6082-T6铝型材MIG焊接性能研究
6082-T6铝合金双面搅拌摩擦焊焊接接头组织及性能
大连交通大学学报
Ｖｏｌ．３９ Ｎｏ．５
２０１８年 １０月
ＪＯＵＲＮＡＬ ＯＦ ＤＡＬＩＡＮ ＪＩＡＯＴＯＮＧ ＵＮＩＶＥＲＳＩＴＹ
Ｏｃｔ．２０１８
文章编号：１６７３９５９０（２０１８）０５００３４０４
图 １ 焊缝分层取样部位与拉伸试样尺寸
在 ＮｉｋｏｎＥＰＩＰＨＯＴ３００金相显微镜下观察接 头微观组织，使用 ＨＭＶ２０００显微硬度计测量接 头硬度分布；在 ＪＳＭ５６００ＬＶ扫描电镜（ＳＥＭ）下
收稿日期：２０１８０１１０ 作者简介：王世君（１９８５－），男，工程师，硕士，主要从事动车组铝合金焊接工艺方面的研究 Ｅｍａｉｌ：ｗａｎｇｓｈｉｊｕｎ＠ｃｃｃａｒ．ｃｏｍ．ｃｎ．
图 ２ 焊接接头横截面低倍形貌
显而易见，焊缝与前进侧的母材过渡区 （Ａ）交界 线清织 形 貌，其 中 ３（ａ）为 ６０８２Ｔ６铝合金双面 ＦＳＷ 焊缝顶部焊核区显微 组织．图 ３（ｂ）为焊缝底部交接位置焊核区显微组 织．焊核区组织仍为等轴晶，焊核区重叠部分的晶 粒由于受到两次机械搅拌作用，晶粒更加细小均匀．
焊接过程中由于搅拌针的强力搅拌作用并产 生高温使母材软化并发生塑性流动形成焊缝．前 进侧首先受到搅拌针的作用，但由于速度恒定及 初始温度较低，导致材料的塑性流动不充分，出现 明显的螺旋纹．此侧出现硬度最低点，也是易出现 缺陷的区域．而后退侧初始温度较高，有利于材料 的塑性流动和母材的结合．如图 ３（ｄ）所示，前进 侧过渡区左侧为热机械影响区，右侧为焊核区，可 以明显的看到螺旋前进纹的形貌以及清晰的结合 线．图 ３（ｃ）为后退侧过渡区形貌，左侧为焊核区 右侧为热机械影响区，看不到螺旋纹并且两区无 明显的分界．对于焊核区金属，在搅拌针强烈搅拌 和摩擦共同作用下会产生局部高温和发生显著的 塑性变形，较高的温度加之应变速率较大，使该区 不断的形成再结晶晶核，并只发生有限长大．此外 在焊接过程中，搅拌头对该区晶粒也有一定的破 碎作用，因此在该区形成了细小、均匀的晶粒． ２．２ 焊缝的力学性能 表 １为整体焊缝的拉伸试验结果．试验结果 表明，双面 ＦＳＷ 方法焊接的焊接接头的拉伸性能 （Ｒｍ ＝１９９．３４ＭＰａ、ＲｅＬ ＝１３６．７５、Ａ＝７．８％）为 母材的 ６４．３％，参考文献中对焊接厚度在 ２０ｍｍ 以上的高强铝合金厚板的进行单面搅拌摩擦焊试 验，结果为 ３０ｍｍ与 ３５ｍｍ厚板 ２２１９铝合金搅 拌摩 擦 焊 接 头 抗 拉 强 度 分 别 为 母 材 的 ６２％ 和 ６０％，与本次试验结果相似．
铝合金双丝MIG焊焊接接头组织与耐腐蚀性能_阮野
第32卷第2期2011年2月焊 接 学 报TRANSACTI ONS OF T HE C H I N A W ELDI NG I N STI TUTI ONV o.l 32 N o .2Febr uary 2011收稿日期:2009-10-28基金项目:吉林省科技发展基金资助项目(20070309);长春市科技基金资助项目(09YJ10)铝合金双丝M IG 焊焊接接头组织与耐腐蚀性能阮 野1, 邱小明1, 宫文彪2, 赵世航1, 孙大千1(1.吉林大学材料科学与工程学院,长春 130025; 2.长春工业大学材料科学与工程学院,长春 130012)摘 要:采用扫描电镜、X 射线衍射和电化学分析仪等测试方法研究了6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊接接头的组织及其耐腐蚀性能.结果表明,6082-T6铝合金双丝M IG 焊接头组织主要由A -A ,l 少量的A -A l+M g 2Si 共晶和M g 2S i 组成,其中M g 2S i 主要分布于晶界;对焊缝与母材的动电位极化曲线与盐雾腐蚀后的腐蚀形貌分析表明,6082-T 6铝合金双丝M I G 焊焊缝的耐腐蚀性低于母材,M g 2S i 相的大量析出降低了焊缝的耐腐蚀性.关键词:6082-T 6铝合金;双丝熔化极惰性气体保护焊;组织;腐蚀中图分类号:TG 406 文献标识码:A 文章编号:0253-360X (2011)02-0109-04阮 野0 序 言6082-T6铝合金属铝镁硅系合金,具有密度低、强度高、加工与塑性好等特点,在轨道车辆、汽车、机械制造、船舶和航空等领域获得了重要的应用.特别是随着铁路运输的高速和轻量化发展,6082-T6铝合金作为结构材料用于制造枕梁、牵引梁和车钩座等高速动车用关键零部件,是非常有应用前景的轨道车辆用轻量化材料[1,2].近年来6082-T6铝合金年消耗量在迅速增加,焊接工程量巨大,传统单丝焊熔敷率和焊接速度难以满足日益发展的制造业需求,这就对焊接效率提出了更高要求.高效双丝M I G 焊焊接技术具有焊接速度快、效率高、焊接质量好、成型美观和飞溅小等优点,在生产上得到推广应用,许多科研工作者都在开展高效双丝焊接工艺研究[3-5].徐越兰等人开展了异种铝合金自动双丝焊工艺优化研究.Xu 等人研究了2219铝合金双丝焊接接头微观组织.Zhang 等人研究了6061铝合金双丝焊接接头微观组织与性能.为此,文中开展了对6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊缝组织与耐腐蚀性能的研究.1 试验方法试验采用的铝合金材料为6082-T6,焊丝牌号ER5356,化学成分见表1.试件的尺寸规格为300mm @150mm @6mm,焊丝直径1.2mm,采用陶瓷垫板单面焊双面成形工艺,单侧V 形坡口,1mm 钝边,采用的设备为I G M 公司生产的RT I 330)S 型焊接机器人,焊接参数为:前后丝电压分别为19V 和表1 6082-T6铝合金与焊丝的化学成分(质量分数,%)Tab le 1 Chem ica l com po sitions o f a lloysM gS i M n C r T i C u Fe N i A l 6082-T60.770.930.460.020.0160.0270.290.0035其余ER53564.880.003460.1410.1320.1050.00070.168其余20V,电流为210A 和150A,焊接速度120c m /m in .采用J M S5310扫描电镜分析接头的微观组织;利用PV9900)H 8010型能谱仪和D )MAY II A 型X 射线衍射仪研究接头的化学成分和物相结构.电化学测试与盐雾腐蚀试验的试件分别取自母材与焊缝中心.试件的处理流程为先经水磨砂纸打磨至1500号,再用金刚石抛光膏抛光,采用去离子110焊接学报第32卷水冲洗,酒精擦洗冷风冲干后待用.电化学测试试件使用前用环氧树脂封样,一面待用.腐蚀介质采用3.5%N a C l溶液.