0.   引言

6082鋁合金屬于Al-Mg-Si系鋁合金,具有良好的強(qiáng)度、擠壓成形性能、耐腐蝕性能和焊接性能等[1-2],廣泛應(yīng)用于高速列車(chē)和城市軌道交通車(chē)輛[3]。在軌道車(chē)輛車(chē)體制造時(shí),6082鋁合金結(jié)構(gòu)件經(jīng)常采用熔化極惰性氣體（MIG）保護(hù)焊進(jìn)行連接,并且由于結(jié)構(gòu)件尺寸較大,需要多道焊接才能完成連接。由于6082鋁合金為可熱處理強(qiáng)化型鋁合金[4-5],多道焊接熱循環(huán)的作用會(huì)使其焊接接頭產(chǎn)生復(fù)雜的熱影響區(qū),出現(xiàn)熱軟化問(wèn)題[6]。在惡劣的軌道交通服役環(huán)境中,這種軟化問(wèn)題易影響鋁合金構(gòu)件的安全性[7]。 

研究普遍認(rèn)為,晶粒尺寸增大,晶界變少,會(huì)使材料強(qiáng)度降低。但對(duì)于可熱處理鋁合金而言,焊接接頭熱影響區(qū)軟化的另一原因是析出相的演變[8-9]。在多道次焊接過(guò)程中,6082鋁合金母材不同位置經(jīng)歷著大小不同的焊接熱循環(huán),相當(dāng)于經(jīng)歷不同程度的時(shí)效作用,因此會(huì)析出不同種類(lèi)的析出相。隨著焊接熱循環(huán)的溫度升高,6082鋁合金析出序列為超飽和固溶體→硅/鎂原子團(tuán)簇→GP區(qū)→β″相→{U1,U2,β´}相→β相[10]。不同的析出相對(duì)材料強(qiáng)化效果不同,其中β″相的強(qiáng)化效果最好。雖然已有研究者對(duì)多道焊鋁合金接頭進(jìn)行了研究[11-12],但這些研究主要集中于定性分析,并未對(duì)熱軟化區(qū)的析出相進(jìn)行定量分析,且未明確熱影響區(qū)軟化的主導(dǎo)因素。因此,作者對(duì)6082-T6鋁合金板進(jìn)行四道雙脈沖MIG焊,基于有限元方法模擬了熱影響區(qū)焊接溫度場(chǎng),結(jié)合峰值溫度和硬度變化對(duì)熱影響區(qū)進(jìn)行劃分,研究了不同區(qū)域的力學(xué)性能和顯微組織,分析了多道焊接對(duì)熱影響區(qū)顯微組織及力學(xué)性能影響的規(guī)律,從而揭示6082-T6鋁合金厚板焊接接頭熱影響區(qū)軟化的機(jī)理。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

母材為尺寸350 mm×150 mm×12 mm的6082-T6鋁合金板,由湖南聯(lián)誠(chéng)軌道裝備有限公司提供。焊接材料為直徑1.2 mm的ER5087鋁合金焊絲。母材和焊絲的化學(xué)成分如表1所示。 

采用IGM型機(jī)器人和IGM-K5型焊機(jī)在6082-T6鋁合金板表面（尺寸為350 mm×12 mm）進(jìn)行雙脈沖MIG堆焊,保護(hù)氣體為純度99.999%的氬氣,流量為25 L·min−1,焊接電流為218 A,焊接電壓為22.5 V,焊接速度為65 cm·min−1,脈沖頻率為3 Hz,能量效率為0.85,初始溫度為25 ℃,每道焊接時(shí)間為32.3 s,冷卻時(shí)間為3 min。多道焊接時(shí)均在原焊縫上進(jìn)行后續(xù)堆焊,1~3道焊縫高度為2 mm,最后一道焊縫高度為5.45 mm。為了建立并校準(zhǔn)熱學(xué)仿真模型,采用K型熱電偶實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)第一道焊接過(guò)程中熱影響區(qū)（HAZ）不同位置的溫度,每個(gè)熱電偶插入直徑1.0 mm、深度2.5 mm的測(cè)溫孔中,測(cè)溫孔位置見(jiàn)圖1（a）,垂直于焊接方向排列,4個(gè)測(cè)溫孔K1,K2,K3,K4距第一道焊接熔合線（如無(wú)特別說(shuō)明,后文均簡(jiǎn)稱(chēng)為熔合線）的距離分別為3,6,9,12 mm。 

