CN120206091A 一种用于6xxx系铝合金的填充材料及其焊接工艺

(19)国家知识产权局(10)申请公布号CN120206091A(71)申请人苏州大学地址215137江苏省苏州市相城区济学路8号王晓南于佳敏胡增荣(74)专利代理机构苏州市中南伟业知识产权代理事务所(普通合伙)32257专利代理师王莎莎一种用于6XXX系铝合金的填充材料及其焊接工艺(57)摘要本发明涉及一种用于6XXX系铝合金的填充材料及其焊接工艺，属于铝合金技术领域。该填充材料的元素组成及其质量百分比为：Si0.5%-避免的杂质，总杂质0-0.15%。该填充材料具有良好的可焊性，促进了析出强化机制，与6XXX系铝合金母材的强化元素组成相同，可通过多种焊接21.一种用于6XXX系铝合金的填充材料，其特征在于，所述用于6XXX系铝合金的填充材料的元素组成及其质量百分比为：Si0.5%-2.00%、Mg0.80%-2.00%、Cu0.20%-3.00%、Cr0.20%-0.50%、Mn0.50%-0.80%、Ti0-0.10%、Z他不可避免的杂质，总杂质0-0.15%。2.根据权利要求1所述的用于6XXX系铝合金的填充材的质量比为(1-6):1;元素Mg和元素Cu的质量比为(1-3):1。铝合金的填充材料的形态选自粉末、薄片和丝材中的一种或多种。4.根据权利要求3所述的用于6XXX系铝合金的填充材料，其特征在于，所述粉末的粒径S2、将填充材料填充在两个6XXX系铝合金母材形成的焊缝之间并进行焊接，得到焊接接头；所述填充材料为权利要求1-4任一项所述的用于6XXX系铝合金的填充材料；S3、对焊接接头进行焊后时效处理。铝合金母材的元素组成及其质量百分比选自以下三种中的一种或多种：铝合金母材的初始形态为TO态-T10态。8.根据权利要求5所述的6XXX系铝合金的焊接工艺，其特征在于，在S1中，所述焊前时效处理的温度为140℃-240℃,时间为1h-4h。9.根据权利要求5所述的6XXX系铝合金的焊接工艺，其特征在于，在S2中，所述焊接的工艺选自激光焊、电子束焊、冷金属过渡焊、非熔化极惰性气体保护电弧焊、熔化极惰性气体保护焊和搅拌摩擦焊中的一种或多种。效处理的温度为140℃-240℃,时间为0.5h-1.5h;焊后时效处理结束后空气冷却至15℃-353一种用于6XXX系铝合金的填充材料及其焊接工艺技术领域[0001]本发明属于铝合金技术领域，尤其涉及一种用于6XXX系铝合金的填充材料及其焊接工艺。背景技术[0002]随着我国轻量化的深入发展，铝合金作为优质金属结构材料，因其具有密度低、比强度高、耐腐蚀、加工性能好等特点，使其在航空航天、汽车制造、船舶等领域占据重要地位。然而，由于铝合金导热系数高、凝固速度快和热膨胀系数高等特性，导致其焊接接头内部析出相严重粗大等问题，这些缺陷使接头力学性能严重恶化。热影响区是焊接接头软化最严重的区域，也是导致整个焊缝组织力学性能恶化的主要原因。因为热影响区的软化导致铝合金在工业生产中受到极大限制。因此，改善接头软化行为并获得良好力学性能的焊缝是目前众多学者一直探索的方向。[0003]不同体系类型合金有着不同类型的焊丝，而对于特定类型的合金母材，填充材料对焊缝组织及性能有着至关重要的作用。在工业应用中，很少对焊缝进行二次变形处理。因此，对于焊接接头的研究，大多着手于焊丝成分及焊接工艺两方面。焊丝、Al-Si系焊丝和Al-Mg系焊丝。一般而言，工业应用Al-Si系焊丝焊接6XXX系铝合金，Al-Cu系焊丝焊接2XXX系铝合金，Al-Mg系焊丝焊接剩余类型铝合金，由于铝合金类型的多样性，刻板的使用A1-Mg系焊丝焊接众多类型铝合金是及其不合理的，也无法保证焊接接头组织及其力学性能。因此，开发出相应体系铝合金的焊丝是铝合金焊接领域的亟需。目前，许多研究者在已有焊丝的基础上对其进行微合金化以达到开发新型焊丝的目的。