Analysis of arc and weld pool characteristics in direct current added-pulsed TIG welding process
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摘要: 针对乏燃料后处理溶解器腐蚀裂纹等缺陷的快速、一次性、可靠焊接修复工程技术需求，提出一种直流叠加脉冲型TIG深熔焊接方法，在10和16 mm厚304不锈钢板上进行了系列平板堆焊工艺试验. 以电弧-熔池特性变化为研究对象，对比分析脉冲电流作用和直流叠加脉冲型电流作用的电弧行为、熔池流动行为及温度场的变化规律，探讨了直流叠加至脉冲电流波形的焊缝熔深增加机理. 结果表明，高频脉冲电流使电弧产生电磁收缩效应，且电弧被压缩程度及焊缝熔深与脉冲频率(1 ~ 5 kHz)成正相关；叠加直流的高频脉冲电弧具有更高的电流、能量密度，进一步提高了熔池表面液态金属温度及增加了熔池电磁搅拌力使熔池流动加剧、对流换热充分、熔池热惯性作用增强，进而使焊缝熔深增加. 试验验证了该方法能够实现5 mm厚304不锈钢板对接可靠的单面焊双面成形.Abstract: In view of the technical requirements for rapid and reliable automatic welding repairment of defects such as corrosion cracks in the dissolver for spent fuel reprocessing, a direct current added-high-frequency pulsedd tungsten inert gas arc welding method was developed in this paper, and a series of bead on plate welding experiments with 10 and 16 mm thick plate were performed. Taking the variations of arc-weld pool characteristic as the research object, the arc characteristic, and the flow behavior and the temperature field evolution of weld pool of pulsedd TIG with adding direct current and without were compared, respectively. The mechanism of increasing weld penetration was discussed. The results show that the high-frequency pulsed current makes the arc to produce electromagnetic contraction, and the compressed degree and the weld penetration positively correlates to the pulsed frequency (1 ~ 5 kHz); the reason of the penetration increase in the direct current added- high-frequency pulsed welding process is that the direct current added pulsed arc increases the arc current and energy density and rises the surface liquid metal temperature of weld pool, and increases the electromagnetic stirring force of the molten pool to improve the flow intensify of molten pool, sufficient convection heat exchange, and enhances the thermal inertia of the molten pool, finally. This method is able to reliably realize the one-sided welding and back formation of the butt joint of 5 mm thick stainless-steel plates.
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0. 序言
随着全球范围内汽车工业的迅猛发展，轻量化材料可以为汽车产品的安全、低能耗和环保方面起到重要的技术支撑和保障，受到了汽车生产商们的广泛关注. 铝合金以其密度低、刚强比高、抗冲击性能良好、可回收性好、易加工及表面质量优良等一系列优点，正在被越来越多的应用于制造车门、车厢底板、车身构架等结构件产品[1]. 5754铝合金属于不可热处理强化的Al-Mg系合金，其强度由Mg原子的固溶含量和晶粒尺寸所决定的，不同状态的5754铝合金板材是汽车制造理想的结构材料[2].
搅拌摩擦焊(friction stir welding, FSW)是一种固态焊接技术，具有低的热输入，可避免熔化焊接温度高导致的热裂纹和气孔等凝固缺陷，被认为是铝合金理想的焊接方法. 已有大量文献报道[3-6]铝合金搅拌摩擦焊的工艺参数与微观组织特征的关系，发现FSW铝合金接头微观组织呈“盆”形，根据热力作用范围可以将接头微观组织分为3个区域：基材区(base material, BM)，热影响区(heat affected zone, HAZ)，热力影响区(thermo-mechanically affected zone, TMAZ). 其中，热影响区可细分为低温热影响区和高温热影响区；热力影响区可细分为搅拌轴肩区(stir-shoulder zone, SSZ)和搅拌针区(stir-pin zone, SPZ)；热影响区和热力影响区的界面可分为前进侧(advanced side, AS)和后退侧(retreating side, RS). 另外，还有许多学者[7-9]研究了铝合金搅拌摩擦焊接头微观组织及各种缺陷对力学性能的影响，发现晶粒细化的焊核区显微硬度增加，第二相粗化的热影响区拉伸性能降低，“隧道”缺陷严重降低焊核区的力学性能，而未焊透缺陷和“Hook”缺陷的产生会对搅拌摩擦焊接接头的疲劳性能影响尤其显著.
