好文推荐 | 薄壁异质铝合金MIG角焊缝热裂纹萌生机理研究

摘    要

为研究焊接热裂纹萌生机理，以薄壁7003铝合金型材与6111铝合金板材MIG焊接所得角焊缝裂纹失效件为研究对象，采用渗透探伤、金相观察、扫描电镜、能谱分析、硬度分布等手段分析了焊接裂纹的萌生机制。研究结果表明：位于板材侧的焊接裂纹1、2均为液化裂纹，其长度分别为4235.2μm和1357.4μm，且裂纹2距焊缝边缘最近距离约为165μm；型材侧和板材侧的硬度分布的数值方差分别为7.66和76.89，板材侧波动更大且硬度最大差值达34.32HV，表明板材受焊接热影响组织与性能恶化更为严重；能谱分析表明裂纹周围的杂质相为沿晶偏聚分布的硬脆AlFeSi低熔点共晶相，其熔化温度低于铝合金熔点且会导致晶界韧性降低，熔化后形成晶间液膜受焊接收缩应力影响易被撕裂导致沿晶液化裂纹的萌生。通过对比分析焊前、焊中、焊后三种状态，研究了晶粒尺寸、焊接应力、低熔点杂质相对铝合金焊接液化裂纹产生机制差异性的影响。

关键词

异种铝合金；热裂纹；焊接液化裂纹；低熔点AlFeSi杂质相；MIG焊

引    言

试验材料及方法

试验材料为7003铝合金型材和6111铝合金板材，焊接方法为熔化极惰性气体保护焊（MIG），填充金属为ER5356焊丝，保护气体为高纯氩气，两种母材及焊缝化学成分实测值如表1所示，其焊接关系如图1所示。焊接设备为Fronius VR4000型焊机，焊接参数为：焊接电流190A、焊接电压21V、保护气流量23L/min、焊接速度300mm/min。

焊接完成后的焊接试件，使用SYDT-3系列的渗透剂、清洗剂、显像剂对其角焊缝及周围区域进行渗透探伤。垂直于焊接方向切取试样，进行机械研磨和抛光，经Graff试剂（1mL HF+16mL HNO₃+3gCrO₃+83 mL H₂O）腐蚀40~60s后再使用GX71-OLYMPUS金相显微镜对焊接接头各区域晶粒组织进行观察。此外，使用配备有X-MAX型能量色散光谱仪的MA10型扫描电子显微镜进行SEM观察和EDS分析。使用华银HVS-3型硬度计沿焊接试样厚度中心线方向进行硬度分布测试，加载载荷为29.4N，加载时间为15s。

试验结果与分析

焊接完成后对焊接件的焊缝及周围区域和焊缝背面铝合金板材进行PT渗透探伤，发现在焊缝背面的6111铝合金板材上存在焊接裂纹1，如图2所示，焊接裂纹1位于角焊缝正下方的板材处，经测量焊缝长度约4~5mm。从该裂纹处取样进行焊接裂纹分析，所取试样如图3a所示，通过对角焊缝焊接接头的横截面的金相观察发现在靠近角焊缝的6111铝合金板材侧的熔合区附近存在一焊接裂纹2。此外，为分析焊接接头的性能，沿着角焊缝焊接接头型材和板材壁厚的中心线位置进行硬度分布测试，具体见图3b，每个硬度点间距为1mm，图3b中“+”表示板材侧硬度分布曲线的X轴正半轴方向，相应的“-”表示负半轴方向，且测量可知，6111铝合金板材厚度为3mm，7003铝合金型材壁厚为2.65mm。

使用Graff试剂对角焊缝接头横截面进行腐蚀后进行金相观察，如图4a所示，在紧靠焊缝位置存在焊接裂纹2，其起始于角焊缝接头部分熔化区的外表面，并向焊接接头内部扩展，裂纹距离焊缝最小距离约165μm。此外，可观察到焊缝区为铸态组织，与板材组织存在明显分界线（即熔合线）。通过对焊接裂纹2尾部的观察可知该裂纹具有明显的沿晶扩展特征，如图4b所示，可知焊接裂纹2明显为沿晶裂纹。