动电位极化曲线的测定使用的是LK9805型电化学分析仪.设定参数为:初始电位:-2V,终止电位+1V,扫描速度0.05V/s;盐雾腐蚀试验使用的是盐雾试验箱,采用间隔喷雾,挂片34天后取出样品,用50mL H3PO4+20g C r O3+1L蒸馏水配成的溶液除去腐蚀产物.2试验结果与讨论2.1焊接接头组织双丝M I G焊具有焊接速度高、热输入小和焊接缺陷少等优点,因此具有良好的焊缝成形.图1是双丝M I G焊焊缝成形形貌.焊缝成形均匀美观,焊缝表面无气孔、裂纹和咬边等焊接缺陷.图1双丝M I G焊焊缝成形形貌F ig11W e l d appearance o f t w in w ire M I G双丝M I G焊焊接时,局部熔化的母材金属与熔化的焊接材料相互混合形成焊接熔池,冷却过程中重新结晶形成接头的焊缝部分.靠近焊缝的母材金属受到焊接热循环的作用,组织和性能也将发生变化.双丝M I G焊的接头由焊缝、热影响区和母材三部分组成,如图2所示.6082-T6铝合金属含有较高的镁和硅,焊接后焊缝固态相变的组织变化较复杂,随焊接材料与母材混合后的化学成分和焊接工艺的不同,可出现不同的组织.接头组织变化对接头的性能具有十分重要的影响.图3为6082-T6铝合金母材的微观组织.由图3可见,母材由灰色基体和黑色链状组织两相组成.经X射线分析,两相组织分别为A-A l和M g2S,i如图4所示.图5是接头热影响区的微观组织.热影响区与母材原始组织比较,相组成未发生变化,但晶粒相对粗大,发生再结晶,部分晶界局部熔化,部分低熔共晶聚集在三角晶界处,保留冷轧的带状痕迹.第2期阮野,等:铝合金双丝M I G焊焊接接头组织与耐腐蚀性能111接头热影响区包括半熔合区和固态相变区.在靠近焊缝的区域,此区温度处于固液相线之间,部分母材熔化,未熔的晶粒作为熔池金属结晶的晶核,直接从熔池壁上结晶,沿最大冷却速度的反方向长大.固相转变区处于A-A l固相区,在焊接热循环的加热阶段,随温度升高,M g2S i强化相不断溶于A-A l相中,直至完全转化为A-A l相;温度进一步升高,导致成分均匀化和A-A l相晶粒粗化.在焊接热循环的冷却阶段,随着温度的降低,M g元素在A-A l中的固溶度降低,M g2S i沿晶界重新析出.图6是焊缝微观组织.由等轴晶和柱状晶组成;晶界处显现骨骼状A-A l+M g2S i共晶组织特征.图6焊缝微观组织F i g16M i c rostructures o f we lded sea mX射线和扫描电镜结果表明,接头主要由灰色的A-A l相、黑色的M g2S i相和A-A l+M g2S i共晶相组成,其中M g2S i相主要分布于晶界,图7所示.焊缝由焊丝与部分熔化的母材金属组成,焊丝中M g合金元素的成分含量是母材中的6.3倍,致使焊缝在凝固过程中发生的组织转变不同于母材.母材在凝固时首先从液相中析出A-A,l然后随着M g 和Si合金元素在A-A l中固溶度的降低,随即生成M g2S i即A-A l y M g2S;i而焊缝熔池金属开始凝固时,从液相中结晶出A-A,l当熔池温度降至595~ 450e温度区间时,发生三相平衡共晶转变L y A-A l +M g2S,i随后液相消失,凝固结束.继续冷却时,生图7焊缝中心X射线衍射分析F i g17XRD o fw e l d sea m成M g2S i即A-A l y M g2S.i因此,室温组织为A-A l+ (A-A l+M g2S i)共晶+M g2S.i2.2耐腐蚀性能铝合金作为结构件,焊接接头的耐蚀性一直受到人们的关注,铝合金构件的自身成分与组织经过焊接后发生较大变化,必然会影响其抗腐蚀性能.因此,为保证构件焊后的力学性能,研究铝合金焊接接头的腐蚀问题具有重大意义.图8是焊接接头的动电位极化曲线.腐蚀电位低与腐蚀电流密度值大,表明该合金理论上的耐电化学腐蚀性能差.由图8可以知,焊缝的腐蚀电位E corr与母材的腐蚀电位E corr相比无明显差别,分别为-1.43V和-1.41V;但焊缝的腐蚀电流密度却远大于母材,分别为32.4L A/c m2和0.08L A/c m2.这表明焊缝的耐腐蚀性比母材差.阳极反应为A l原子溶解成为三价阳离子的过程,反应公式如下A l y A l3++3e(1)阴极反应为氧去极化腐蚀,阴极反应如下O2+2H2O+4e y4OH-(在中性或碱性环境中)(2)图86082-T6铝合金双丝M I G焊接头动电位极化曲线Fig18Po t en ti o dynam ic po lar iza tion curves o f t w in w ire we l d ed jo int112 焊 接 学 报第32卷图9为6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊接接头母材与焊缝腐蚀后表面形貌.由图9可见焊缝腐蚀后发生均匀腐蚀,母材发生点蚀,这进一步表明在室温3.5%N a C l 溶液中6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊缝的耐蚀性比母材差.图9 腐蚀形貌F ig 19 Corro sion sur f ace m orpho logies6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊接接头焊缝与母材所呈现出的电化学腐蚀性差异,主要是由其相应的显微组织及其形态所决定的.一方面,从图6可以看出6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊缝区晶界处析出物的数量明显增多,由于各相的电位不同,增加了晶界处的微电偶腐蚀电池数目,使其耐腐蚀性下降;另一方面,由于M g 2S i 强化相和少量二元共晶和多元共晶的生成降低了原有合金的耐蚀性.6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊缝由大量的A -A ,l M g 2S i 强化相和少量的低熔点共晶组织组成,M g 2S i 的电位比A -A l 的电位负[6,7],腐蚀时M g 2S i 是阳极相,并且在焊缝晶界处构成连续的阳极链状通道.因此,焊缝的耐腐蚀性比母材差.3 结 论(1)6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊缝由等轴晶和柱状晶组成,组织主要相组成为A -A ,l 少量的A -A l+M g 2Si 共晶和M g 2S i 强化相.(2)在室温3.5%NaC l 溶液中6082-T6铝合金双丝M I G 焊焊缝的耐腐蚀性比母材差.(3)焊缝晶界处M g 2Si 相的大量析出降低了双丝M I G 焊焊缝的耐蚀性.