度较快，第二相来不及长大，因此可以从背散射电子像中看到焊缝中心区域的析出相尺寸较小，形态多为针状和细小颗粒状。从合金元素分布可以看出，Mg主要分布在焊缝区的枝晶晶界处，还有少量的Mg和Si偏聚形成细小的Mg2Si强化相。Mg在Al基体中的溶解度在996oC时可达17.4%，而在室温下(25oC)仅有1.9%。在Al-Mg系合金中，Mg含量约为5%，高于室温下Mg的固溶度，焊后冷却过程中，过量的Mg倾向于沿晶界分布，导致β相(Al3Mg2)在枝晶间析出[24-25]。β相是焊缝区的主要析出相，形状多为细小的椭球型，在焊缝中均匀分布，对焊缝起强化作用。焊缝区的Fe和Mn也有少量偏聚，形成Al-Fe-Mn型第二相，但与母材和热影响区相比尺寸较小，形态多为针状。此外，由于焊缝区为铸态组织，凝固过程中熔池冷却速度较快，气体无法充分逸出，凝固后容易形成气孔，在背散射电子像中呈黑色规则椭圆形。当气孔尺寸较大时容易引起应力集中，同时也会降低接头的有效承载面积，恶化接头性能。

图9 焊缝中心区域合金元素面扫描结果

2.4 力学性能与断裂分析

不同焊接工艺参数下接头的室温拉伸性能如图10所示。当送丝速度为10 m/min时，1号接头的抗拉强度为275 MPa，断后伸长率为10.1%。随着送丝速度增加，接头强度也随之增加，2号、3号、4号接头的强度分别为295，296，307 MPa，断后伸长率分别15.5%，14.5%和16.4%；其中，接头的最大抗拉强度达到了母材的96%。接头的断裂位置如图11所示。当送丝速度较小时，焊缝区大尺寸气孔数量较多，容易成为裂纹源，因此1号和2号接头主要断裂于焊缝区；随着送丝速度增大，焊接热输入逐渐增加，焊缝中气孔数量减少，但热影响区软化严重，所以3号和4号接头断裂于熔合线附近的热影响区。

图10 不同参数下焊接接头的拉伸性能

图11 不同参数下接头断裂位置

典型接头的断口形貌如图12所示。1号和4号试样断口表面均由大量微孔结合形成的韧窝组成，表明断裂模式是韧性断裂。1号试样断裂于焊缝区，由于焊缝区是铸态组织，且气孔较多，因此塑性较差，断口中的韧窝尺寸较小(图12a)。从图12c可以观察到，4号试样断口中存在许多大尺寸韧窝，表明在拉伸过程中4号试样变形更为充分，塑性较好。观察A和B两个区域的放大图可知，2种接头的韧窝内部都存在大量的第二相颗粒，1号试样断裂在焊缝区，第二相尺寸较小；4号试样断裂于热影响区，第二相尺寸较大，多呈片状。这些第二相在拉伸过程中会阻碍位错的运动，有利于提高接头抗拉强度。

图12 接头断口形貌

对送丝速度最大和最小的2种MIG焊接头分别进行硬度测试，结果如图13所示。整个接头的硬度沿焊缝两侧呈对称分布，1号接头焊缝区的平均硬度为72.8 HV，4号接头焊缝区的平均硬度为70.6 HV。热影响区与焊缝区硬度值差别不大，均低于母材硬度(80 HV)，这是由于焊接时靠近焊缝的热影响区温度较高，远高于析出相的时效温度，产生了过时效，使得热影响区内大量析出相长大，同时较大的热输入也会使晶粒粗化，从而导致硬度值降低。远离焊缝的热影响区受焊接热输入的影响较小，硬度值逐渐增大，直至母材硬度值。随着送丝速度增加，接头热影响区软化加剧，因此4号接头的硬度整体略低于1号接头。

图13 接头显微硬度分布

3 结论

(1)不同焊接工艺参数下得到的5083-H111铝合金MIG焊对接接头表面成形良好，无明显缺陷；随着送丝速度增加，焊缝宽度随之增大；接头热影响区受焊接热输入影响，发生完全再结晶，形成了粗大等轴晶，而焊缝区为细小等轴晶。接头最大抗拉强度达到307 MPa，约为母材抗拉强度的96%，接头断裂于热影响区，呈韧性断裂。

(2)熔合线附近的热影响区中，Fe和Mn大量偏聚形成尺寸较大的片状Al6(Fe, Mn)相，Mg和Si偏聚形成不规则的Mg2Si相；焊缝中的Mg主要分布在晶界，与Al形成β相(Al3Mg2)，β相在焊缝中弥散分布，有利于强化焊缝。

(3)不同焊接工艺参数下5083-H111铝合金MIG焊对接接头的硬度整体呈对称分布；受焊接热输入影响，焊缝和热影响区的硬度低于母材，随着焊接热输入增加，焊缝和热影响区的硬度降低。