文中采用不同焊接速度对3 mm厚的5754铝合金板材进行搅拌摩擦焊，观察了搅拌摩擦焊5754铝合金接头微观组织的演化规律，测试了焊缝的显微硬度和拉伸性能，研究了不同焊接速度对搅拌摩擦焊5754铝合金焊缝微观组织、力学性能和断裂特征的影响规律. 为搅拌摩擦焊接5754铝合金在汽车工业上的应用奠定数据基础.
1. 试验方法
试验选用材料是中铝集团生产的厚度为3 mm的汽车用5754铝合金板材，冷轧后部分再结晶退火，沿轧制方向的力学性能如表1所示，化学成分如表2所示，其横截面和纵截面的微观组织如图1所示，板材横截面晶粒以等轴状晶粒为主，少部分纤维拉长晶粒，平均晶粒尺寸为16.2 μm；板材纵截面芯部晶粒主要以冷轧后的纤维组织为主，平均长度为54.3 μm. 对待焊板材表面和截面进行打磨，沿轧制方向进行搅拌摩擦焊，焊接过程中搅拌头的倾角为2.5°，压入量为0.2 mm；搅拌头轴肩为双圆环形貌，直径为10 mm；搅拌针为三斜面螺纹形貌，针长为2.85 mm. 搅拌头的转速为800 r/min (逆时针)，焊接速度为100 ~ 400 mm/min.
表 1 5754铝合金的力学性能Table 1. Mechanical properties of 5754 aluminum alloy屈服强度ReL/MPa 抗拉强度Rm/MPa 断后伸长率A(%) 显微硬度H(HV0.2) 133 243 26 85 ~ 90 表 2 5754铝合金的化学成分(质量分数，%)Table 2. Chemical composition of 5754 aluminum alloySi Fe Cu Mn Mg Zn Ti Cr Al ≤ 0.25 ≤ 0.40 ≤ 0.10 ≤ 0.10 2.2 ~ 2.8 ≤ 0.10 0.01 0.2 余量 ![]()
图 1 5754铝合金的微观组织Figure 1. Microstructures of 5754 aluminum alloy sheets. (a) cross section; (b) lenghwise section采用阳极覆膜法制备5754铝合金的金相试样，阳极覆膜剂为38 mL H2SO4 + 43 mL H2PO3 + 19 mL H2O混合液，使用Axio Scope. A1光学显微镜观察试样的微观组织，采用Image Pro-Plus软件统计观察区域内150 ~ 200个晶粒的尺寸分布，并计算平均值. 采用Fischer HM 2000型显微硬度仪沿焊缝中心(横截面)测试维氏硬度，压力荷载为200 N，加载时间为10 s，每个测试点间隔1.0 mm. 拉伸试验在室温条件下，按照GB/T 228.1—2010在AG-X Plus-10 KN拉伸试验机上进行，拉伸速度为3 mm/min，记录抗拉强度、屈服强度、断后伸长率，以及断裂位置. 拾取断裂的拉伸试样，在JSM-7800F型场发射扫描电子显微镜上，观察拉伸横截面断口表面的形貌.
2. 结果与讨论
2.1 微观组织分析
图2和图3是不同焊接速度5754铝合金FSW接头横截面的微观组织. 可以看到，在转速800 r/min条件下，不同焊接速度对5754铝合金FSW接头横截面形貌呈“盆”形，尤其在热力影响区对微观组织影响显著，当焊接速度增加到400 mm/min时，在焊核区底部的前进侧产生了直径50 μm的“隧道”缺陷，这是由于搅拌头逆时针旋转，导致前进侧区域内没有足够的塑化金属填充、焊缝无法被压实而产生“隧道”缺陷[10].