参考文献:[1] M ari oara C D,Anderse m S J ,Zandb ergen H W.A to m aticm odelf or GP -zones i n a 6082A -i Mg -S i s yste m [J].ActaM ater ,2001,49:321-328.[2] J i n M an,Sun Bao li ang ,Zhang Pei pe,i et a l .E ffect ofZ r add itionon res i sti v i ty of6082A-lM g -S i all oy[J].T ran s acti on s ofM aterial s and H eatT reat m ent ,2004,25(5):143-146.[3] 李志远,钱乙余,张九海.先进连接方法[M ].北京:机械工业出版社,2000.[4] Xu W en l,i Li Q i ngfen,M eng Q i ngguo .M i crostruct u res of 2219t w i n w ire w elded joi n ts[J].Ch i na W el d i ng ,2005,14(2):101-104.[5] 赵亚东,沈长斌,刘书华,等.6082-T6铝合金搅拌摩擦焊焊缝的电化学腐蚀行为[J].焊接学报,2008,29(10):105-107.Zhao Yadong ,Shen C hangb i n,L i u Shuhua ,et a l .E l etroche m i cal corrosi on beh avi or of fri ction stir w elding w eld of 6082al um inum alloy[J].T ransacti ons of t h eC h i naW elding Insti tuti on,2008,29(10):105-107.[6] 董超芳,安英辉,李晓钢,等.7A04铝合金在海洋大气环境中初期腐蚀的电化学特性[J].中国有色金属学报,2009,19(2):346-352.Dong C haofang ,An Y i nghu,i L iX iaogang ,et al .E l etroche m i cal perf or m ance of i n itial corros i on of 7A04al um i num alloy i n m arine at mosph ere[J].The Ch i nes e Jou rnalNon f errous M etals ,2009,19(2):346-352.[7] 路贵民,王兆文,李 冰.铝合金腐蚀与表面处理[M ].沈阳:东北大学出版社,2000.作者简介:阮 野,男,1978年出生,博士研究生.主要从事铝合金焊接工艺方面的研究.发表论文3篇.Em ai:l yuanye0689@s i na .co mMA I N TOPI CS,ABSTRACTS&KEY WORDS2011,Vo.l32,N o.2Sc i ence and T echno l ogy,N anji ng U niversity o f A e ronautics andA stronautics,N anji ng210016,Ch i na;2.College o fM echan i ca l Eng i neering,H ua i y i n Instit ute o f T echno l ogy,Hua ian223001, Ch i na;3.Zheji ang X inruiW e l d i ng M a teria lC o.,L td.,Sheng-z hou312000,Ch i na).p93-96Abstrac t:Cu/A l dissi m il ar m eta ls w ere brazed w ith Zn-A l fill e r me tals by torch-bra zi ng techno l ogy,and the effec ts of A l on the spreadab ility and m icrostruct ure of Zn-A l filler m eta lw ere investi gated separate l y.M o reover,t he strength and m icrostruc-t u re o f the brazed j o i nt w ere a l so stud ied.R esults i nd i cate t hat the strength of the brazed jo i nts achieves the opti m um sta t us when the A l con tent o f filler m eta l s is15%.SE M and EDS are used to st udy the m i crostructure and phase constit u ti on of the fil-l e r m eta l s and brazed j o i nts respec tive l y.Exper i m enta l resu lts show the m i crostructures of b razed j o ints are m a i n l y consisted of Zn-based so li d soluti on when A l content is lo w.How ever,Cu A l2 inter m eta lli c compounds can form i n the brazi ng sea m reg ion w ithincrease o fA l content.W hen A l content is22w t.