圖  1  測(cè)溫孔位置、硬度測(cè)試點(diǎn)位置示意以及拉伸試樣的形狀和尺寸

Figure  1.  Schematic of positions of temperature measurement holes (a), hardness test points (b), and shape and size of tensile specimen (c)

考慮到自然時(shí)效會(huì)對(duì)接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生影響,所有接頭在自然環(huán)境中放置一個(gè)月后進(jìn)行測(cè)試[13]。在距熔合線不同距離處,平行于焊接方向取金相試樣,用體積分?jǐn)?shù)2.5%氟硼酸溶液腐蝕后,采用ZEISS Axiovert 40 MAT型光學(xué)顯微鏡（OM）觀察顯微組織,采用截點(diǎn)法統(tǒng)計(jì)平均晶粒尺寸。 

垂直于焊接方向取截面試樣,用HVS-1000M型硬度計(jì)測(cè)試顯微硬度,載荷為0.1 kN,保載時(shí)間為10 s,測(cè)試點(diǎn)位置見(jiàn)圖1（b）,距熔合線的距離為0.5 mm,相同距離處各測(cè)3點(diǎn)取平均值。在距熔合線距離為1~15 mm范圍內(nèi),平行于焊接方向分層截取拉伸試樣,其形狀和尺寸如圖1（c）所示；在Instron3369型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為2 mm·min−1,距熔合線相同距離處均測(cè)3個(gè)平行試樣取平均值。采用TESCAN MIRA3 LMU型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察拉伸斷口形貌。 

在距熔合線10,4,2 mm處取樣,采用體積分?jǐn)?shù)30%的硝酸甲醇溶液對(duì)試樣進(jìn)行電解雙噴減薄,電壓為20 V,電流為50 mA,工作溫度為（−25±5） ℃,采用FEI Tecnai G2 F20場(chǎng)發(fā)射透射電鏡（TEM）觀察微觀形貌,加速電壓為200 kV,觀察方向?yàn)殇X[001]方向；統(tǒng)計(jì)沿鋁[001]方向分布的析出相面積以及沿鋁[100]和鋁[010]方向分布的析出相長(zhǎng)度分別作為析出相截面積和長(zhǎng)度,每個(gè)位置取3個(gè)不同視場(chǎng)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)并取平均值。采用高分辨透射電鏡（HRTEM）觀察析出相的原子排列,確定析出相種類(lèi)。 

2.   焊接溫度場(chǎng)模擬方法及結(jié)果

2.1   模擬方法

利用Hypermesh軟件對(duì)母材和焊縫進(jìn)行網(wǎng)格劃分,將網(wǎng)格導(dǎo)入Simufact.welding v6.0軟件中,并設(shè)置焊接工藝參數(shù)、熱源參數(shù)與邊界條件,最終建立了等效焊接熱循環(huán)的熱學(xué)仿真模型,通過(guò)仿真模型模擬了接頭熱影響區(qū)各個(gè)位置的峰值溫度以及溫度歷史。焊接模型的網(wǎng)格劃分如圖2所示,對(duì)熱影響區(qū)的網(wǎng)格進(jìn)行加密處理以提高模型計(jì)算精度,采用8節(jié)點(diǎn)的六面體網(wǎng)格單元,遠(yuǎn)離熱影響區(qū)的區(qū)域網(wǎng)格尺寸為8 mm,過(guò)渡區(qū)域網(wǎng)格尺寸為4 mm,熱影響區(qū)的網(wǎng)格尺寸為1 mm。采用JMatPro v7.0軟件計(jì)算材料熱物理性能,結(jié)果如圖3所示。模擬時(shí)所設(shè)焊接工藝參數(shù)與試驗(yàn)一致。根據(jù)試驗(yàn)工況設(shè)置邊界條件：將母材橫立在固定的支座上,兩邊利用墊塊進(jìn)行定位,并用夾具夾緊固定。采用Goldak雙橢球熱源模型[14]來(lái)描述熱源中心前、后區(qū)域的功率密度分布,其表達(dá)式為 

