Effect of micro-alloying elements modification on the microstructure and properties of TIG welded joints of AlMg4.3Mn0.6Cr0.12-H321 alloy
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摘要:
采用5B71合金焊丝对添加不同微合金成分的AlMg4.3Mn0.6Cr0.12-H321合金进行TIG焊接试验，系统研究微合金元素Zr，Er，Sc对焊接接头的微观组织、显微硬度和力学性能的影响. 结果表明，AlMg4.3Mn0.6Cr0.12-H321基材为变形条带组织，TIG焊缝区为等轴凝固组织. 微量元素Zr，Er，Sc的添加可在基材中形成纳米析出相，起钉扎位错，抑制合金再结晶的作用. 相比单独添加Zr元素，复合添加Zr，Er和Zr，Sc元素能够更有效地抑制焊缝热影响区再结晶行为，降低焊接过程基材软化. 5组接头显微硬度均沿焊缝中心呈W形对称分布，在热影响区达到最低，相应地，力学拉伸试样均断在热影响区，随着微合金元素种类及添加量的增加，接头强度逐渐提高；当Er元素提高到0.35%时，焊缝抗拉强度达到274 MPa，焊接系数为83.3%；复合添加Zr，Sc元素的5号试样接头抗拉强度最大为293 MPa，焊接系数为89.7%.
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关键词:
- AlMg4.3Mn0.6Cr0.12合金 /
- TIG焊接 /
- 再结晶行为 /
- 焊接强度
Abstract:Tungsten inert gas (TIG) welding tests were conducted on AlMg4.3Mn0.6Cr0.12-H321 alloy with varied micro-alloying elements using ER5B71 filler wire. The influence of micro-alloying elements Zr, Er, and Sc on the microstructure, microhardness, and mechanical properties of welded joints was systematically investigated. The results indicate that the base material exhibits a deformed band structure, while the weld zone exhibits an equiaxed solidification microstructure. The addition of micro-alloying elements Zr, Er, and Sc forms nanoscale precipitates in the matrix, which effectively pin dislocations and inhibit alloy recrystallization. Compared with adding Zr element alone, adding Zr, Er, or Zr, Sc elements can more effectively suppress recrystallization behavior in the weld heat-affected zone (HAZ) and reduce base material softening during welding. All five groups of joints show W-shaped symmetrical microhardness distributions along the weld centerline, reaching minimum values in the HAZ. Correspondingly, tensile samples all fractured in the HAZ. The butt joint strength gradually increases with the variety and content of micro-alloying elements. When the Er content is 0.35%, the samples achieve the tensile strength of 274 MPa with a joint efficiency of 83.3%. The Zr-Sc co-doped samples (#5) achieve the maximum tensile strength of 293 MPa, corresponding to a joint efficiency of 89.7%.
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0. 序言
钛/铝轻量化复合结构比强度高、耐腐蚀，在航空航天等工业中应用前景广泛. 然而两者熔点、线胀系数等性质相差大，高温下极易形成脆性金属间化合物(IMCs)，传统焊接工艺难以实现钛与铝的可靠连接[1]. 近年来，钛与铝的熔钎焊受到越来越多的关注[2-4]，通过钛与焊缝形成钎焊结合，而铝侧形成熔焊结合的工艺，避免了大量Ti-Al脆性IMCs的形成[5]. 熔化极氩弧焊(MIG)成本低而焊接效率较高，采用MIG焊实现钛与铝的可靠熔钎焊具有重要意义.