为观察裂纹形貌和分析裂纹扩展特征，分别对焊接裂纹进行SEM低倍和高倍全貌观察。如图5所示，在25×倍数下进行低倍全貌观察焊接裂纹1和焊接裂纹2；由图5a可知，焊接裂纹1由长、短两段裂纹所共同构成，其中短裂纹直线长约1558.9μm，长裂纹直线长约2676.3μm，可知焊接裂纹1总长度约4235.2μm。由图5b可知，焊接裂纹2为从角焊缝焊趾表面向焊接接头内部扩展的沿晶裂纹，该裂纹直线总长度约1357.4μm。

图6为焊接裂纹1在100×倍数的SEM全貌，可知焊接裂纹1的尖端仍呈现向四周扩展的倾向，主裂纹周围存在一些呈破碎状的基体，且裂纹周边具有大量的白色第二相颗粒。图7为焊接裂纹2在200×倍数的SEM全貌，焊接裂纹2的主裂纹呈现从角焊缝接头焊趾外表面向接头内部持续扩展的状态，在主裂纹扩展方向的周围区域存在许多微裂纹，如图7中红色箭头所示；焊接裂纹2的主裂纹扩展方向周围大量白色颗粒相，尤其是在裂纹扩展起始位置（即焊趾位置）的白色相呈网格状且越靠近焊缝区位置的网格状白色相越多，如图7中蓝色箭头所示。

如图3b所示，对切取的焊接裂纹附近的角焊缝接头进行硬度测试，得到角焊缝接头沿6111铝合金板材和7003铝合金型材厚度中心线的硬度分布趋势，测得其硬度分布如图8所示。板材侧硬度分布波动较大，其硬度数值的方差为76.89，硬度的最高值（HVmax）为98.25HV，最低值为63.93HV，两者间相差34.32HV，硬度最低点（HVmin）位于靠近焊缝的热影响区位置；与板材侧不同，型材侧硬度分布相对稳定，其硬度数值方差仅为7.66，硬度的最高值（HVmax）为101.6HV，最低值为90.09HV，两者间相差11.51HV，硬度最低点（HVmin）也位于靠近焊缝的热影响区位置。综上分析可知，在同一焊接热循环所导致的6111铝合金板材性能变化远高于7003铝合金型材，其硬度值的离散程度更高，表明6111铝合金板材受焊接热影响力学性能恶化更为严重，但两者的硬度最低点均位于靠近焊缝的热影响区。

综上所述，焊接裂纹1和焊接裂纹2都发生在靠近焊缝的部分熔化区或近焊缝热影响区，这些区域的晶界和第二相颗粒容易受到焊接过程中的热量和热应力影响，导致焊接液化裂纹的产生。为了揭示焊接液化裂纹的萌生机理，本文对焊接裂纹的头部（裂纹起始位置）和尾部（裂纹终止位置）进行了扫描电镜（SEM）的形貌观察和能量色散谱（EDS）的成分分析。图9为焊接裂纹1的SEM形貌，可以看出裂纹尖端仍然有向外扩展的趋势，而且裂纹周围存在大量的白色第二相，这些第二相的形状和大小不一，有些呈现块状，有些呈现颗粒状。通过EDS成分分析，发现这些白色第二相颗粒主要由Al、Si、Mn、Fe、Cu等元素组成，其中Al、Fe、Si的含量较高，分别为68.22wt.%、19.86wt.%和4.91wt.%。

焊接裂纹2的SEM形貌和EDS成分分析结果如图10所示。图10a、10b分别是焊接裂纹2的头部和尾部的SEM高倍放大图，从中可以看出，焊接裂纹2的头部和尾部也存在大量的白色第二相颗粒，但是它们的分布特征有所不同。