专利CN118002980A公开了一种用于6XXX系铝合金挤压型材熔化焊的铝合金焊丝、其制备方法及5.8-6.8%的Mg、0-0.04%的Ti、0.1-0.12%的Zr、0.25-0.质，每种所述不可避免的杂质<0.05%,总杂质<0.15%。但是该焊丝对焊缝组织力学性能的提升仍然有限，不能满足工业应用要求。发明内容[0006]为此，本发明所要解决的技术问题在于克服现有技术中6XXX系铝合金焊接接头焊缝和热影响区严重软化，导致接头力学性能严重恶化等问题。[0007]为解决上述技术问题，本发明提供了一种用于6XXX系铝合金的填充材料及其焊接工艺，通过多元素复合固溶强化焊缝，同时利用该填充材料所需焊接热输入低，有效降低了焊接热影响区软化，从而实现协同提升接头焊缝和热影响区性能。[0008]本发明的第一个目的是提供一种用于6XXX系铝合金的填充材料，所述用于6XXX系铝合金的填充材料的元素组成及其质量百分比为：Si0.5%-2.00%、Mg0.80%-2.00%、Cu40.15%、余量为A1和其他不可避免的杂质，总杂质0-0.15%。的质量比为(1-3):1。合金中除了主要合金元素的含量影响析出相行为、性能和显微组织，控制合金元素比对调控材料性能有着重要作用。薄片和丝材中的一种或多种。m-1000μm,所述丝材的直径为0.5mm-3.2mm。[0013]本发明的第二个目的是提供一种6XXX系铝合金的焊接工艺，包括以下步骤：S1、对6XXX系铝合金母材进行焊前时效处理；焊接接头；所述填充材料为所述的用于6XXX系铝合金的填充材料；S3、对焊接接头进行焊后时效处理。[0014]在本发明的一个实施例中，在S1中，所述6XXX系铝合金母材的元素组成及其质量百分比选自以下三种中的一种或多种：0.60%-0.65%、Ti0.025%-0.03%、Zn0-0.05%、Fe0-0.15%、余量为A1和其他不可避免的杂0.55%-0.65%、Ti0.03%、Zn0-0.05%、Fe0-0.15%、余量为A1和其他不可避免的杂质；0.60%-0.70%、Ti0.03%、Zn0.15%-0.25%、Fe0-0.15%、余量为A1和其他不可避免的杂质。[0015]在本发明的一个实施例中，在S1中，所述6XXX系铝合金母材的初始形态为T0态-T10态。[0016]TO:固溶处理后，经自然时效再通过冷加工的状态。[0017]T1:高温成形过程冷却，然后自然时效至基本稳定的状态。[0018]T2:高温成形过程冷却，经冷加工后自然时效至基本稳定的状态。[0019]T3:固溶处理后进行冷加工，再经自然时效至基本稳定的状态。[0020]T4:固溶处理后自然时效至基本稳定的状态。[0021]T5:高温成形过程冷却，然后进行人工时效的状态。[0022]T6:固溶处理后进行人工时效的状态。[0023]T7:固溶处理后进行过时效的状态。5[0024]T8:固溶处理后经冷加工，然后进行人工时效的状态。[0025]T9:固溶处理后人工时效，然后进行冷加工的状态。[0026]T10:高温成形过程冷却，进行冷加工，然后人工时效[0027]在本发明的一个实施例中，在S1中，所述焊前时效处理的温度为140℃-240℃,时间为1h-4h;该条件下进行焊前时效处理，可以使得母材析出大量原子团簇和GP区。[0028]在本发明的一个实施例中，在S2中，所述焊接的工艺选自激光焊、电子束焊、冷金属过渡焊、非熔化极惰性气体保护电弧焊、熔化极惰性气体保护焊和搅拌摩擦焊中的一种或多种。[0029]在本发明的一个实施例中，在S2中，所述焊接的气氛为99.99%的氩气。[0030]在本发明的一个实施例中，在S3中，所述焊后时效处理的温度为140℃-240℃,时间为0.5h-1.5h;该条件下进行焊后时效处理，可以使得使得焊接接头的热影响区析出β和Q系列强化相，同时使焊缝析出大量β、Q和T等系列强化相；焊后时效处理结束后空气冷却至[0031]本发明的技术方案相比现有技术具有以下优点：(1)本发明所述的填充材料具有特定的合金成分配比，同时包含Mg、Zn和Cu元素，相等纳米级析出相，并显著提高析出相数量密度。