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图 2 不同焊接速度5754铝合金FSW接头横截面形貌Figure 2. Cross-section of FSW 5754 alloy joints with different travel speeds图4给出了不同焊接速度5754铝合金FSW接头横截面的面积. 可见，随着焊接速度由100 mm/min增加到400 mm/min，焊核区面积由15.31 mm2减小到11.92 mm2，同时搅拌轴肩作用区的面积和深度逐渐减小，而搅拌针作用区面积先增加后减小. 当焊接速度300 mm/min时，搅拌针作用区面积达到最大值6.66 mm2，搅拌轴肩作用区和搅拌针作用区面积比例为0.97.
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图 4 不同焊接速度5754铝合金FSW接头的横截面面积Figure 4. Cross-section areas of FSW 5754 alloy joints with different travel speeds图5是焊接速度为300 mm/min时的5754铝合金FSW接头横截面的不同区域微观组织. 与5754基材微观组织相比，热影响区的晶粒尺寸略有长大(图5a)；在焊核区晶粒发生完全再结晶，形成细小的等轴晶(图5b)；在后退侧(图5c)，焊核区与热影响区的界面模糊，晶粒尺寸呈梯度逐渐变化；在前进侧(图5d)，焊核区与热影响区的界面清晰，晶粒尺寸呈突变现象.
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图 5 搅拌摩擦焊5754铝合金接头横截面的不同区域微观组织Figure 5. Microstructures of different cross-section zones of FSW 5754 alloy joint with a parameter of 300 mm/min. (a) HAZ; (b) NZ; (c) RS; (d) AS图6是搅拌摩擦焊5754铝合金接头的基材区和焊核区的晶界及亚晶界分布. 由图6a可以看到，在热影响区晶粒形貌为等轴晶为主，存在部分沿轧制方向的长条晶粒，且在晶粒中有少量的亚晶界分布，与基材区晶粒尺寸(16 μm)特征相近，但晶粒尺寸略有减小为11.8 μm. 在前进侧的热影响区晶粒为等轴晶和长条晶粒并存，且在晶粒中有大量的亚晶界分布，平均晶粒尺寸为10.5 μm；在后退侧的热影响区晶粒为完全的等轴晶，且在晶粒中有大量的亚晶界分布，平均晶粒尺寸为10.0 μm. 在焊核区晶粒为完全再结晶的细小等轴晶粒，且在晶粒中有大量的亚晶界分布，平均晶粒尺寸为2.7 μm.
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图 6 搅拌摩擦焊5754铝合金接头横截面的不同区域微观组织(红色线表示晶界，取向差≥ 15°; 绿色线表示亚晶界，2°≤ 取向差 < 15°)Figure 6. Microstructures of different cross-section zones of FSW 5754 alloy joint with a parameter of 300 mm/min(red as grain boundary, misorientation≥ 15°; green as subcrystalline boundary, 2°≤misorientation < 15°). (a) microstructure; (b) distribution of grain boundary热影响区晶粒中有少量的亚晶界，主要是受到搅拌摩擦焊接过程的热扩散作用，但是温度较低，只有部分储能较高的晶粒发生回复作用，部分亚晶界形成小晶粒；在热影响区，受到搅拌摩擦焊接热扩散作用，焊缝前进侧与后退侧相比，由于受到较大的塑性剪切力和摩擦阻力，焊缝前进侧的搅拌摩擦生成热量多于后退侧[11]，使热影响区中部分晶粒发生了回复. 另外，塑化的金属材料在后退侧发生堆积[12]，挤压变形在晶粒内存在一定的塑性变形，使得晶粒内部的亚晶界比例较高，也促进了再结晶的发生. 在焊核区晶粒尺寸更细小，是因为在搅拌摩擦焊接过程中，搅拌头对材料的摩擦加热作用，温度较高，使材料发生了充分的再结晶. 同时受到搅拌头的机械破碎作用，晶粒显著碎化，同时使材料内部储存了较高的变形能，因为试板较薄冷却速度快，在晶粒内部形成亚晶界比例较高[13].