在焊接裂纹2的尾部，白色第二相主要呈现颗粒状或块状，部分第二相的尺寸甚至超过10μm；而在焊接裂纹2的头部，白色第二相则主要沿着晶界呈现网状分布，即网状白色第二相；并且从图10a可以看出，随着距离焊缝的增加，网状白色第二相逐渐减少，而颗粒状或块状的白色第二相逐渐增多。此外，在图10a还能明显观察到裂纹左下方靠近焊缝区域的晶界发生了液化或宽化，这说明该区域的晶界受到了焊接过程中的高温热影响，从而降低了晶界的强度和韧性。使用EDS成分分析对图10a中的网状白色第二相进行分析，发现它们的成分与焊接裂纹1中的块状白色第二相相似，也主要由Al、Si、Mn、Fe、Cu、Mg等元素组成，其中Al、Fe、Si的含量较高，分别为79.81wt.%、11.54wt.%和3.34wt.%。

为了更清楚地了解焊接裂纹周围或扩展方向上白色第二相颗粒的元素分布情况，本文对焊接裂纹1尾部区域进行了Al、Si、Mn、Fe、Cu、Mg等元素的EDS面扫描，扫描结果如图11所示。从图11中可以看出，Al、Mn、Cu、Mg四种元素的分布比较均匀，没有明显的富集或贫化现象；而Fe、Si两种元素则在某些位置点出现了富集，而且这些富集位置与白色第二相颗粒的位置相一致，且表1所示的6111铝合金板材Fe含量相对较高可达0.29wt.%，也是影响杂质Fe元素含量及分布的重要因素。综合考虑基体中元素含量及分布，可以判断这些白色第二相是AlFeSi杂质相，它们是由铝合金中的杂质元素在焊接过程中偏析或聚集而形成的，对铝合金的焊接性能有不利影响。

铝合金材料中存在着一些低熔点的杂质相，如α-AlFeSi和β-AlFeSi，它们是由基体元素Al与杂质元素Fe、Si形成的共晶相，其熔化温度范围约为576~587 ℃^［9］，低于铝合金的熔点（约660℃）。当铝合金材料进行熔焊时，熔池的温度远高于这些杂质相的熔化温度，导致其在熔池边缘的部分熔化区发生熔化，形成沿晶界的液态薄膜。这种液态薄膜降低了晶界的强度和塑性，使其不能承受焊缝金属凝固时产生的收缩应力^［10］，进而引起沿晶界的裂纹，即焊接液化裂纹。焊接液化裂纹的产生会严重影响焊接接头的质量和性能，因此，需要研究其萌生的机制及影响因素。然而，由于铝合金材料的组织差异性，以及不同焊接过程中的结构、工艺、设备等变化，导致焊接液化裂纹的产生机制或原因并不唯一。为说明这一点，本文通过对比焊前、焊中、焊后三种焊接状态下的铝合金材料组织，分析了不同焊接液化裂纹萌生机制的差异性，如图12所示。

焊接液化裂纹A萌生机制：铝合金晶粒尺寸越大则晶界越少，导致晶界上低熔点共晶相的偏析程度增加^［11］，如图12a所示，晶界上的黑色圆点为低熔点共晶相。焊接时粗大晶粒降低了部分熔化区的韧性和晶粒间的协调能力，使得近焊缝区晶界易发生局部液化，形成液态薄膜。当焊缝凝固收缩时，晶界液膜无法充分填充晶粒间的空隙，而被迅速冻结^［12-13］，如图12b所示，晶粒1与晶粒2之间形成了晶间空隙。这些空隙就是微裂纹的源头，如图12c所示的黄色折线状液化裂纹。同时，靠近焊缝的晶粒晶界也会发生粗化现象，进一步降低了部分熔化区的稳定性。