%,CuA l2i n-ter m eta llic compounds becom e coarse,and t he streng th o f brazed jo i nt decreases.K ey words:Cu/A l brazed j o i nt;m echan ica l property;m i crostructure;CuA l2phaseFEM sim ulation of ca librat i on on stra i n release coeffic ien ts in b li nd ho l e m ethod M A W enbo1,2,C HEN Shuguang2,L I U Hu i q i ong2,L I N W en2,S HEN Y ulong1,L I U Ji pu1(1. Schoo l of M echanical Eng i neer i ng,X iangtan U niversity,X iang-tan411105,China;2.Hunan Spec i a l Equ i p m ent Inspecti on& T esti ng Center,Changsha410000,China).p97-100 Abstrac t:The si gn ifican t error o f t he m easuring result m ay ar i se w hen m easur i ng w e l d i ng resi dua l stress by m eans of the bli nd ho le me t hod.Because the stress a round the ho le exceed the y ield li m it,the plasti c de for m ati on i nduces p l astic stra i n. T herefore,based on the princ i p l e of the ca li bration experi m ent, the stra i n release coeffic i ents A and B of the stee lQ345R are de-ter m i ned.A cco rding to t he energy para m eter S,the stra i n re-lease coeffic i ent A and B can be rev i sed by t he va riati on f o r mu-las;by t h is me t hod,the result o f m eas ur i ng h i gh resi dua l stress can be m ore accurate.Based on the strength theo ry,t he strain re lease coeffi c i ents A and B o f stee lQ345R,w hich were nu m er-i ca lly ca l culated by the fi n ite ele m ent m ethod(FE M),co i nc i de w e llw it h the ca li bration exper i m ent results.So the FE M de ter m-i nati on of the stra i n re l ease coe ffi c ients A and B is v iab l e.K ey word s:bli nd-ho le m ethod;w e l d i ng resi dua l stress; stra i n re l ease coe ffi c ient;cali brati on experi m ent;fi nite e l em ent m ethodE ffec ts of CO2l aser bea m ac ti on on temperature of T IG arc W U Sh i ka,i X I AO R ongsh i(Institute of L aser Eng i nee r-i ng,Be iji ng U niversity of T echno logy,Be iji ng100124,Ch i na). p101-104Abstrac t:In order to understand the e ffects o f a verticall yinc i den t CO2laser bea m on t he tung sten-i nert gas(T I G)arc characteristi cs,t he spectra of t he arc p las m a w ith the action o f a ve rti ca ll y i ncident l aser bea m are analyzed.The electron te m pe r-a t ure o f the arc plas m a is ca lcu l ated by the bo ltz mann plot m et h-od.The res u lts sho w that the electron te m perature o f t he arc p l as m a w it h the action o f CO2laser bea m rad i a tion i s i ncreased bet w een t he l aser ac ting po siti on and anode zone.The i nfl uences o f laser pow er,arc current and laser acted positi on on electron te m pera t ure are a l so stud ied.T he charges i n electron te m pera-ture i ndicate that the i nverse b re m sstrah l ung abso rpti on o f l aser energy is the do m i nan t factor infl uenc i ng t he electron te mperatureo f T IG arc p las m a w ith the acti on of CO2laser bea m.K ey words:CO2l aser;T IG arc;spectra l diagnosis; electron te m pe rature;i nverse bre m sstrah l ung absorptionJoi n t perform ance of dup l ex stai n less steel2205by laser-M I G hybrid we l d i ng WANG Zh i yu1,XU H aigang1,WU W e-i w e i1,ZHANG L ijuan2(1.R esearch and Deve l op m ent Center, Baoshan Iron&Stee l Co.,L td.,Shangha i201900,Ch i na;2. TW I,Ca m bridge CB216AL,UK).p105-108Abstract:P