式中：qf,qr分別為熱源中心前后區(qū)域的功率密度分布；af為前橢球半軸長(zhǎng)度,取4.75 mm；ar為后橢球半軸長(zhǎng)度,取14.25 mm；b為橢球熱源模型的寬度,取6.0 mm；c為橢球熱源模型的深度,取5.45 mm；Q為考慮效率后的熱輸入；ff,fr分別為前后部分熱流密度的分?jǐn)?shù)因子,分別取1.5,0.5；x,y,z為以熱源中心為原點(diǎn)建立的坐標(biāo)系。 

圖  2  焊接接頭的有限元仿真模型及其網(wǎng)格劃分

Figure  2.  Finite element simulation model of welded joint and its mesh division

圖  3  理論計(jì)算得到的母材熱物理性能

Figure  3.  Thermal properties of base metal by theoretical calculation

2.2   模型驗(yàn)證

由圖4可知,在整個(gè)加熱和冷卻過(guò)程中,實(shí)測(cè)和模擬得到距熔合線相同距離處的溫度曲線重疊度高,有限元仿真模型計(jì)算得到的峰值溫度與試驗(yàn)結(jié)果的相對(duì)誤差均在3%左右,表明建立的熱學(xué)仿真模型準(zhǔn)確。 

圖  4  試驗(yàn)和模擬得到不同測(cè)溫孔的溫度-時(shí)間曲線

Figure  4.  Test and simulated temperature-time curves of different temperature measurement holes

2.3   模擬結(jié)果

由圖5可以看到：經(jīng)歷四道焊接時(shí)熔合線處的峰值溫度達(dá)606.48 ℃；距離熔合線越遠(yuǎn)的熱影響區(qū)峰值溫度越低；距熔合線7 mm區(qū)域內(nèi),不同位置的峰值溫度隨著焊接道次的增加而降低,這是因?yàn)楹缚p堆疊導(dǎo)致高度增加,熱源逐漸遠(yuǎn)離熔合線；由于熱量的堆積,距離熔合線較遠(yuǎn)區(qū)域的峰值溫度隨著焊接道次的增加而增加,在距熔合線10 mm處,第四道焊接造成的峰值溫度從第一道焊接的355 ℃升高到367 ℃。 

圖  5  模擬得到四道焊接時(shí)試樣截面峰值溫度云圖和不同道次焊接時(shí)截面峰值溫度變化曲線

Figure  5.  Simulated peak temperature contour map on section (a) of specimen during four-pass welding and peak temperature change curves on section during different-pass welding (b)

3.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

3.1   焊接熱影響區(qū)的力學(xué)性能

由圖6可見(jiàn),不同道次焊接后熱影響區(qū)的硬度分布均呈“√”形,焊接接頭存在明顯軟化行為。根據(jù)試驗(yàn)測(cè)得的熱影響區(qū)截面硬度變化和模擬得到的熱影響區(qū)截面峰值溫度變化規(guī)律,并結(jié)合材料熱處理工藝[15-16]將熱影響區(qū)劃分為3個(gè)區(qū)域：峰值溫度在506.4~573.5 ℃的區(qū)域硬度波動(dòng)較平穩(wěn),定義為固溶區(qū)（C區(qū)）；峰值溫度在452.2~506.4 ℃的區(qū)域熱軟化最嚴(yán)重,定義為嚴(yán)重過(guò)時(shí)效區(qū)（B區(qū)）；峰值溫度在263.6~452.2 ℃的區(qū)域硬度隨溫度降低而升高,定義為過(guò)時(shí)效區(qū)（A區(qū)）。C區(qū)的硬度隨著焊接道次的增加明顯降低。距熔合線4 mm處的軟化現(xiàn)象最嚴(yán)重,四道焊接后此處的硬度與一道焊接相比降低了14.7%。 