随新型高效MIG焊技术的不断发展，MIG焊逐渐被用于钛/铝熔钎焊研究. 文献[6-7]采用脉冲电流MIG焊对钛/铝进行了对接试验，分析了焊接热输入对Ti/Al界面特性的影响，并研究了钛与铝的结合机理，研究结果证实了采用MIG焊实现钛/铝熔钎焊的可行性；通过优化工艺，采用Al-Si和Al-Mg焊丝均实现了钛/铝的无缺陷熔钎焊，接头力学性能良好[8-9]. 采用冷金属过渡(CMT)技术对钛/铝进行搭接，改善了Ti/Al界面冶金反应[10]；在进一步研究中，通过外加磁场的辅助作用，提高了接头的拉剪强度[11]. 采用旁路分流MIG焊进行钛与铝的搭接，发现钛与铝通过形成复杂的金属间化合物实现可靠结合[12]. 前期研究中，研究团队采用一种新型冷弧(Cold arc)MIG焊进行了钛/铝的熔钎焊，所获接头Ti/Al界面的抗拉强度超过铝侧焊接热影响区(HAZ)[13]. 基于先前研究，已获得适合于钛/铝熔钎焊的焊接热输入范围，但钛侧坡口角度及焊丝偏移量等对Ti/Al接头显微组织与力学性能的影响尚不明确.
文中采用冷弧MIG焊对TA2/5A05Al进行了对接研究. 通过改变钛侧坡口角度θ及焊丝偏移量d，对不同工艺下的接头成形、Ti/Al界面组织及接头抗拉强度进行了对比；对优选工艺的Ti/Al界面组织结构进行了深入分析. 目的是获得TA2/5A05Al异质合金最佳冷弧MIG焊工艺匹配，并揭示最佳工艺匹配下钛/铝异质合金的结合机理. 研究内容对实现钛/铝的可靠MIG熔钎焊，推动钛/铝复合结构的应用提供试验和理论基础.
1. 试验材料及方法
选用尺寸150 mm × 100 mm × 2.5 mm 的TA2钛和5A05Al铝合金作为母材，选用ϕ1.2 mm的SAl 5183焊丝，主要成分见表1. 采用EWM-Alpha Q351焊机的脉冲冷弧焊模式进行钛与铝的对接. 焊缝正面用80%Ar + 20%He (体积分数)混合气体保护，流量20 L/min，背面99.999% (体积分数)高纯Ar保护，流量15 L/min. 其它主要参数为：平均焊接电流80 ~ 86 A，平均电弧电压15.7 ~ 17.8 V，焊接速度0.7 m/min，送丝速度4.0 m/min.
表 1 母材及焊丝主要化学成分(质量分数，%)Table 1. The chemical compositions of the base materials and the filler材料 Si Fe C Mg Cu Zn Mn Ti Al TA2 ≤ 0.15 ≤ 0.30 ≤ 0.10 − − − − 余量 − 5A05Al ≤ 0.50 ≤ 0.5 − 4.8 ~ 5.5 ≤ 0.05 ≤ 0.2 0.3 ~ 0.6 − 余量 SAl 5183 0.40 0.40 − 4.3 ~ 5.2 0.10 0.25 0.5 ~ 1.0 0.15 余量 首先研究钛侧坡口角度θ对接头显微组织与力学性能的影响，设计见图1. 为了减少钛的熔化，初步设定焊丝偏铝侧0.5 mm，坡口角度范围0° ~ 50°，见表2. 焊后对焊缝成形、Ti/Al界面特性及接头抗拉强度进行对比分析，获得最佳坡口角度θ0. 然后固定θ0，进行焊丝偏移量d的对比试验. 设定焊丝偏铝侧为“+”，偏钛侧“−”，见表3.
表 2 钛侧坡口角度θ设计Table 2. Design for the bevel angle θ in titanium参数1 参数2 参数3 参数4 参数5 参数6 参数7 参数8 0 10° 20° 30° 35° 40° 45° 50° 表 3 焊丝偏移量d设计(mm)Table 3. Design for the wire offset d参数1 参数2 参数3 参数4 参数5 参数6 参数7 −1.0 −0.5 0 +0.5 +1.0 +1.5 +2.0 通过焊缝成形、Ti/Al界面特性及接头抗拉强度对比，获得θ与d的最佳匹配. 选择最佳匹配工艺下的Ti/Al接头进行界面组织结构分析. 采用X射线衍射(XRD)分析Ti/Al界面附近物相组成；采用扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS)分析焊接区微观结构，揭示钛/铝异质合金的结合机理.