[0032](2)本发明所述的填充材料具有良好的可焊性，促进了析出强化机制，由于填充材料与6XXX系铝合金母材的强化元素组成相同，可通过多种焊接方式应用于6XXX系铝合金的系铝合金在工业生产中得到广泛应用。附图说明[0033]为了使本发明的内容更容易被清楚地理解，下面根据本发明的具体实施例并结合图1为本发明实施例1-3的焊接接头的焊缝组织SEM图；图2为本发明实施例1-3的焊接接头的焊缝组织TEM图；图3为本发明对比例1-9的焊接接头的焊缝组织SEM图；图4为本发明对比例1-9的焊接接头的焊缝组织TEM图。具体实施方式[0034]下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步说明，以使本领域的技术人员可以更好地理解本发明并能予以实施，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例。应当理解所述具体实施例仅用以解释本发明，但所举实施例不作为对本发明的限定。[0035]在本发明中，除非另有说明，本发明所使用的技术和科学术语与属于本发明的技术领域的技术人员通常理解的含义相同。所列项目的任意的和所有的组合。6[0037]在本发明中，除非另有说明，本发明的实施例中所使用的实验方法如无特殊说明，和其他不可避免的杂质，总杂质<0.15%。[0040]焊接工艺具体包括以下步骤：S1、对6XXX系铝合金母材进行焊前时效处理，温度为180℃,时间为1h;母材的元素S2、将填充材料填充在两个6XXX系铝合金母材形成的焊缝之间并采用加脉冲的冷金属过渡焊进行焊接，焊接速度为12mm/s,送丝速度为5.8m/min,保护气流量为30L/min,焊丝干伸长为12mm,填充材料为直径为1.2mm的丝材S3、对焊接接头进行焊后时效处理，然后空气冷却至室温；其中，焊后时效处理的温度为180℃,时间为1h。[0041]实施例2和其他不可避免的杂质，总杂质<0.15%。[0043]焊接工艺具体包括以下步骤：S1、对6XXX系铝合金母材进行焊前时效处理，温度为180℃,时间为1h;母材的元素S2、将填充材料填充在两个6XXX系铝合金母材形成的焊缝之间并采用加脉冲的冷金属过渡焊进行焊接，焊接速度为12mm/s,送丝速度为5.8m/min,保护气流量为30L/min,焊丝干伸长为12mm,填充材料为直径为1.2mm的丝材S3、对焊接接头进行焊后时效处理，然后空气冷却至室温；其中，焊后时效处理的温度为180℃,时间为1h。[0045]本实施例用于6XXX系铝合金的填充材料的元素组成及其质量百分比为：Si和其他不可避免的杂质，总杂质<0.15%。[0046]焊接工艺具体包括以下步骤：S1、对6XXX系铝合金母材进行焊前时效处理，温度为180℃,时间为1h;母材的元素S2、将填充材料填充在两个6XXX系铝合金母材形成的焊缝之间并采用加脉冲的冷金属过渡焊进行焊接，焊接速度为12mm/s,送丝速度为5.8m/min,保护气流量为30L/min,焊丝干伸长为12mm,填充材料为直径为1.2mm的丝材7S3、对焊接接头进行焊后时效处理，然后空气冷却至室温；其中，焊后时效处理的温度为180℃,时间为1h。[0048]基本同实施例1,不同之处在于6XXX系铝合金的填充材料组成元素的质量百分比[0049]对比例2[0050]基本同实施例1,不同之处在于6XXX系铝合金的填充材料组成元素的质量百分比[0052]基本同实施例1,不同之处在于6XXX系铝合金的填充材料组成元素的质量百分比[0054]基本同实施例2,不同之处在于6XXX系铝合金的填充材料组成元素的质量百分比[0055]对比例5[0056]基本同实施例2,不同之处在于焊接工艺不同，具体包括以下步骤：S1、母材的元素组成及其质量百分比为：Si1.10%、Mg0.90%、Cu0.45%、CrS2、将填充材料填充在两个6XXX系铝合金母材形成的焊缝之间并采用加脉冲的冷金属过渡焊进行焊接，焊接速度为12mm/s,送丝速度为5.8m/min,保护气流量为30L/min,焊丝干伸长为12mm,填充材料为直径为1.2mm的丝材S3、对焊接接头进行焊后时效处理，然后空气冷却至室温；其中，焊后时效处理的温度为180℃,时间为1h。