圖  6  不同道次焊接后熱影響區(qū)截面硬度以及熱影響區(qū)分區(qū)示意

Figure  6.  Hardness on section of HAZ (a) and schematic of partition in HAZ (b) after different-pass welding

由圖7可見(jiàn)：隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)C區(qū)和B區(qū)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均基本下降,距離熔合線4 mm處降至最低,斷后伸長(zhǎng)率呈下降趨勢(shì),熱影響區(qū)A區(qū)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均基本呈先下降后上升趨勢(shì),斷后伸長(zhǎng)率波動(dòng)較小；相比于一道焊接,四道焊接后熱影響區(qū)強(qiáng)度明顯下降。 

圖  7  不同道次焊接后距熔合線不同距離處的熱影響區(qū)拉伸性能

Figure  7.  Tensile properties of HAZ at different distances from fusion line after different-pass welding: (a) tensile strength; (b) yield strength and (c) elongation after fracture

由圖8可知：一道和四道焊接后距離熔合線10 mm處試樣的拉伸斷口中存在的光滑解理面和韌窩差異不大,與二者斷后伸長(zhǎng)率相近的結(jié)果吻合；與一道焊接相比,四道焊接后距離熔合線4 mm處斷口的細(xì)小韌窩少,解理面多,說(shuō)明塑性下降,與斷后伸長(zhǎng)率降低相符；一道和四道焊接后距離熔合線2 mm處斷口中均只存在大韌窩和細(xì)小韌窩,呈典型的韌性斷裂,其中四道焊接后距離熔合線2 mm處斷口中較大較深的韌窩分布更少,該區(qū)域塑性更差,斷后伸長(zhǎng)率更低。 

圖  8  一道和四道焊接后距熔合線不同距離處的熱影響區(qū)拉伸斷口SEM形貌

Figure  8.  SEM morphology of tensile fracture of HAZ at different distances from fusion line after one-pass welding (a–c) and four-pass welding (d–f):(a, d) 10 mm away from fusion line; (b, e) 4 mm away from fusion line and (c, f) 2 mm away from fusion line

3.2   焊接熱影響區(qū)的顯微組織

由圖9和表2可知：一道和四道焊接后距熔合線不同距離處的熱影響區(qū)組織均為粗大的條狀晶粒；相比于一道焊接,四道焊接后距離熔合線10,4,2 mm處的平均晶粒尺寸分別增大了22.9%,18.6%,4.2%。平均晶粒尺寸對(duì)材料屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可利用霍爾佩奇公式[17]計(jì)算,表達(dá)式如下： 

式中：σy為屈服強(qiáng)度；d為平均晶粒尺寸；${\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}_{\text{<span style="font-size: 16px; color: rgb(0, 0, 0);">y</span>}}$為常數(shù)。 

圖  9  一道和四道焊接后距熔合線不同距離處熱影響區(qū)的顯微組織

Figure  9.  Microstructure of HAZ at different distances from fusion line after one-pass welding (a–c) and four-pass welding (d–f): (a, d) zone A at 10 mm away from fusion line; (b, e) zone B at 4 mm away from fusion line and (c, f) zone C at 2 mm away from fusion line

材料的硬度約為0.33倍屈服強(qiáng)度[18],可以進(jìn)一步計(jì)算平均晶粒尺寸對(duì)硬度的影響,計(jì)算公式如下： 

式中：Hd為材料硬度；${\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}_{\text{<span style="font-size: 16px; color: rgb(0, 0, 0);">H</span>}}$為與材料硬度測(cè)試相關(guān)的系數(shù),鋁合金一般取50 HV·μm1/2[19]。 