2.2 显微硬度及拉伸性能
图7是搅拌摩擦焊5754铝合金接头横截面中心处的显微硬度分布. 可以看到，5754铝合金FSW接头显微硬度呈“W”形，且具有非对称的分布特征，基材区和焊核区硬度较高，热影响区硬度较低. 与5754基材硬度(85 ~ 90 HV0.2)相比，在焊核区硬度为80 ~ 85 HV0.2，主要是因为亚晶界强化效果减弱，但晶粒细化增加了合金硬度；热影响区随着距中心区距离的减少，硬度先降低后增加，这主要是因为远离焊核区的热影响区受到低温热扩散的影响，晶内亚晶界比例降低，5754基材中的亚晶界强化效果在热影响区减小；在接近焊核区的热影响区受到高温热扩散和塑化材料挤压的共同影响，晶内亚晶界比例增加，导致硬度升高；另外，热影响区的前进侧硬度低于后退侧，是由于前进侧温度高于后退侧[11]，晶内亚晶界比例较低，亚晶界强化效果较弱导致的. 综上，5754铝合金FSW接头显微硬度呈“W”形，是由于晶粒尺寸和亚晶界比例共同作用的结果[14].
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图 7 搅拌摩擦焊5754铝合金接头横截面的显微硬度分布Figure 7. Cross-section microhardness profiles of FSW 5754 alloy joints图8是不同转速搅拌摩擦焊5754铝合金接头拉伸性能. 可以看到，在转速为800 r/min条件下，随着焊接速度由100 mm/min增加到400 mm/min，拉伸强度和断后伸长率都是先增加而后降低. 在焊接速度为300 mm/min时，5754铝合金FSW接头的强度系数达到最大值97.5%，抗拉强度为237 MPa，屈服强度为125 MPa，断后伸长率为24%，这主要是因为随着焊接速度增加，虽然不同焊接速度的FSW5754接头的焊核区晶粒尺寸和亚晶界比例差异较小. 但是，当焊接速度为300 mm/min时，FSW5754接头的轴肩作用区和搅拌针作用区面积相近，增大了焊核区和热影响区的界面面积，显著提高FSW5754接头的结合强度. 焊接速度为400 mm/min时，5754铝合金FSW接头的强度系数为58.8%，拉伸性能降低主要是因为焊缝中产生“隧道缺陷”，在拉伸破坏过程中成为裂纹源，导致接头结合强度降低.
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图 8 不同焊接速度5754铝合金FSW接头的拉伸性能Figure 8. Tensile properties of FSW 5754 alloy joints with different travel speeds2.3 断裂位置分析
图9是不同焊接速度5754铝合金FSW接头的断裂位置. 可以看到，在转速为800 r/min条件下，随着焊接速度由100 mm/min增加到300 mm/min，断裂在热影响区(或基材区)的样品数量由1个逐渐增加到3个，主要是因为焊核区由于晶界和亚晶界强化强度提高；同时，焊核区和热影响区的界面面积增加，提高了搅拌摩擦接头结合强度. 而在热影响区由于热扩散作用，亚晶界比例减少，区域强度降低，导致拉伸过程中发生断裂. 当焊接速度为400 mm/min时，所有拉伸试样均断裂在焊核区，是因为焊缝中形成的“隧道”缺陷在拉伸过程中成为裂纹源，导致裂纹在焊核区优先扩展，严重降低了焊缝的强度.
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图 9 不同焊接速度5754铝合金FSW接头的拉伸断裂位置(红色箭头, 断裂在非焊核区；黄色箭头, 焊核区)Figure 9. Tensile fracture positions of FSW 5754 alloy joints with different travel speeds (red arrow, fractures in non-NZ zone; yellow arrow, fractures in NZ zone). (a) 100 mm/min; (b) 200 mm/min; (c) 300 mm/min; (d) 400 mm/min图10是搅拌摩擦焊5754铝合金接头的断口表面形貌. 由图10可以看到，当焊接速度为塑性断裂300 mm/min时，拉伸断口表面呈现韧窝较深，数量多，且韧窝周围具有“涟波”花样，拉伸断口为韧性断口. 由图10b可以看到，当焊接速度为塑性断裂400 mm/min时，拉伸断口表面呈现韧窝非常浅，数量少，拉伸断口为脆性断口.
