环境温湿度对6082-T6铝合金型材MIG焊接接头气孔和力学性能的影响

在不同环境温湿度条件下,对2 mm厚的6082-T6铝合金型材进行熔化极气体保护焊(MIG),对焊接接头进行X射线、力学性能、弯曲性能检测。结果表明:随着绝对湿度的增加,焊缝中气孔率逐渐上升,气孔尺寸变大,气孔的分布形态由点状分布逐步转向密集状、链状分布,焊接接头断裂位置也由热影响区转变为焊缝区。气孔率的提高和链状气孔的存在使焊接接头力学性能下降,尤其是对弯曲性能的影响更为严重。

6082-T6铝合金构件及其超大跨空间结构的受力性能与设计方法

针对6082-T6铝合金,从材料力学性能、轴压与偏压构件稳定承载力、受弯构件受力性能方面进行了系统试验和数值仿真研究;建立了国产铝合金构件试验数据库,评估了中、欧、美规范及DSM、CSM共5种设计方法的可靠度水平;对6082-T6铝合金圆管及泡沫铝填充复合管开展侧向冲击试验与数值仿真研究,提出了构件动态响应计算方法,并建立了冲击下构件变形的预测方法;针对超大跨度铝合金巨型网格结构开展了探索性研究,提出了适用于超大跨度结构的新型节点形式及稳定受力性能分析。研究成果将对6082-T6铝合金构件及结构在工程中的推广应用、提升结构的承载与抗冲击防御能力提供依据与技术支撑。

挤压态6082-T6铝合金的高温拉伸力学性能及微观组织

通过Gleeble3500热模拟试验机研究了变形温度和应变速率对挤压态6082-T6铝合金高温拉伸力学性能的影响,采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)分析了合金在高温拉伸过程中的微观组织演变。结果表明:在恒定的应变速率下,挤压态6082-T6铝合金的拉伸强度随着拉伸温度的升高而下降;在恒定的拉伸温度下,其拉伸强度随着应变速率的升高而上升。挤压态6082-T6铝合金在高温(300~450℃)拉伸条件下表现为韧性断裂,在较高的变形温度和较低应变速率条件下,合金的韧窝增大且更深,表现出较好的塑性。在高温变形过程中,随着拉伸温度的升高,合金内部的位错密度下降,并出现了析出相粗化现象,导致合金的变形抗力下降。

高速列车用6082-T6铝合金焊接热裂纹敏感性研究

针对高速列车用制造6082-T6铝合金焊接时易产生液化裂纹,影响结构件疲劳性能的问题,文中通过热模拟试验,并借助差热分析试验,对6082-T6铝合金裂纹敏感性进行试验测试。结果表明:6082-T6铝合金晶界上富集的Mg及Si相,使得晶界熔点较低,通过热模拟试验得出材料加热至580℃时,晶界开始部分熔化,而到600℃时晶界完全液化,当达到620℃时出现晶内液化。因此,6082-T6铝合金晶界液化形成温度区间较宽,为580~630℃,表明6082-T6铝合金焊接有较高的液化裂纹敏感性。

6082-T6铝合金焊接裂纹形成机制研究

6082-T6铝合金凭借其可塑性好、高强度等优势在高速列车复杂结构件的应用场景中得到了广泛关注,但焊接热循环过程中的裂纹限制了其进一步应用。鉴于此,针对高速列车实际结构6082-T6门角接头中出现的裂纹进行分析,结果发现,裂纹主要存在热影响区位置,裂纹表面光滑,为典型的液化裂纹。通过能谱分析发现,弥散分布的细小Mg_(2)Si强化相是裂纹产生的主要原因,推测可能在焊接时发生液化:α(Al)+Mg_(2)Si=L,随后在焊接收缩应力作用下出现液化裂纹。

受电弓用6082-T6铝合金液化裂纹控制研究

6082-T6铝合金凭借其可塑性好、高强度等优势在电力车辆受电弓结构得到了广泛应用,但焊接热循环过程中因液化裂纹等缺陷严重危害复杂应力条件下的结构刚性。鉴于此,针对受电弓上框架管-管穿管焊样件裂纹形成机制展开分析,结果表明,Mg_(2)Si析出相数目和尺寸直接影响6082-T6材液化裂纹敏感性,当Mg_(2)Si尺寸较大且数量较多时,易出现焊接液化裂纹,而当Mg_(2)Si数量较少尺寸较小时,可以抑制液化裂纹。