利用式（3）和式（4）計(jì)算晶粒細(xì)化對(duì)材料表面硬度的貢獻(xiàn),結(jié)果如表2所示。可見(jiàn),計(jì)算得到的一道和四道焊接后熱影響區(qū)不同位置處的硬度差異較小。計(jì)算得到的四道焊接后距離熔合線2 mm處的硬度相較于一道焊接僅降低0.08 HV,然而實(shí)測(cè)得到的硬度降低了約23 HV,說(shuō)明四道焊接導(dǎo)致的晶粒長(zhǎng)大并不是造成硬度降低的主要因素。由于強(qiáng)度與硬度有一定對(duì)應(yīng)關(guān)系,因此推測(cè)晶粒長(zhǎng)大也不是造成接頭強(qiáng)度降低的主要因素。 

由圖10可知：一道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)中存在的析出相主要為針狀相和棒狀相,其中沿鋁[001]方向分布的析出相呈黑點(diǎn)狀；針狀相的晶體結(jié)構(gòu)為單斜結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為1.52 nm,c為0.66 nm,β為105°,與文獻(xiàn)[20]對(duì)比確認(rèn)是β″相,此相是Al-Mg-Si系鋁合金中強(qiáng)化效果最強(qiáng)的析出相[21]；棒狀相的晶體結(jié)構(gòu)為六方結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為0.715 nm,c為1.215 nm,γ為120°,與文獻(xiàn)[22]對(duì)比確認(rèn)是β'相。二道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)主要存在棒狀β'相和另一種棒狀相；另一種棒狀相為正交結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為0.671 nm,c為0.791 nm,與文獻(xiàn)[23]對(duì)比確認(rèn)是U2相。β″相向U2相轉(zhuǎn)變會(huì)導(dǎo)致材料強(qiáng)度降低[24]。三道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)的析出相主要為板條狀相、棒狀β'相和半溶解相；板條狀相具有面心立方結(jié)構(gòu),其晶格常數(shù)a為0.449 nm,確認(rèn)為β相[25]。四道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)主要存在棒狀β'相和半溶解相；半溶解相[26]呈空心圓環(huán)形,內(nèi)部原子排列無(wú)序,邊緣原子排列方式與鋁基體原子相似。結(jié)合Al-Mg-Si系鋁合金析出相的析出序列分析可知,隨著焊接道次增加,熱影響區(qū)A區(qū)的析出相過(guò)時(shí)效狀態(tài)越來(lái)越嚴(yán)重,這是熱影響區(qū)A區(qū)強(qiáng)度降低的原因之一。 

圖  10  一道、二道、三道和四道焊接后距熔合線10 mm處熱影響區(qū)A區(qū)的TEM形貌和不同析出相的HRTEM形貌

Figure  10.  TEM micrographs (a, d, g, j) and HRTEM micrographs of precipitates (b–c, e–f, h–i, k–l) in zone A of HAZ at 10 mm away from fusion line after one-pass (a–c), two-pass (d–f), three-pass (g–i) and four-pass (j–l) welding: (b, e, f, i, k) club phase; (c) acicular phase; (h) lath phase and (l) semi-dissolved phase

由圖11可見(jiàn),不同道次焊接后熱影響區(qū)B區(qū)的析出相基本均呈半溶解狀態(tài),無(wú)法確認(rèn)析出相的種類(lèi)。由于該區(qū)域經(jīng)歷瞬間高溫沖擊,部分析出相來(lái)不及完全溶解。B區(qū)析出相出現(xiàn)彎曲的現(xiàn)象,這種現(xiàn)象目前尚未有具體研究。有學(xué)者將材料進(jìn)行多次等徑角擠壓后發(fā)現(xiàn),材料的析出相先發(fā)生彎曲變形然后發(fā)生斷裂并溶解[27],推測(cè)析出相彎曲變形可能是析出相溶解的一個(gè)前兆。 

圖  11  不同道次焊接后距熔合線4 mm處熱影響區(qū)B區(qū)的TEM和HRTEM形貌

Figure  11.  TEM (a–d) and HRTEM (c–h) morphology of zone B of HAZ at 4 mm away from fusion line after different-pass welding: (a) one-pass welding; (b) two-pass welding; (c) three-pass welding and (d) four-pass welding