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图 10 不同焊接速度5754铝合金FSW接头的断口表面形貌.Figure 10. Fracture surface topographies of FSW 5754 alloy joints with different travel speeds. (a) 300 mm/min; (b) Fig.10a increased magaification;(c) 400 mm/min;(d) Fig.10c increased magnification3. 结论
(1) 5754铝合金FSW接头横截面形貌呈“盆”形. 随着焊接速度增加，焊核区和轴肩区面积逐渐减小，而搅拌针区先增加后减小. 当焊接速度300 mm/min时，搅拌针区面积达到最大值6.66 mm2，轴肩区和搅拌针区面积比例为0.97；继续增加焊接速度到400 mm/min时，在焊核区前进侧形成“隧道”缺陷.
(2)随着焊接速度增加，5754铝合金FSW接头的拉伸强度和断后伸长率都是先增加而后降低. 在焊接速度为300 mm/min时，强度系数达到最大值97.5%，是因为轴肩区和搅拌针区面积相近，增大了焊核区和热影响区的界面面积，提高了搅拌摩擦焊接头的结合强度.
(3)当焊接速度为300 mm/min时，5754铝合金FSW接头强度最高，拉伸试样断裂在焊核区以外(热影响区或基材区)，断口为韧性断口；当焊接速度为400 mm/min时，拉伸试样均断裂在焊核区，断口为脆性断口.
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图 2 直流TIG焊电弧形态图像
Figure 2. TIG arc shape image with direct current. (a) raw image; (b) enhanced image and dimensional calibration and measurement
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图 4 不同频率的电流电压波形和直流叠加脉冲电流波形
Figure 4. Arc current and voltage waveform with different pulse frequency and DC-added pulsed current waveform. (a) voltage/current waveform with 10 Hz; (b) direct current waveform; (c) voltage/current waveform with 1 000 Hz; (d) pulsed current waveform with 10 Hz; (e) voltage/current waveform with 5 000 Hz; (f) current waveform of Fig.4b added Fig.4d
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图 6 不同频率下的直流叠加脉冲型电弧形态
Figure 6. Direct current added arc shape with different pulse frequency
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图 10 熔池背部最高温度分布
Figure 10. Max temperature of back-side weld pool.(a) back-side temperature distribution of weld pool of the 6th experiment; (b) back-side temperature distribution of weld pool of the 12th experiment; (c) back-side max temperature curve of weld pool with different frequency
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图 12 直流叠加脉冲型TIG焊缝成形
Figure 12. Weld bead formation of pulse TIG added DC. (a) weld bead shape; (b) cross-section of weld bead
表 1 脉冲TIG焊接参数
Table 1 Pulsed TIG welding parameters
序号 频率
f / kHz峰值电流
Ip / A基值电流
Ib / A占空比
δ(%)等效电流
IE / A1 0 150 — — 150 2 1 212 10 50 150 3 2 212 10 50 150 4 3 212 10 50 150 5 4 212 10 50 150 6 5 212 10 50 150 
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表 2 直流叠加脉冲型TIG焊接参数
Table 2 Direct current added pulsed TIG welding parameters
序号 脉冲电流参数 直流 等效电流 频率
f /kHz峰值
Ip / A基值
Ib / A占空比
δ(%)I /A IE / A 7 0 100 — — 50 150 8 1 141 7 50 50 150 9 2 141 7 50 50 150 10 3 141 7 50 50 150 11 4 141 7 50 50 150 12 5 141 7 50 50 150
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1. 杨朝刚，杨凯，陈家兑，黄海松. 不同钨极锥角下微TIG点焊电弧行为分析. 焊接. 2024(01): 1-9 . 
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