hase ratio in we l d m eta l and heat a ffected zone o f dup l ex sta i n l ess steel w ill be unba lanced and jo i nt prop-e rti es dete ri o ra ted because of fast cooli ng rate a fter w eldi ng by conventiona l high energy density bea m,so the duplex stainless stee l2205is w elded by us i ng laser-M IG hybri d we l d i ng m ethod, and the m icrostructure,m echan ica l property and corrosi ve prop-e rty o fw e l ded jo i nt are analyzed.The results show t hat the phase rati o o f ferr ite i n we l d m eta l and hea t-affected zone is contro ll ed bet w een40%-70%,t he m icroha rdness and tensil e strength of the jo i nt are higher than t hose of base m eta,l the i m pac t tough-ness of we l d m eta,l fusi on li ne and hea t-aff ec ted zone at-40e is73,205,190J/c m2respecti ve l y,and t he cr iti ca l p i tti ng te m-perature(CPT)o fw e l d bead i s49e,near t he sam e as that of base m eta.l So the good jo i nt perfor m ance of dup l ex stainless stee l2205can be obtained by laser-M IG hybri d w eldi ng.K ey word s:duplex sta i n l ess stee;l hybr i d w eldi ng;m-i crostruc t ure;m echan ica l prope rt y;cr iti ca l p itti ng te mperatureM icrostru ctures and corrosion-resistan t performance of A l t w i n w ire M IG w elded joint RUAN Y e1,Q IU X iaom i ng1, GONG W enbiao2,ZHAO Shihang1,S UN D aqian1(1.Schoo l of M a teria l s Sc ience and Eng ineer i ng,Jili n U niversit y,Chang chun 130025,Ch i na;2.School o f M ater i a ls Science and Eng i nee r-ing,Changchun U n i versity of T echnology,Changchun130012, Chi na).p109-112Abstract:M i crostructures and corrosi on-resistant pe r-for m ance o f6082-T6A l t w i n w ire M I G w e l ded jo i nt are stud i ed by SE M and XRD technology.Experi m ents show t hat the we ldedsea m is com posed o f a l ot o f A-A,l A-A l+M g2S i and a fewM g2S;i m oreove r,M g2S i large ly presents i n the g ra i n boundary. Corro si on-resi stant pe rf o r m ance i s stud i ed by m easur i ng t he po-ten tiodyna m i c po lariza ti on curves and co rrosion surface mo rpho l o-g ies o f t w i n w ire M I G we l ded j o i n t,and the resu lts sho w that co r-ros i on-res i stan t pe rf o r m ance of t he ma tr i x is bette r t han that ofthe w eld sea m,and prec i p itated M g2S i dec reases t he corros i on-res i stant per f o r m ance of t he w eld sea m.K ey words:6082-T6A l a lloy;t w i n w i re M I G;m icro-structures;corrosi onÖ。
铝合金6082-T6材料的焊接工艺性能介绍
铝合金6082-T6材料的焊接工艺性能介绍1、应用6082属Al-Mg-Si系热处理可强化铝合金，具有中等强度，良好的可焊接性及耐腐蚀性，其-T6状态具有较高的机械特性，广泛用于机械零部件、商务车辆、铁路结构件、造船等。
T6状态，代表固溶热处理后，进行人工时效的状态，适用于固溶热处理后，不再进行冷加工（可进行矫直、矫平，但不影响力学性能极限）的产品。
产品具有的特点：1、良好的可成型性、可焊接性。
2、强度高。
3、可使用性好，接口特点优良。
4、易于加工，容易涂层。
5、抗腐蚀性、抗氧化性好。
2、化学成分3、物理性能4、焊接性能（1）关于氧化膜氧与铝亲和力很强，在铝材表面生成致密而结实的Al2O3薄膜，厚度约0.1~0.2μm，熔点2050℃，在焊接过程中，氧化铝薄膜会阻碍金属之间的良好结合，并易造成夹渣，氧化膜还会集吸附水分，焊接时会使焊缝生成气孔。
焊前清除氧化膜的工艺性措施:a）使用风动不锈钢丝轮将焊缝区域内的氧化膜打磨干净，以打磨处呈白亮色为标准，打磨区域为焊缝两侧至少25mm以上;b）使用化学方法，如酸洗。