焊接液化裂纹B萌生机制：焊接结构设计不合理、焊接热量过大、被焊接部件壁厚过小、焊接方法选择不合理、焊接工艺参数不匹配等因素，都会造成焊缝凝固时产生过大的焊接应力（weld f），超过了晶界的承受能力（grain f）。如图12e所示，靠近焊缝的晶粒间发生了部分液化，由于焊缝的凝固温度（约660℃）高于晶界上低熔点共晶相的凝固温度范围（约576~587℃），因此当焊缝凝固收缩时，晶界液膜还没有完全凝固，而被过大的焊接应力拉开，此时焊接应力远大于晶间作用力形成沿晶开裂的液化裂纹，如图12f所示的黄色折线状液化裂纹。此外，近焊缝晶粒也会发生粗化，降低部分熔化区的强度。

焊接液化裂纹C萌生机制：母材材料中低熔点共晶相（如AlFeSi相）的含量较高且集中分布于晶界处，如图12g所示，晶界处的黑色圆点为低熔点共晶相。这些共晶相增加了材料晶界的脆性和低温脆化倾向，同时降低了铝合金的液相线温度和增大了结晶温度区间，使得焊接时部分熔化区的宽度增大，且晶界液膜的存在时间延长。因此，焊缝凝固收缩时，晶界液膜更容易被焊接应力撕裂，产生沿晶开裂的液化裂纹。另外，由于焊接应力和晶界处的AlFeSi杂质相的共同作用，部分熔化区的液化裂纹还会向近焊缝侧的热影响区扩展，造成更大的损伤。

通过上述分析可知，焊接裂纹1和焊接裂纹2的萌生及扩展均具备液化裂纹B和C的共同特征。一是薄壁焊接件使用MIG焊接方法的热输入量较大，导致焊接热应力过大易引发液化裂纹的萌生与扩展；二是6111铝合金板材晶界上偏聚的AlFeSi杂质相在高温热影响下所形成的晶间液膜数量多且存在时间长，焊缝凝固后收缩应力撕开晶间液膜形成沿晶液化裂纹。以焊接裂纹2为例，图10a所示焊后裂纹头部以网状为主的白色相便是焊前块状或颗粒状的AlFeSi杂质相熔化后沿晶界的重新分布，而裂纹处则为液膜受焊接应力撕开所致，同时可观察到因焊接热影响而粗化的晶界；图10b所示的裂纹2尾部处的白色相以颗粒状或块状为主，表明此处的硬脆AlFeSi杂质相相对于裂纹头部更远离焊缝并未发生熔化，但由于沿晶偏聚的硬脆AlFeSi杂质相会降低晶界的韧性，因而在焊接收缩应力作用下萌生于部分熔化区的焊接液化裂纹便会向未熔化的近焊缝热影响区进行沿晶扩展。因此，图10b所示焊后裂纹2尾部附近的白色颗粒相以未熔化颗粒状或块状为主，而裂纹2头部则以熔化后的网状白色杂质相为主。

结    论

（1）与7003铝合金型材相比，受焊接热影响后6111铝合金板材组织及力学性能恶化严重，两条裂纹均位于板材侧且其硬度分布波动更为明显，母材组织是影响焊接裂纹萌生的重要因素。

（2）两条裂纹均为焊接液化裂纹，而晶界上偏聚分布的AlFeSi低熔点共晶相是诱发液化裂纹萌生的重要因素，熔化后的AlFeSi相形成的晶间液膜在焊缝收缩应力作用下被撕裂形成沿晶液化裂纹。

（3）焊接裂纹2萌生于部分熔化区，其以网格状为主的白色相是低熔点AlFeSi杂质相熔化后沿晶界凝固所致，而裂纹2终止位置则以块状或颗粒状且沿晶分布的AlFeSi相为主，表明液化裂纹会在焊接应力作用下由部分熔化区向AlFeSi相未熔化的热影响区扩展。

（4）晶粒尺寸越大、焊接应力越大、低熔点共晶相数量越多且沿晶偏聚越严重越容易导致焊接液化裂纹的萌生及扩展。