2. 试验结果及分析
2.1 坡口角度对接头显微组织与力学性能的影响
根据焊缝成形，不同坡口角度θ所获接头可分三类，取θ = 0°，35°，50° 3个代表试样进行分析，结果见图2. 当θ ≤ 20°时(图2a)，焊缝正、背面成形差异大：焊缝正面较宽(约13 mm ± 0.5 mm)，母材表面形成少量飞溅；焊缝背面成形较窄，局部未焊透. 分析认为，当θ较小时，液态金属沿钛表面由上至下流动铺展，到达接头根部时温度迅速下降、黏性增大，在表面张力作用下无法充分润湿钛表面，导致未焊透缺陷.
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图 2 θ对焊缝正、背面成形的影响Figure 2. Influence of θ on the top and back views of the welds. (a) θ = 0°; (b) θ = 35°; (c) θ = 50°当θ在30° ~ 45°范围内时(图2b)，正、背面焊缝成形均匀、连续，未发现未填满、未焊透等成形缺陷，也未发现气孔、裂纹等表面缺陷；正面焊缝宽度为10 mm ± 0.5 mm，背面焊缝宽度为6 mm ± 0.5 mm.
当θ > 45°时(图2c)，焊缝出现了未填满、下塌等缺陷；背面焊缝宽度较大(约7.0 mm). 分析认为坡口角度较大，增加了焊接间隙，焊接时液态金属未能填满间隙；由于钛表面距电弧较远，电弧能量集中加热铝侧，铝过度熔化，导致焊缝局部下塌，背面焊缝宽度增大.
对上述3组接头，垂直于焊接方向取样，磨制抛光后采用体积比HF∶HNO3∶H2O = 1∶1∶10的混合酸溶液进行金相显蚀. 在3组接头的上部及根部选取相同位置进行Ti/Al界面SEM显微组织分析，结果如图3所示.
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Figure 3. Influence of θ on the Ti/Al interfacial microstructures. (a) top parts for θ = 0°; (b) top parts for θ = 35°; (c) top parts for θ = 50°; (d) root partsfor θ = 0° (be) root partsfor θ = 35°; (f) root partsfor θ = 50°当θ = 0°时，接头上部Ti/Al界面处形成厚度超过30 μm的熔合区，且熔合区内存在大量显微裂纹，如图3a所示. 分析认为，θ较小时，钛侧母材与焊接电弧中心距离过小，受焊接电弧与液态熔滴的双重加热作用，该区温度超过铝母材熔点，钛发生局部熔化并与液态铝发生剧烈反应. 根据Ti-Al二元合金相图，推测该区形成了大量Ti-Al 脆性IMCs. 而钛与铝线胀系数相差较大，受焊接热循环影响，Ti/Al界面两侧金属体积膨胀与收缩不同，沿界面处产生了较大的残余应力，在残余应力作用下，脆性IMCs发生开裂形成显微裂纹. 接头根部钛合金不受焊接电弧的直接加热，仅通过液态金属传热作用，因此热输入相对较小，钛与液态金属冶金反应时间较短，仅形成了厚度约0.4 μm的界面反应层. 因此，θ较小时，上部与根部Ti/Al界面显微组织差异较大.