原则上工件打磨后在48小时内没有进行焊接，酸洗部件在72小时内没有进行焊接，则焊前必须重新打磨焊接区域。
（2）关于氢元素铝是活性元素，本身能脱氧，铝在液态时能大量吸收和溶解氢。
铝的导热系数很大，在相同的焊接工艺条件下，其冷却速度为钢的4～7倍，使金属结晶加快，焊接熔池在快速冷却过程中，氢的溶解度急剧下降，此时析出大量过饱和气体，氢气来不及析出在焊缝金属中形成气孔。
所以焊接过程中主要形成的气孔为氢气孔，主要表现为：保护气体中的水分、焊接材料及母材表面吸附的水分、工件坡口处的氧化膜、油污等；焊前控制氢来源的工艺性措施: a）用棉布将来料或工件上的灰尘和脏物擦干净，如果工件上有油污，使用清洗液清理干净；b）为保证焊丝的质量，焊丝原则上用完后再到焊丝房领用，禁止现场长时间（24小时以上）存放焊丝；c）严格限制焊接材料的含水量，使用前干燥处理。
6082铝合金MIG焊焊接接头组织与力学性能研究_许鸿吉
表 1 4 mm 试样的焊接规范参数 Tab.1 Welding parameters of 4 mm test sample
预热温度对6082铝合金焊接接头的组织和性能影响
28工艺与新技术焊接技术第42卷第4期2013年4月文章编号：1002—025X(2013)04—0028—03预热温度对6082铝合金焊接接头的组织和性能影响黄思俊，陈晓光，翟立飒(北京赛德高科铁道电气科技有限责任公司，北京100176)摘要：选取受电弓结构主要材质之一的6082一T6铝合金为研究对象。
采取不同的预热温度对6082一T6进行T I G焊接．并对焊接接头的组织和力学性能进行了对比分析。
结果表明：预热温度为100oC时，焊接接头的强度系数为0．61；预热温度越高，接头显微组织的晶粒越粗大，接头强度损失越严重；过高的预热温度使得接头热影响区的软化现象较严重，增大了热影响区的宽度：关键词：6082铝合金：预热温度：组织和性能中图分类号：TG407文献标志码：B0引言6082铝合金为可热处理铝合金，是目前国内外研究和应用的热点材料之一，因为其独特的性能特点能够很好地满足车体和相关配套设备的框架的结构要求，在轨道交通车辆和相关配套产品中应用的比例越来越高。
作为从接触网获取电流给动车的重要设备受电弓．在实现轻量化和现代化的同时，必须保证其在高速运行的环境下各个构件的强度和刚度，而6082铝合金因为密度小，比强度高，弹性好，抗冲击性能好，耐腐蚀，高导电，易进行表面处理，易加工成形及高回收再生性等优点被逐步广泛运用到受电弓焊接结构中，取代传统的钢铁材料…。
本文从预热温度和保护气体两个方面．对6082铝合金焊接接头的组织和性能进行对比分析，为后续的焊接工艺优化提供一定的理论基础。
1材料、工艺和试验方案由于铝合金的导热性比较好．当环境温度较低或被焊材料厚度较大时．为保证焊接质量．需要对被焊母材进行预热：预热在某种程度上还可减小接头中氢气孔的倾向。
研究预热温度对接头组织和力学性能的影响，选取100，150，200，250oC这4个收稿日期：2012-07—27预热温度，试件焊接方法选用了T I G焊。
铝合金对接接头MIG焊组对间隙及钝边尺寸研究
铝合金对接接头MIG焊组对间隙及钝边尺寸研究石换军通号轨道车辆有限公司 湖南长沙 410217摘要：通过对10mm厚6082（T6）铝合金板在不同对接间隙（超出ISO 9692-3 : 2016建议范围）和不同坡口钝边尺寸下进行MIG焊，对比各试件的熔合状态、抗拉强度、背弯等因素，验证焊缝质量，从而选取焊接质量更优的接头形式。
经对比试验发现，10mm厚6082（T6）对接焊缝MIG焊时，钝边1~2mm、间隙b=2mm时为组对最佳效果。
关键词：铝合金熔焊；MIG焊；钝边；间隙1 序言铝合金具有密度低、耐蚀性高、韧性好、可再生利用等优点，在汽车、轨道交通、航空航天等领域应用广泛。
在众多的焊接工艺方法中，铝合金MIG焊接工艺在其中的应用优势显著，具有焊接质量高、设备轻便、工艺简单、成本低廉等特点。
铝合金因其热导率和膨胀系数大的物理特性，所以在MIG焊焊接时会产生较大的焊接变形。
焊接变形的大小主要与产品结构、焊接热输入、焊接填充量等因素相关[1]，其中填充量主要与接头间隙、钝边及坡口角度等密切相关，现有的参照标准为ISO 9692-3：2016，其对于板厚6~25m m的铝合金建议钝边c≤3mm、间隙4mm≤b≤10mm。
本文将针对10m m厚6082（T6）铝合金板的MIG焊对接接头小于标准建议的间隙、标准建议范围内的钝边对接头熔合情况及力学性能进行研究，为铝合金产品接头优化设计提供改进方向。
2 试验方案选用10mm厚6082（T6）铝合金板作为研究对象，焊接方法为MIG焊，坡口角度70°，在保证其他参数相对稳定的前提下，采用交叉变量法调整焊接间隙、钝边尺寸。
接头形式：带可移除衬垫的V形对接接头（见图1）。
利用福尼斯TPS5000焊机焊接试板，利用不锈钢试板焊接工装进行辅助固定，选用进口S A F R A ER5087、φ1.2mm实芯焊丝作为填充材料[2]，选用70%Ar+30%He作为保护气体，通过调整焊接间隙、钝边尺寸，制备并使用MIG焊接16个试件。
6082-T6铝合金搅拌摩擦焊组织演变与力学性能
第39卷第3期焊接学 报Vol.39⑶#001 -005 2 0 1 8 年 3 月TRANSACTIONS OF THE CHINAWELDINGINSTITUTION March 2 0 18 6082 -T6铝合金搅拌摩擦焊组织演变与力学性能王希靖，魏学玲，张亮亮(兰州理工大学有色金属先进加工与再利用省部共建国家重点实验室，兰州730050)摘要：通过透射电子显微镜、扫描电子显微镜、拉伸试验机和显微硬度计对6082 -T6铝合金搅拌摩擦焊接头焊缝区组织演变和力学性能进行分层研究.结果表明，在焊核区上层，材料发生塑性变形，晶格畸变能增加，为降低能 量，大量的位错集聚成亚结构边界发生动态回复.同时在焊接热循环的作用下发生动态再结晶，导致焊缝区上层晶 粒细小.在焊核区下层，主要受到搅拌针搅拌作用，轴肩产热通过扩散过程传递到下层的热量减少，发生动态回复 和动态再结晶程度低于焊缝上层，晶粒粗大.前进侧和后退侧热影响区均出现棒状片沉淀相.对应焊缝上、下两层 硬度都呈“W”形分布，焊缝上层硬度高于焊缝下层硬度，最小值出现在前进侧.沿着焊缝长度方向上层和下层的 抗拉强度分别为205，186 MPa，呈降低趋势，为韧性断裂.关键词！6082 -T6铝合金；搅拌摩擦焊；组织演变中图分类号：TG453 文献标识码：A doi：10.12073/j.hjxb.20183900570序 言铝合金具有比强度高、耐蚀性好等优点，广泛应 用于高速列车车体制造，其中的6082铝合金由于其 良好的焊接性，优良的机械加工性能，在交通运输和 机械工程行业的应用越来越普遍[1-3].