搅拌摩擦增材制造6082-T6铝合金的耐腐蚀性能研究

通过FSAM技术成功获得了6082-T6铝合金增材块,并对其耐腐蚀性能开展研究。结果表明:通过剥落腐蚀评级与静态失重法均说明增材体的耐腐蚀性能优于母材;动电位极化曲线与浸泡腐蚀试验也说明增材体较于母材,其腐蚀倾向与腐蚀速率较低,沿增材高度方向自下而上,腐蚀倾向与腐蚀速率呈逐渐降低趋势;6082-T6铝合金经过FSAM后,其粗大带状晶粒转变为细小等轴晶粒,强化相(Mg_(2)Si相)数量减少且分布均匀,二者是导致增材体耐腐蚀性能高于母材的主要原因。

焊接参数对6082-T6挤压铝合金搅拌摩擦焊接头性能的影响

以工业应用中使用较为广泛的6082-T6挤压铝型材为对象,采用搅拌摩擦焊并选取不同焊接参数,对7mm板厚6082-T6挤压型材进行接头性能研究。研究结果表明:焊缝接头性能对焊接参数较为敏感。当搅拌头转速为1500r/min、焊接速度为(550±50)mm/min时,焊接接头表面成形良好,接头的抗拉强度、屈服强度≥标准值70%,弯曲试样无裂纹。当搅拌头转速提高或焊接速度降低时,焊接过程中飞边量增多,接头表面质量差,甚至产生沟槽缺陷;当搅拌头转速降低或焊接速度提高时,表面成形较好,但焊接接头性能下降。

6082铝合金搭接焊焊接性能研究

采用熔化极惰性气体保护焊对6 mm厚T6时效状态下的6082铝合金搭接接头进行焊接。分析了不同工艺参数下对焊接接头外观成形、微观组织及力学性能的影响,并通过SEM扫描电镜对断裂形貌进行了分析。研究发现,随着焊接速度的降低,焊接热输入增加,气孔聚集于焊缝顶部,焊缝根部气孔减少;热影响区出现软化现象,硬度值低于焊缝硬度;焊缝靠近热影响区域为柱状晶组织;焊缝中心为等轴晶合组织,热影响区靠近母材区域发现晶间液化现象;Mg, Si, Fe和Mn等合金元素在焊缝中偏聚形成晶间析出相;搭接接头抗拉强度最高达222 MPa,虽然焊缝内存在大量气孔,断裂行为仍属于韧性断裂。

6082-T6铝合金双轴肩搅拌摩擦焊接头组织与性能研究

采用双轴肩搅拌摩擦焊方法对4 mm厚6082-T6铝合金板进行对接试验,对接头的组织和力学性能进行了研究。结果表明,接头焊核区发生了动态再结晶,呈现出典型的等轴细晶组织。在下压量为0.2 mm,搅拌头转速为700 r/min,焊接速度为300 mm/min的参数下,接头的抗拉强度为222.42 MPa,约达到母材的70.1%。拉伸接头在热影响区发生断裂,呈现出典型的韧性断裂模式;焊接接头横截面的硬度呈“W”形分布,硬度值在接头两侧的热影响区位置最低。接头的正弯、背弯强度接近,均在24 MPa左右。在搅拌针表面螺纹向下挤压作用下,在近下轴肩区域上下塑性流动材料交汇产生弱连接现象,导致接头的背弯试样断裂程度更大。

6mm厚6082-T6分流模挤压成形铝合金型材焊合线疲劳性能研究

结合6mm厚6082-T6铝合金型材在铁路货车中应用的状态,在已知6082-T6铝合金型材成分和性能分析的基础上,通过脉动拉伸疲劳试验方法对分流模挤压成形的6mm厚6082-T6铝合金型材焊合线疲劳性能进行研究,确定6mm厚6082-T6铝合金型材焊合线中值疲劳极限为115MPa,疲劳试件断裂位置大多数位于母材位置。脉动拉伸疲劳试验完成之后,通过SEM观察断口形貌,剖析试件断裂原因,为6082-T6铝型材的推广应用提供必要的技术支持。