[0058]基本同实施例2,不同之处在于焊接工艺不同，具体包括以下步骤：S1、对6XXX系铝合金母材进行焊前时效处理，温度为180℃,时间为1h;母材的元素S2、将填充材料填充在两个6XXX系铝合金母材形成的焊缝之间并采用加脉冲的冷金属过渡焊进行焊接，焊接速度为12mm/s,送丝速度为5.8m/min,保护气流量为30L/min,焊丝干伸长为12mm,填充材料为直径为1.2m[0060]基本同实施例3,不同之处在于6XXX系铝合金的填充材料组成元素的质量百分比8[0061]对比例8[0062]基本同实施例3,不同之处在于6XXX系铝合金的填充材料组成元素的质量百分比[0063]对比例9[0064]基本同实施例3,不同之处在于焊接工艺不同，具体包括以下步骤：S1、对6XXX系铝合金母材进行焊前时效处理，温度为120℃,时间为1h;母材的元素S2、将填充材料填充在两个6XXX系铝合金母材形成的焊缝之间并采用加脉冲的冷金属过渡焊进行焊接，焊接速度为12mm/s,送丝速度为5.8m/min,保护气流量为30L/min,焊丝干伸长为12mm,填充材料为直径为1.2mm的丝材S3、对焊接接头进行焊后时效处理，然后空气冷却至室温；其中，焊后时效处理的温度为180℃,时间为1h。[0066]对实施例1-3和对比例1-9得到的焊接接头进行SEM和TEM表征，结果如图1-图4所[0067]从图1-图2可以看出，实施例1-3的焊接接头的热影响区有较大尺寸的亚微米级弥散相(a-Al(FeMnCr)Si相)存在，该析出相能够有效钉扎位错，并且作为晶粒的非均匀形核相同，对焊接接头热影响区强度贡献值相同。但是是由于实施例2-3中Zn元素含量降低，导致内部纳米级的析出相数量密度低于实施例1。[0068]从图3-图4可以看出，对比例1-9中热影响区内部有亚微米级弥散相α-Al(FeMnCr)区强度贡献值大致相同。但是由于对比例1-4和对比例7-8中Mg、Zn元素含量降低，导致在相同处理工艺下热影响区内部纳米级析出相的数量密度降低。对比例5焊接接头热影响区未进行焊前时效处理，导致在焊前内部的析出相发展缓慢，降低了后续析出相的数量密度。对比例6未进行焊后时效处理，导致内部纳米级析出相数量减少。对比例9焊接接头热影响区进行120℃/1h的焊前时效，由于温度较低时间较短，也会导致焊前内部的析出相发展缓慢，最终降低了后续析出相的数量密度。[0070]对实施例1-3和对比例1-9得到的焊接接头进行室温拉伸测试，参照《GB/T2651-2023金属材料焊缝破坏性试验横向拉伸试验》、《GB/T228-金属材料室温拉伸试验方法》表19抗拉强度(MPa)屈服强度(MPa)延伸率(%)实施例1对比例1[0071]从表1可以看出，实施例的填充材料及焊接工艺获得的焊接接头具有优异的抗拉[0072]比较实施例1和对比例1-3,实施例2和对比例4,实施例3和对比例7-8的结果可以看出，在Mg/Zn比保持不变的情况下，Mg、Zn元素含量的降低导致焊接接头热影响区内部亚微米级弥散相和纳米级析出相数量降低。而根据Orowan强化机制，弥散相和析出相是决定热影响区强度的主要因素，在保持Mg/Zn比一定的前提下，适当提高Mg、Zn元素含量有利于提高热影响区弥散相和析出相的数量密度，从而提高其力学性能。[0073]比较实施例2和对比例5的结果可以看出，在Mg/Zn比相同且Mg、Zn元素含量相同的情况下，未进行焊前时效