由于铝合金 在空气中活性较大，极易与氧气发生反应，在铝合金 表面形成一层致密的氧化膜，这种氧化膜的熔点远 高于铝合金的熔点，导致铝合金的焊接比较困难.搅拌摩擦焊（friction stir welding，FSW)是英国焊接 研究所发明的一种固相连接技术[4_6]，被证明是解 决铝合金焊接问题最有效的方法之一[7].国内宫文 彪等人[8]研究了 6082 -T6铝合金厚板搅拌摩擦焊 沿厚度方向性能变化，轴肩产生的摩擦热自上到下 不断降低，是造成中下部工件性能下降的主要原因，但研究主要集中在铝合金厚板力学性能方面.对于 分层的6082 -T6铝合金薄板组织中沉淀相和位错 演变及其对力学性能的影响相关研究较少.由于焊 缝上层和下层受到轴肩和搅拌针产热作用不同，导 致焊缝组织和性能发生较大变化，所以研究FSW过程中焊缝区组织演变机制对6082铝合金搅拌摩擦 的广泛运用具有重要作用.对2 mm厚高速列车常 用的6082 -T6铝合金接头焊缝区组织演变和力学 性能进行分层研究，旨在为6082 -T6铝合金在高速收稿日期：2017 -07 -19基金项目：国家自然科学基金资助项目（2012ZX04008011)列车中广泛应用提供必要的理论依据.1试验方法试验采用2 m m厚的6082 - T6铝合金板材进行 搅拌摩擦焊接，试样规格为100 mm X 100 mm X 2mm，其主要的化学成分见表1.表16082铝合金的化学成分（质量分数#%)Table 1Nominal compositions of the 6082 aluminum alloy employedSi Mg Cu Ti Fe Cr Zn Al 0.970.670.070.010.370.010.06余量使用FSW-3L M-015搅拌摩擦焊机，轴肩直 径为10mm，搅拌针直径为2mm，搅拌头倾角为3°. 通过正交试验得到最优焊接工艺参数为:搅拌针转 速1 500 r/m i n，焊接速度80 mm/m i n.焊接完成后 沿厚度方向制取试样，焊缝沿厚度方向分为焊缝上 层和焊缝下层，试样分别取焊缝上层中间位置和焊 缝下层中间位置.采用JE M-2010透射电子显微镜 对接头焊缝不同区域试样进行显微组织观察.采用 V H-1000显微硬度计在接头横截面中部每隔1.5 m m测试一次显微硬度，所加载荷为4. 9 N，持续时 间为10s.拉伸试样尺寸如图1所示，焊缝位于拉伸 试样中心，分别取焊缝上层和下层区域、整体焊缝试 样、沿焊缝方向试样、母材进行研究.每个位置试样2焊接学报第39卷选3个，室温条件下在AG - IO T A万能拉伸试验机上进行拉伸试验，拉伸速率为$2m m/m in，拉伸结果取其平 .然后采用美国飞雅公司QUANTAFEG45O热发射扫描电子显微镜观察形貌.2结果与讨论2.16082T6焊接接头宏观形貌K e lle r试 接头横截面宏观形貌如图2所示，接头分为母材区（BM)、热影响区（HAZ)、热力影响区（TMAZ)及焊核区（NZ).焊缝左侧为前 进侧（AS)，（）S).焊缝分为焊缝上层和焊缝下层两个区域进行研究，焊缝上层 下方金属 和搅拌 重作用，但用，焊缝下层 搅拌针搅拌作用.焊缝上层BM HAZ TMAZ NZ一一_________________焊缝下层图3母材微观组织Fig. 3 Microstructure of base material上层 下 用和搅拌 转搅拌作用，焊缝区上层的塑性变形 重.图4a可以基本上全部分散在基 ，焊核区主"A1和 原子 区（G P区）(1O).同时在焊核区 在大 色点 ，图4a中插图为点 选取电子衍射.根据衍射花样[123] Fe!A：S i4相.由焊核区上层 温度大 5OO〇C[11]，在温度下，母材 大部分 子能 基体，在焊接 条件下，部 固基体，但母材中微 Fe3A:Si4解温度，尺寸未发生变化.图4b〜4d分 焊缝上层前进侧热力 区、前进侧热影响区和 热 区显微组织形貌.从图4可以 ，热力 区 了塑性变形，含有 度 ，热 区 ！_，尺寸 大，！（Mg"Si5)，部分晶粒内部 ，分.图2 6082 -T6铝合金搅拌摩擦焊缝横截面形貌 Fig. 2 Transverse morphology of FSW 6082-T6 joint2.2接头的微观组织2.2. 16O82 - T6母材显微组织6O82 - T6母材内主要存在两种析出相，如图3 所示，主要是长度 O.!m，如图3 色头所指，沿[1OO]ai和[O1O]a: 排列.这些 是！相（Mg= %，底心单斜结构）[8_9];另一种为直径约O.1!m的粒状析出相.如图3中白色箭头所指，是 ！"的横截面(即沿[O O1]a: ).图3右上角中插图!〃[O O1]*对 选区电子衍射图.2.2.2焊缝区上层接头显微组织图4为6O82 - T6铝合金搅拌摩擦焊接头焊缝 区上层的显微组织.由于在搅拌摩擦焊过 焊缝(C)前进侧热影响区 （d)后退侧热影响区图4 6082 %T6铝合金搅拌摩擦焊缝上层组织 Fig. 4 Microstructure of weldtop第3期王希靖，等#6082 -T6铝合金搅拌摩擦焊组织演变与力学性能3 22 3 焊缝区下层接头显微组织图5为6082 - T6铝合金搅拌摩擦焊接头焊核 区下层的显微组织.图=?在尺寸 形，图5a右上角插图为对 形 选区电子射图，根据射花样结果FeSi#相.图5可以 ，焊缝下层 数量明显焊缝上层.从图5a可以看出，FeSi#相弥散分散在基体中，尺寸大约为0;!m，焊核区下层 数量，尺寸及形 变 与搅拌头高 转 塑性变形有关，表能用，子尺寸 ，粒子 [12].塑性变形继续，部分区域发生 回复，大结 ，使晶粒内部 .搅拌摩擦焊接过 搅拌 热和来自焊缝上层 热 到焊缝下层的热 ，焊缝区下层的摩擦热 焊 缝上层，母材中部分 解速率 ，热量，焊缝下层发生 回复，再结晶程度焊缝上层.同时，变形和高温产生 度，在焊后时效过 形成6P区没有焊缝上层.图5b〜5d分 焊缝区下层前进侧热力影区、前进侧和返回侧热 区微观形貌.从图5以，热力 区晶 内过 子 ，热 区 发生 部分 解，在 部分 ，续 .在焊缝下层 进 热 区晶 内部 明显 ，铝合金层错能 ，度 ，滑晶界； 热 区 分散在晶粒内部，晶分 .(a)焊核区 （b)前进侧热力影响区(c)前进侧热影响区 （d)后退侧热影响区图5 6082 -T6铝合金搅拌摩擦焊缝下层组织Fig. 5 Microstructure of weld bottom 3 6082 -T6接头焊缝区力学性能3.1接头拉伸性能对焊接接头拉伸 进行扫描电镜观察，结果如图6所示.母材直径较大 ，焊接接头和部分平坦区域，塑性 母材如图6a〜6b所示.