6082铝合金中厚板高频脉冲MIG对接焊工艺及接头的残余应力

采用高频脉冲MIG焊和常规脉冲MIG焊进行了6082-T6铝合金8 mm厚板的对接焊工艺试验(焊接接头条件:焊接间隙1 mm,钝边为0.5 mm、坡口角度分别为50°和60°),对比分析了焊缝成形规律及焊后焊趾处的残余应力值。研究结果表明:两种焊接方法的焊缝成形质量良好,与常规脉冲MIG焊相比,高频脉冲MIG焊根部熔深较大,坡口角度为50°时,在相同的热输入(10.7 kJ/cm)条件下,根部熔宽增加约20%,坡口角度60°时,根部熔宽增加约16%;与常规脉冲MIG焊相比,高频脉冲MIG焊的气孔敏感性较小,焊接残余应力较小。坡口角度为60°时,横向残余应力(σy)降低约为18.5%,纵向残余应力(σx)下降约为8.3%;坡口角度为50°,横向残余应力(σy)降低约为18%,纵向残余应力(σx)下降约为7%;坡口角度由60°减小为50°,高频脉冲焊焊趾处的残余应力下降约6%。

6082-T6铝合金搅拌摩擦焊组织演变与力学性能

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β'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.

转速对6082-T6铝合金搅拌摩擦焊焊接接头织构的影响

采用电子背散射衍射技术,借助取向成像分析软件,研究了搅拌头在不同转速下,6082-T6铝合金搅拌摩擦焊焊核区上表面晶粒形貌、晶界特征、织构组分的演化.结果表明,在搅拌针所引入的剪切应力作用下,焊核区形成(110)[001]高斯织构和(114)[22ˉ1]织构,轴肩的顶锻压力使其沿着TD方向旋转一定角度,形成(112)[11ˉ1]铜织构,随着搅拌头转速的提高,晶粒沿着TD方向旋转角度增加,进一步形成(100)[011]剪切织构和(11ˉ1)[112]织构;焊核区晶粒受到搅拌针的挤压而形成[110]丝织构,搅拌头转速从1 200 r/min提高到2 000 r/min时,挤压程度增加,导致[110]丝织构组分显著增多.

铝合金6082-T6搅拌摩擦点焊接头力学性能

针对2mm厚的6082-T6铝合金进行无匙孔搅拌摩擦点焊搭接实验,通过正交试验方法得到最优点焊工艺参数;并对焊接接头进行剪切断口扫描分析和显微硬度测试.结果表明:搅拌摩擦点焊的最优工艺参数为搅拌头转速1 400r/min,搅拌针停留时间16s,搅拌头后退时间5s,接头剪切载荷最大值可达7.89kN;焊接接头的搅拌区显微硬度较高,热影响区的显微硬度较低;焊接接头剪切断口的断裂形式为混合断裂.

焊后时效处理对6082-T6铝合金搅拌摩擦焊接头的影响

对6082-T6铝合金搅拌摩擦焊接头进行自然时效和人工时效处理,通过透射电子显微镜、扫描电子显微镜、拉伸实验机和显微硬度计对组织演变和力学性能进行研究。结果表明:人工时效处理后显微硬度比焊态和自然时效高10~25HV,提高焊核区和热机影响区硬度效果明显好于自然时效。经过焊后自然时效、人工时效的焊接接头力学性能得到一定程度的提升,人工时效析出相比自然时效析出相抗拉强度提高12%,延伸率降低9%,人工时效提高拉伸强度效果更明显。人工时效处理后,焊核区组织发生显著变化,NZ主要为GP区,经过人工时效后NZ强化效应随团簇和GP区尺寸增大及数量增多而加强。HAZ主要为粗大的β′,经过人工时效后变化不大,硬度基本保持不变。通过对微观组织进行研究发现析出物的形状由界面能和应变能决定。

