A7N01鋁合金激光-MIG復合焊接焊縫成形與組織性能研究

侯艷喜，羅子藝，易耀勇，徐榮正，哈斯金·弗拉基斯拉夫

（1.沈陽航空航天大學材料科學與工程學院，沈陽110136；2.廣東省焊接技術研究所（廣東省中烏研究院）廣東省現代焊接技術重點實驗室，廣州510650）

引 言

A7N01高強鋁合金具有低密度、高比強度、高比剛度和良好的加工及焊接性能等特點，在航空、航天、交通運輸等領域具有廣泛的應用前景，在促進高速列車車體結構輕量化的過程中也具有獨特優勢［1-7］。然而采用傳統的焊接方法，如熔化極惰性氣體保護焊（melt inert-gas，MIG）焊接，對高強鋁合金車體結構進行焊接時，易產生氣孔、裂紋和夾雜等缺陷，并且焊接效率低，因此，急需采用先進的焊接技術解決上述問題［8-11］。激光-MIG復合焊接作為一種新型焊接技術，能夠將激光與電弧兩種熱源有機結合，從而改善鋁合金的焊接適應性，提高鋁合金的焊接效率和質量，是目前國內外高強鋁合金焊接研究的熱點［12-20］。

本文中以6mm厚的A7N01鋁合金板材為研究對象，采用激光（碟片式激光器）-MIG復合焊接工藝對其進行焊接，探究全熔透焊接條件下，焊接工藝參量對焊縫成形、接頭力學性能的影響，分析接頭的微觀組織。

1 試驗材料、方法及設備

1.1 試驗材料

試驗采用的焊接材料為A7N01鋁合金板，規格為150mm×75mm×6mm，焊絲采用ER5356鋁合金焊絲，直徑1.2mm。母材及焊絲成分如表1所示。

Table1 Chemical compositions of A7N01 aluminum alloy and ER5356 welding wire（mass fraction）

1.2 試驗方法

在6mm厚的7N01鋁合金試樣板上進行激光-MIG焊接試驗，通過改變焊接工藝參量，研究激光功率和焊接速度對焊縫成形的影響關系，試驗工藝參量如表2所示。試驗中通過改變激光功率和焊接速度，探究其對焊縫熔寬、熔深、余高以及宏觀形貌的影響。此外，為優化焊縫成形，得到表面成形良好，并且底部成形連續的焊縫，焊接試樣板底部采用純銅襯墊板。3種坡口形式如圖1所示。分別是：Y型60°坡口，3mm鈍邊；Y型30°坡口，3mm鈍邊；I型坡口，0.5mm間隙。

Table 2 Welding test process parameters

Fig.1 Groove forma—Y-shaped 60°，3mm blunt edge b—Y-shaped 30°，3mm blunt edge c—I-shaped，0.5mm clearance

為盡量避免氣孔、夾雜等缺陷，焊前對試樣板進行酸堿洗，用刮刀清理母材表面的氧化膜，之后用無水乙醇清洗母材表面，清除表面油污。焊后沿垂直于焊縫方向制備金相試樣，經打磨拋光后用Keller試劑進行腐蝕（Keller試劑配比為 V（HF）∶V（HCl）∶V（HNO3）∶V（H2O）=2∶3∶5∶90）。在金相顯微鏡下，觀察焊縫截面，并測量熔深與熔寬和余高。采用GP-TS2000M型拉伸機，進行接頭拉伸測試，拉伸試樣尺寸如圖2所示。焊縫截面示意圖如圖3所示，顯微組織選取位置如圖3中的A，B，C，D點位置，其中焊縫轉折點為激光與電弧焊接作用區域分界線，由于焊接底部，采用純銅襯墊板強制成形，故由焊縫轉折點深度，代替焊縫熔深做近似分析。圖中虛線為硬度打點位置，分別在焊縫轉折點、近上表面、近下表面距焊縫轉折點1.5mm處。

Fig.2 Size of the tensile specimen

Fig.3 Schematic diagram of weld cross section

1.3 試驗設備

激光-MIG復合焊接試驗的焊接系統，主要由激光器、機器人（KUKA KR60）、MIG焊機組成，如圖4所示。激光器為Trumpf-Trudisk 10002型碟片激光器，如圖5所示。激光波長為1030nm，最大連續輸出功率為10kW，光束質量為8mm·mrad，功率穩定性±1%，準直焦距 200mm，聚焦焦距 300mm，傳輸光纖芯徑400μm。保護氣采用純度99.99%的氬氣，氣體流量為14L/min。焊接過程中，采用激光前置的方式，激光與電弧夾角為35°，離焦量為 -2mm，光絲間距為1mm。試驗過程中的電弧輸出采用一元化控制。