当θ = 35°时，接头上部钛合金未发现熔化现象；Ti/Al界面处形成厚度约1.5 μm的均匀层和厚度约5 ~ 6 μm的芽状层双层结构；根部界面处仅形成约1 μm厚的芽状层结构. 与θ = 0°相比，接头厚度方向Ti/Al界面显微组织差异明显减小. 分析认为，当θ相对合理时，接头上部钛母材距焊接电弧中心较远，虽然受焊接电弧与液态熔滴的双重加热作用，但加热温度未超过钛合金的熔点. 钛与高温液态金属发生固-液界面冶金反应形成了图中所示双反应层结构；液态金属在钛侧坡口面由上之下顺序铺展，液态金属流动至接头根部时，由于两侧金属的传热作用，温度已经显著下降，因此钛与液态金属的冶金反应比上部缓和，反应时间也较短，仅形成一层较薄的反应层.
当θ = 50°时，接头上部钛侧未发现熔化现象，Ti/Al界面处形成了厚约1 μm均匀层+ 3 μm芽状层双层结构；根部界面形成了一层厚度约只有0.5 μm的芽状层. 分析认为，当θ较大时，钛侧坡口面与电弧中心距离较远，与θ = 35°时相比，Ti/Al界面处总的焊接热输入相对减小. 无论是接头上部还是根部，钛与液态金属通过冶金反应形成的界面反应层相对较薄.
由显微组织对比分析可知，当θ = 35°时接头厚度方向的Ti/Al界面冶金反应相对充分，显微组织差异相对较小.
对不同θ所获接头，垂直于焊接方向截取200 mm × 10 mm × 2.5 mm试样进行拉伸测试，抗拉强度如图4所示，接头断裂位置如图5所示. 当θ ≤ 30°时，接头平均抗拉强度均低于165 MPa，且均断裂于Ti/Al界面附近，呈Ti/Al界面 + 焊缝复合型断裂方式，如图5a所示. 根据前文分析，θ较小时，接头上部钛侧熔合区存在大量裂纹，成为潜在的断裂源；接头根部Ti/Al界面冶金反应不够充分，存在未焊透缺陷，界面结合强度低，易启裂. 拉伸时在正应力作用下，裂纹由熔合区或根部Ti/Al界面处启裂，主要沿Ti/Al界面扩展延伸，在扩展过程中尖端受阻偏转进入焊缝，部分断裂于界面附近的焊缝中，形成Ti/Al界面 + 焊缝复合型断裂.
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图 4 θ对Ti/Al接头抗拉强度的影响Figure 4. Influence of θ on the tensile strength of the Ti/Al joints![]()
图 5 θ对Ti/Al接头拉伸断裂位置的影响Figure 5. Influence of θ on the broken area of the Ti/Al joints. (a) θ = 0°; (b) θ = 35°; (c) θ = 50°θ在30° ~ 45°范围时，接头平均抗拉强度均大于170 MPa，且大多断于铝母材中，如图5b所示. 根据前文分析，θ在此范围内时，接头厚度方向Ti/Al界面显微组织差异相对较小，均形成了可靠的界面冶金结合，保证了接头的力学性能.
θ > 45°时，接头抗拉强度显著下降(低于160 MPa)，且所有接头均断裂于Ti/Al界面附近，呈Ti/Al界面+焊缝复合型断裂，见图5c. 分析认为θ过大时，虽然接头上部Ti/Al界面冶金结合良好，但根部界面处形成的冶金反应层厚度较小，结合强度较低；另外由于焊缝出现了未填满间隙、下塌等缺陷，共同降低了接头的力学性能.
综上，当θ = 35°时接头焊缝成形良好，接头厚度方向Ti/Al界面组织差异相对较小，力学性能最佳，接头平均抗拉强度可达198 MPa，因此取θ0 = 35°，进行焊丝偏移量d对接头显微组织与力学性能的影响研究.
2.2 焊丝偏移量对接头显微组织与力学性能的影响
取θ0 = 35°，在相同工艺下研究焊丝偏移量d对接头显微组织与力学性能的影响. 发现不同d获得的接头成形也分为三类，取d = −1.0 mm(图6a)，+0.5 mm (图2b)，+2.0 mm (图6b) 3个代表试样进行分析.