对图6a和图6e中A，B两点放 大，如图6d，6f所示.从图6可以 ，在焊缝区上 层和焊缝区下层 有 ，能谱分析得知，A，Fe，Mg，Si .在 与基 变形 大部分区域产生应力 ，当基 进行滑时，力 度 与基 结合 度时，与，形 微孔.微孔间的材料犹如 ，内发 使微 大，部微孔连结，微连结是 上[13].图6d和图6f可以看出，断口布满了大小不形或椭圆形 群，焊缝上层出现数 ，.从焊缝拉伸试样分析结果可以看出，6082 - T6铝合金搅拌摩擦焊接头的拉伸 断裂形式是典型的韧性断裂.6082 -T6铝合金薄板 搅拌摩擦焊接头焊缝整体及上、下两层，母材的拉伸 试验结果为:母材平 拉强度为330 MPa，垂直焊缝 上层平 拉强度为240 MPa，焊缝下层平拉强度为216 MPa;沿焊缝 上层焊缝平均拉强度为205 MPa，焊缝下层平 拉强度186 MPa，焊缝整体平均抗拉强度为191 MPa;从各个试 样平 拉 度 以上层 拉 度 焊缝下 层.由于焊缝上层金属和轴肩直接接触，受和搅拌针搅拌双重热力作用，致使区域有较高的热.在塑性变形过 ，堆积在 子周围数量锐减，从而 了晶内 晶内 ：度，使焊缝金属的塑性变形在微观上更均匀，有 利于形 匀 壁和 胞，同时 热耗散时间 ，高温停留时间长，区域 材料有充分的时间发生 回复再结晶，焊缝上层发生动回复再结晶程度 焊缝下层.焊缝下层 受搅拌 机械搅拌作用，搅拌针直径 ，摩擦变形产生的热 同时垫板散热带走了一部分热量，温度相对偏低，发生 回复再结晶程度较，晶大，焊缝下层 拉 度 焊缝上层. 在 进 热 区 ，进 和侧热 区金属受搅拌 用力 不同，同时受4焊接学报第39卷温度 用， 分 发生聚齐，导进侧过时效倾向更 重，前进热区性能•3.2接头显微硬度6082 -T 6铝合金搅拌摩擦焊接过程中焊缝横 截面接头硬度分布曲线如图7所示.上表距离焊缝顶部边缘0• m m 处硬度分布曲线.下表面为 距底部边缘0• m m 处硬度分布曲线•由图7可以，FSW 接头硬度分布近似呈％ W ”形，母材硬度 ，大 110.5 H V ;硬度在前进热区，硬度大63.7 186082铝合金属于时效 铝合金， 效果王要与和 互作用有关， 和它引 变场是 障碍• A l -Mg -S i 合金时效过：过饱和固-G P 区--，14].通过研究得知6082 -T 6母材中含有大量!"相（图3a )，在峰时效下形成！7#(15)，！ 与基体保持共格关系， 效果[16]; G P 区虽然固基体，但焊核区发生再结晶和轴肩对晶破碎，使晶，硬度升高，同时母材中未溶解的F t A :S i4和FeSi #相以及亚晶结构上大缠结，对晶内的进一步滑移作用，提了焊核区强度•由于焊缝上层晶化度 下层，焊缝上层硬度 焊缝下层•热力区 有 ， 硬度 热 区 .!或)8相时，称过时效 ，效果开始变.搅拌摩擦焊接过 ，前进温度侧，因 进 过时效倾向更重，焊缝上、下层 硬度在 进 .60 -------1-------1-------1-------1-------1-------1-------1--------20 -15 -10 -5 0 5 10 15 20距焊缝中心距离d/mm图7搅拌摩擦焊接头横截面显微硬度分布Fig. 7 Microhardness distribution of welded seam4结 论(1" 6082 - T 6铝合金FSW 接头焊缝上层与焊 缝下层组织发生了变化;各个区域分：母图！搅拌摩擦焊接头拉伸断裂的SEM 断口分析Fig. 6 Fracture microcosmic morphologyoo oo1 0 9 8 71L 11(A H )H f e s ®_w第3期王希靖，等#6082 -T6铝合金搅拌摩擦焊组织演变与力学性能5材主要是！"（Mg =Si6)相，焊核区为G P 区和尺寸细小的Fe3A ：Si4和FeSi # #热影响区为！（ M v S i =)相，由于受到热输入作用，各个区域都发生了不同程度 的动态回复或动态再结晶.(2) 6082 -T 6铝合金FSW 接头出现软化，显 微硬度曲线近似为“W ”形，焊核区上层硬度高于焊核区下层，硬度最小值出现在前进侧热影响区.(3) 焊接接头抗拉强度为母材的72%，焊缝区上层的抗拉强度高于焊缝下层.断裂均发生在前进 侧热影响区，为韧性断裂方式.参考文献：[1] 盛建辉，彭家仁，李光，等.搅拌摩擦焊工艺及其在地铁铝合金车体上的应用[J ].电力机车与城轨车辆，2009, 32 (3) * 28 -31.Sheng Jianhui，Peng Jiaren，Li Guang ，et al. 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6082—T6铝合金材料力学性能研究
6082—T6铝合金材料力学性能研究采用万能材料试验机和分离式霍普金森压杆（SHPB）装置，对典型车用的6082-T6铝合金材料进行准静态拉伸试验和不同应变率下的动态压缩试验。
通过对两个试验进行对比，分析6082-T6铝材是否为各向同性和应变率敏感材料。
标签：6082-T6铝材；各向同性；应变率1 概述近年来，随着轨道交通事业的飞速发展，轨道车辆结构的合理化和轻量化已成为轨道交通行业的研究重点，对车辆自重、列车运行速度、易于加工成型、良好的耐腐蚀性以及优良的焊接性等诸多优点，被广泛应用于制造货车车辆、城际列车、地铁和高速列车等[1-4]，在轨道交通轻量方面有着无可比拟的作用。
6082铝合金属于A1-Mg-Si系合金，是以Mg2Si为强化相的铝合金，抗拉强度为160～320 MPa，延伸率≥8%，属于可热处理强化的铝合金，具有中等强度、密度低、较好的耐蚀性、优良的加工性能和焊接性能，常用于高速列车车体的主体结构。
6082-T6具有较高的机械特性王誉瑾等对6082-T6高强铝合金型材进行了拉伸试验，统计了材料的力学参数[5]。
庹文海等对轨道交通用6082-T6铝合金进行MIG焊接，对其焊接性能进行观察分析[6]。
韦等利用热模拟机研究6082铝合金的热压缩变形行为，得到了高温下该铝合金的应力-应变曲线[7]。
文章主要就6082-T6铝合金材料的力学性能性能通过万能材料试验机和霍普金森拉杆装置开展了系统的实验研究。
通过对横向切取和纵向切取材料在不同应变率下的对比，得出了6082-T6铝材为各向同性和应变率敏感材料的结论。
2 准静态拉伸试验2.1 试件及仪器运用Instron 5969标准电子万能拉伸试验机对6082-T6铝材进行了准静态拉伸试验。
试件参照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第一部分：室温试验方法》[8]制作。
板状试件的尺寸示意图与试件加工后的照片分别如图1（a）和图1（b）所示。