由圖12可知,不同道次焊接后熱影響區(qū)C區(qū)只觀察到直徑約2 nm的黑點(diǎn)（溶質(zhì)原子在鋁基體中的聚集,即GP區(qū)）,無(wú)其他有序的析出相結(jié)構(gòu)。由于該區(qū)域經(jīng)歷高于500 ℃的峰值溫度,有序析出相幾乎完全溶解。 

圖  12  不同道次焊接后距熔合線2 mm處熱影響區(qū)C區(qū)的TEM形貌

Figure  12.  TEM morphology of zone C of HAZ at 2 mm away from fusion line after different-pass welding: (a) one-pass welding; (b) two-pass welding; (c) three-pass welding and (d) four-pass welding

由表3結(jié)合圖10、圖11、圖12分析可知,與一道焊接相比,四道焊接后熱影響區(qū)A區(qū)的析出相長(zhǎng)度增大29.7%,截面積增大89%,數(shù)量減少37.1%。這是因?yàn)殡S著焊接道次的增加,熱影響區(qū)A區(qū)經(jīng)歷的峰值溫度升高,并且每道次焊接后的峰值溫度均遠(yuǎn)高于正常時(shí)效的溫度（100~200 ℃）,所以析出相發(fā)生粗化和溶解；析出相的粗化和溶解是導(dǎo)致熱影響區(qū)A區(qū)性能降低的另一個(gè)因素。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)B區(qū)的析出相也逐漸粗化和溶解,四道焊接后析出相長(zhǎng)度增大21.5%,截面積增大175.3%,數(shù)量減少55.8%。熱影響區(qū)B區(qū)每道次焊接都經(jīng)歷452.2~506.4 ℃的峰值溫度,多次的短時(shí)高溫過(guò)時(shí)效作用造成析出相進(jìn)一步粗化和溶解,最終導(dǎo)致材料強(qiáng)度降低到了最低值。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)C區(qū)的峰值溫度降低,溶質(zhì)原子的固溶量減少,而基體中的溶質(zhì)原子是GP區(qū)的主要形核點(diǎn),因此C區(qū)的GP區(qū)數(shù)量減少。GP區(qū)是熱影響區(qū)C區(qū)的主要強(qiáng)化相,其數(shù)量減少意味著強(qiáng)度降低,因此C區(qū)強(qiáng)度隨著焊接道次增加而降低。 

4.   結(jié)論

（1）基于有限元方法,建立6082-T6鋁合金板焊接熱學(xué)仿真模型,模型計(jì)算得到的峰值溫度與試驗(yàn)結(jié)果的相對(duì)誤差在3%左右。 

（2）根據(jù)峰值溫度和硬度變化規(guī)律,結(jié)合材料熱處理工藝可將熱影響區(qū)按照距熔合線由遠(yuǎn)到近分為過(guò)時(shí)效區(qū)（A區(qū)）、嚴(yán)重過(guò)時(shí)效區(qū)（B區(qū)）和固溶區(qū)（C區(qū)）。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)晶粒粗化,四道焊接后,熱影響區(qū)的力學(xué)性能明顯下降。四道焊后熱影響B(tài)區(qū)的軟化現(xiàn)象最嚴(yán)重,距熔合線4 mm處的硬度與一道焊相比降低14.7%。 

（3）熱影響區(qū)軟化的主要原因是析出相的演變而不是晶粒的粗化。隨焊接道次增加,熱影響區(qū)A區(qū)的析出相發(fā)生β″相+β'相→β'相+U2相→β相+β'相+半溶解相→β'相+半溶解相轉(zhuǎn)變；不同道次焊接后熱影響區(qū)B區(qū)的析出相幾乎呈半溶解狀態(tài),C區(qū)有序析出相完全溶解,只有大量GP區(qū)析出。隨著焊接道次的增加,熱影響區(qū)A區(qū)和B區(qū)的析出相逐漸粗化和溶解,C區(qū)的GP區(qū)數(shù)量減少。

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