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图 6 d对焊缝正、背面成形的影响Figure 6. Influence of d on the top and back views of the welds. (a) d = −1.0 mm; (b) d = +2.0 mm当d ≤ −0.5 mm时(图6a)，正面焊缝成形均匀，宽度较大，但背面焊缝宽度过窄，出现未焊透缺陷. 分析认为焊丝向钛侧偏移时，熔化的焊丝金属首先在钛侧上表面润湿铺展，然而采用的焊接热输入无法大量熔化钛合金，因此，液态金属在钛侧铺展时形成的正面焊缝宽度较大；液态金属沿钛侧坡口面由上至下填充间隙，液态金属流动至中、下部时温度显著下降，粘性增大，不能充分润湿钛合金，导致未焊透缺陷.
当d 在0.0 ~ 1.0 mm范围内时，焊缝成形如图2b所示. 正、背面焊缝成形均匀，未出现未填满、未焊透等缺陷.
当d ≥ 1.5 mm时(图6b)，由于电弧热源中心距钛侧坡口面较远，液态金属未能填满坡口间隙，出现未填满缺陷；且由于热源集中加热铝合金，液态金属流动性过大，焊缝出现下塌，局部焊缝出现烧穿现象.
对上述3组接头上部和根部相同位置的Ti/Al界面显微组织进行对比分析，结果如图3及图7所示. 当d = −1.0 mm时(图7)，由于焊丝偏向钛侧，电弧集中的加热使上部钛发生熔化，Ti/Al界面形成了厚度大于10 μm熔合区，界面附近焊缝中形成大量棒状、岛状析出相；而接头根部钛与液态金属反应时间较短，仅形成了厚度约0.4 μm的反应层. 接头厚度方向Ti/Al界面组织差异较大，不利于接头的性能.
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图 7 d对接头Ti/Al界面组织的影响Figure 7. Influence of d on the Ti/Al interfacial microstructures. (a) top parts for d = −1.0 mm; (b) top parts for d = +2.0 mm; (c) root parts for d = +2.0 mm; (d) root parts for d = −1.0 mmd = +0.5 mm (图3)，接头上部Ti/Al界面处形成了1.5 μm均匀层+ 5 ~ 6 μm芽状层的双层结构；接头根部则形成了厚度约1 μm芽状反应层. 与d = −1.0 mm相比，接头厚度方向Ti/Al界面组织差异明显减小.
d = +2.0 mm时(图7)，接头上部Ti/Al界面处也形成了均匀层 + 芽状层双层结构；根部也仅形成一芽状反应层. 然而与d = +0.5 mm相比，电弧向铝偏移量较大，对钛侧加热作用相对较小，Ti/Al界面焊接热输入有所降低，因此无论是接头上部还是根部，形成的界面反应层厚度相对较小.
对不同d的接头进行拉伸测试，所获接头抗拉强度如图8所示，断裂位置如图5b、图9所示. 当d < 0.0 mm时(图9a)，接头抗拉强度均低于160 MPa，呈Ti/Al界面 + 焊缝复合型断裂. 分析认为，当焊丝向钛侧偏移时，接头上部钛发生了局部熔化，形成脆性较大的熔合区；而根部未焊透，影响了接头的力学性能和断裂方式.
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图 8 d对Ti/Al接头抗拉强度的影响Figure 8. Influence of d on the tensile strength of the Ti/Al joints![]()
图 9 d对Ti/Al接头拉伸断裂位置的影响Figure 9. Influence of d on the broken area of the Ti/Al joints. (a) d = −1.0 mm; (b) d = +2.0 mm当0.0 mm ≤ d ≤ +1.0 mm时(图5b)，接头平均抗拉强度均大于190 MPa，多数试样断于铝母材中. 分析认为，d在合理范围内时，接头厚度方向Ti/Al界面组织差异相对较小，均形成了良好的界面冶金结合，保证了接头的力学性能.