6082-T6铝合金回填式搅拌摩擦点焊接头的疲劳性能的有限元分析

利用有限元分析软件ANSYS模拟了6082-T6铝合金回填式搅拌摩擦点焊接头在不同载荷作用下的应力场,进而分别运用名义应力法和局部应力-应变法计算得到当前载荷水平下的疲劳寿命。结果表明:在较大的载荷水平下,应力法分析结果与试样实际寿命接近,在较小的载荷水平下,局部应力-应变法分析结果与试样实际寿命接近;试样疲劳寿命随焊点间距的增加而减小。通过分析6082-T6铝合金回填式搅拌摩擦点焊接头疲劳断口形貌,发现疲劳裂纹起裂于焊点根部的热影响区和热力影响区,同时沿上板焊点边缘和下板母材处横向扩展。

6082-T6铝合金搅拌摩擦过程中动态再结晶方式对焊核区织构类型的影响

采用电子背散射衍射技术,借助取向成像分析软件,分别研究了6082-T6铝合金搅拌摩擦焊焊核区后退侧、焊核区正中心、焊核区前进侧上表面晶粒形貌、晶界特征、织构组分的演化。结果表明,焊接过程中,焊核区后退侧金属产生热塑性变形、晶粒内位错塞积与重组,形成小角度晶界的亚晶粒,部分小角度晶界通过旋转转变为大角度晶界,发生"连续动态再结晶",母材粗大晶粒被细化。同时形成(111)[110]剪切织构,而在(111)[110]取向晶粒周围产生许多变形亚结构。(001)[100]立方取向亚结构在位错密度及位错组态上的优势,使其在焊接热循环作用下成为"非连续动态再结晶"的晶核,随后长大为(001)[100]立方取向晶粒。轴肩的旋转挤压作用,使焊核区晶粒沿ND方向旋转,故在焊核区正中心位置出现(001)[110]旋转立方织构,而在前进侧出现(111)[110]剪切织构和(001)[100]立方织构。

6082-T6铝合金搅拌摩擦焊接接头的微区腐蚀行为

国内外有关铝合金的搅拌摩擦焊接(FSW)接头腐蚀性能的研究主要涉及接头的宏观腐蚀行为,对焊缝微区腐蚀行为的报道很少。通过电化学测试、静态失重试验、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等试验手段研究6082-T6铝合金搅拌摩擦焊接头不同区域的耐腐蚀性能,发现搅拌摩擦焊接试样在焊缝中间区域的耐腐蚀性能最好,其次依次是搅拌针后方和搅拌针前方,母材的耐腐蚀性能最差。6082-T6铝合金母材、搅拌针前方和搅拌针后方发生腐蚀的类型主要为晶间腐蚀和剥落腐蚀,随着时间增加,晶间腐蚀和剥落腐蚀程度加剧,焊缝中间区域基本不发生腐蚀。母材和搅拌针前方晶内沉淀相为针状沉淀相,在晶界附近存在沉淀无析出相;晶界析出相富含Mg和Si元素,晶界析出相和沉淀无析出带之间以及晶内基体与沉淀无析出带之间存在腐蚀原电池,导致腐蚀较严重;搅拌针后方和焊核区由于受到轴肩和搅拌针作用,焊后位错减少,组织细化,降低形成局部腐蚀原电池倾向,导致耐腐蚀性能较好。通过对腐蚀后FSW接头铝合金的微观组织形貌观察,结合试验所得到的微观组织,确定了影响接头腐蚀行为的原因和相应的腐蚀机理,为拓展6082-T6铝合金的运用范围提供理论依据。

6082-T6铝合金搅拌摩擦焊“S”线的形成及其对接头组织性能的影响

对4 mm厚的6082-T6铝合金采用板材无间隙和组对板材有对接间隙两种方式焊接,通过光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM),拉伸试验和显微硬度仪研究了"S"线形成原因及对力学性能的影响。结果表明:"S"线的形成源于板材对接面的氧化膜,无间隙焊接时不会产生"S"线,而有对接间隙焊接时则会形成特有的"S"线。无间隙接头抗拉强度达到268.1 MPa,高于有对接间隙焊接,两种方式焊接接头断裂均位于前进侧热影响区,接头显微硬度分布呈"W"形,硬度最小值位于前进侧热影响区。