当d > +1.0 mm时(图9b)，接头抗拉强度明显下降且均低于170 MPa，呈Ti/Al界面 + 焊缝复合断裂. 原因应是焊丝向铝偏移量过大，导致焊缝未填满、下塌及烧穿等缺陷；加之接头根部Ti/Al界面反应层较薄，结合相对较弱，影响了接头的力学性能.
综合分析θ和d对接头成形、Ti/Al界面特性及力学性能的影响，试验工艺下，获得的优化匹配工艺为θ = 35°，d = +0.5 mm.
2.3 Ti/Al界面组织结构分析
取最佳θ和d工艺下获得的Ti/Al接头进行XRD物相分析和EDS元素分析，研究接头的微观结构及结合机理. Ti/Al界面附近焊接区XRD分析结果见图10. 除Ti，Al外，焊接区仅检测到Ti3.3Al和TiAl3两种IMCs.
据前文分析，接头中存在两种Ti/Al界面，采用EDS分别对两种界面进行元素分析. 接头上部Ti/Al界面呈双层结构，如图11a所示，分别选图中A，B区域进行元素分析，结果见表4. A区Ti∶Al原子比约为3∶1. 结合XRD分析结果，推测该区应主要由Ti3.3Al组成；B区Ti∶Al原子比约为1∶3，可推知此区主要由TiAl3组成. 横跨Ti/Al界面进行EDS线分析，扫描路径及结果如图11a所示. 界面处Ti3.3Al均匀层的厚度约为2 μm；芽状TiAl3层的平均厚度约为5 μm.
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图 11 Ti/Al界面反应层EDS分析Figure 11. EDS analysis for the Ti/Al interfacial reaction zone.(a) top parts; (b) root parts表 4 选区EDS元素分析结果(原子分数，%)Table 4. Results of EDS analysis for the selected regions试验点 Ti Al Mg A 72.26 27.49 0.25 B 22.77 76.77 0.46 C 28.20 71.20 0.60 接头中、下部Ti/Al界面处仅存在一层芽状反应层，如图11b所示. 选C区进行EDS元素分析，结果见表4. Ti∶Al原子比约为1∶3，推测反应层应由TiAl3组成[14]. 横跨Ti/Al界面进行EDS线分析，扫描路径及结果如图11b所示，界面处TiAl3反应层平均厚度约为1 μm.
分析认为，焊接时，受焊接电弧与液态金属的共同加热作用，接头上部Ti/Al界面处焊接热循环峰值温度较高，Al向钛母材中发生了大量热扩散，形成过固溶α-Ti(Al)，焊后冷却过程中，过固溶的α-Ti(Al)发生固态转变α-Ti(s) →Ti3.3Al(s)，形成了厚度均匀的Ti3.3Al层. 在热循环影响下，Ti向熔融液态金属中发生熔解扩散并富集于界面附近；根据Ti-Al二元合金相图，TiAl3的形成温度较低，因此在界面处极易发生Ti(l) + 3Al(l) → TiAl3(s)转变，形成芽状TiAl3反应层[14].
接头中、下部Ti/Al界面仅受到温度已经大幅降低的液态金属的传热作用，界面处焊接热循环峰值温度虽超过TiAl3的形成温度，但相对较低. Al向钛母材的热扩散相对较少，因此，难以发生α-Ti(s) →Ti3.3Al(s)转变，界面附近液态金属中发生Ti(l)+3Al(l) → TiAl3(s)反应，仅形成一层芽状TiAl3.
综上，在试验最佳工艺下，钛与焊缝通过固-液界面反应形成了可靠的钎焊结合，实现了TA2钛与5A05Al异质合金的熔钎焊.
3. 结论
(1)钛/铝冷弧MIG焊试验中，钛侧坡口角度θ过小时，接头上部钛局部熔化而根部结合不良，Ti/Al界面组织差异大；θ过大则出现焊缝下塌；θ控制在30° ~ 45°范围，接头成形良好；钛与焊缝界面结合良好.
(2)焊丝偏向钛侧时，接头上部钛局部熔化而根部结合不良，Ti/Al界面组织差异大；焊丝向铝侧偏移过大则出现焊缝未填满、下塌等缺陷；焊丝向铝偏移量d控制在0 ~ 1 mm范围内，接头成形良好且Ti/Al界面组织差异相对较小.
(3)试验获得的优化匹配工艺为θ = 35°，焊丝偏铝d = 0.5 mm，接头平均抗拉强度可达198 MPa. 接头上部钛与焊缝通过形成Ti3.3Al+TiAl3双层IMCs结构实现钎焊结合；接头中、下部钛与焊缝则通过形成一层TiAl3实现钎焊结合.
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图 2 AlMg4.3Mn0.6Cr0.12-H321合金基材金相覆膜组织
Figure 2. Metallographic coating microstructure of AlMg4.3Mn0.6Cr0.12-H321 alloy base metals
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图 3 焊缝横截面金相组织
Figure 3. Metallographic microstructure of cross-sections of the weld seams
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图 4 焊缝中心横截面EBSD组织
Figure 4. EBSD microstructure of cross-section of the weld seam centers. (a) 1; (b) 2; (c) 3; (d) 4; (e) 5
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图 5 热影响区横截面EBSD组织
Figure 5. EBSD microstructure of cross-section of the heat affected zones. (a) 1; (b) 2; (c) 3; (d) 4; (e) 5
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图 6 热影响区小角度晶界比例
Figure 6. Proportions of small angle grain boundaries in the heat affected zones
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图 7 焊接接头TEM组织
Figure 7. TEM microstructures of welded joints. (a) 1#BM; (b) 4#BM; (c) 5#BM; (d) 1#HAZ; (e) 4#HAZ; (f) 5#HAZ
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图 8 焊接接头STEM图像和面扫描元素分布
Figure 8. STEM images and scanning element analysis mapping of welded joints. (a) 4#HAZ; (b) 5#HAZ
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图 10 不同微合金成分基材及TIG焊接头的拉伸力学性能
Figure 10. Tensile mechanical properties of substrates with different microalloy compositions and TIG welded joints. (a) mechanical properties of BM; (b) mechanical properties of TIG welded joints; (c) welding coefficients
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图 12 焊接接头断口SEM形貌
Figure 12. SEM morphologies of fractures of welded joints. (a) 1; (b) 2; (c) 4; (d) 5
表 1 母材和焊丝化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of base metals and welding wire
材料 Si Fe Mn Mg Cr Zr Er Sc Al 焊丝 0.07 0.12 — 6.22 — 0.11 — 0.33 余量 1号 0.06 0.08 0.59 4.3 0.12 — — — 余量 2号 0.05 0.07 0.61 4.3 0.12 0.1 — — 余量 3号 0.06 0.06 0.60 4.3 0.12 0.1 0.15 — 余量 4号 0.05 0.08 0.59 4.3 0.12 0.1 0.35 — 余量 5号 0.06 0.08 0.60 4.3 0.12 0.1 — 0.15 余量 
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表 2 TIG焊接工艺参数
Table 2 Parameters of TIG welding process
焊接电流
I/A电弧电压
U/V焊接速度
v/(m·min−1)板材间隙
d/mm氩气流量
Q/(L·min−1)110~130 12~15 0.16~0.18 0 12~15
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表 3 EDS测试结果(原子比，%)
Table 3 EDS test results
位置 Al Mg Fe Mn 可能物相 P1 86.10 6.17 2.45 5.28 β相、Al6(Fe,Mn) P2 82.23 13.98 1.12 2.67 β相、Al6(Fe,Mn) P3 87.77 8.23 2.35 1.65 β相、Al6(Fe,Mn) P4 84.77 9.95 2.13 3.15 β相、Al6(Fe,Mn)
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