Fig.4 Actual welding system of laser-MIG welding

Fig.5 Disc laser

2 實驗結果與分析

2.1 激光功率對焊縫成形的影響

在激光-MIG復合焊接過程中，激光功率的大小對焊縫成形有重要影響。為實現單道對接熔透焊接，激光功率需要達到一定的值。通過改變激光功率，保持其它參量不變的情況下進行對接焊接，焊接參量如表2所示，焊后接頭宏觀形貌與焊縫橫截面，如圖6所示。根據試驗結果，在激光功率2.5kW時，由于激光的功率密度較小，工件表面的熔深較淺，未能焊透試樣板，如圖6中1#所示。在激光功率3.5kW時，隨著激光功率的增大，工件表面的激光功率密度增大，此時，工件表面被加熱到蒸發溫度以上，通過形成的壓力以及不斷形成的金屬蒸汽，激光束在工件表面形成了焊接小孔，具備了深熔焊接特性，與電弧復合作用后形成較大的熔深，激光功率越大，所形成的金屬蒸汽越多，小孔內壓力越大，熔深將越大。然而，由于激光功率過大，熱輸入過大導致焊縫過熔透，焊縫底部產生大量孔隙，焊縫質量過差，如圖6中2#所示。在激光功率3.0kW時，焊縫表面魚鱗紋明顯，無咬邊、塌陷等缺陷，焊縫焊趾處，過渡平緩，焊縫成形質量較好，如圖6中3#所示。此外，焊縫底部雖熔透，但個別位置間斷且底部焊道邊緣不平直，工藝參量需進一步優化?？梢?，激光-MIG復合焊接焊縫熔深及其熔透狀態，主要取決于激光功率，隨著激光功率的提高，焊縫熔深趨于線性增大?？梢?，6mm厚的7N01鋁合金在不開坡口的情況下進行對接焊接時，采用3kW的激光功率，能夠獲得單面焊透的試樣。

2.2 焊接速率對焊縫成形的影響

在激光-MIG復合對接焊接過程中，焊接速度將直接影響焊接接頭單位熱輸入，從而對焊縫成形產生影響，故可通過改變焊接速率研究其對焊縫成形的影響，根據不同焊接速率下線能量大小優化工藝參量，其焊接參量如表2所示。在激光功率3.0kW的前提下，分別采用0.90m/min，1.20m/min，0.75m/min的焊接速率，焊后接頭宏觀形貌及焊縫橫截面，如圖6中3#和圖7中4#，5#所示，焊縫熔深、熔寬、余高結果，如圖8所示。實驗表明，在3.0kW的激光功率下，焊縫表面均形成了明顯的魚鱗紋，隨著焊接速率的降低，焊縫表面光潔度上升，魚鱗紋致密，焊道弧度平滑，但焊縫底部成形不連續，可見，焊接速率對焊縫底部成形的影響較小。通過分析焊縫熔深、熔寬、余高的結果可知，焊接速率對焊縫熔深和熔寬有直接影響，隨著焊接速率的增大，熔深與熔寬均線性減小，當焊接速率為0.75m/min時，表面成形較好，但熔寬過寬，如圖7中5#所示。此外，焊縫余高受焊接速率與送絲速率的綜合影響，當焊接速率增大時，其焊接熱輸入增大的同時，單位時間內的送絲量也降低，導致余高的變化較小，當焊接速率為1.20m/min時，焊縫余高略有降低，且焊縫中心不平滑。綜上可見，在焊接速率為0.90m/min時，即焊接線能量約387kJ/m時獲得的焊縫，其表面成形較好。

Fig.7 Macroscopic morphology of joints and weld junction under different welding speeds

Fig.8 Relationship between welding speed and penetration，reinforcement and weld width

2.3 坡口形式對焊縫成形的影響

在保持線能量基本一致的前提下，實驗中采用了3種坡口形式焊接，坡口形式如圖1所示，焊接參量如表2所示，即送絲速率為9.0m/min，焊接速率為1.0m/min，線能量為362kJ/m，焊后接頭宏觀形貌及焊縫橫截面如圖9所示。此外，坡口形式與熔深、余高、熔寬的關系如圖10所示。實驗結果表明，采用Y型60°坡口和Y型30°坡口時，焊縫底部成形連續且焊道平直穩定，焊縫底部成形較好，如圖9中6#和7#所示。其中，雙邊60°坡口的焊縫，其熔深較大而余高較小，由于其焊縫表面間隙過大，焊絲填入量較小，焊縫產生了輕微咬邊；采用雙邊30°以及0.5mm間隙的焊縫，其表面成形較好，焊縫熔寬、熔深和余高相差不大，而采用0.5mm間隙坡口的焊縫，其底部雖連續但焊道不平直，個別位置熔透性較差，焊縫質量不及Y型坡口，如圖9中8#所示?？傮w而言，采用Y型雙邊30°坡口的焊縫成形較好，焊接質量較好。

Fig.9 Macroscopicmorphology of joints and weld junction under different groove type

Fig.10 Relationship among the groove type，penetration，reinforcement and weld width

3 接頭組織及力學性能分析

3.1 焊縫力學性能分析

3.1.1 焊縫拉伸性能分析 將拉伸試件按照GB/T16865-2013的檢測標準，在拉力試驗機上進行拉伸試驗，其在不同焊接參量下平均抗拉強度及延伸率如表3所示，用Origin繪制柱狀圖如圖11所示?？梢?，6種焊接參量下平均抗拉強度相近，均在260MPa～280MPa范圍內，拉伸性能比較穩定，平均抗拉強度為271MPa，達到母材的60%；平均斷后伸長率為4.3%，達到母材的48%。其斷裂位置均在焊縫中心位置，如圖12所示。分析為鋁合金在進行激光-MIG復合焊接時，氣孔主要集中在焊縫中心以及熔合線附近，其中焊縫中心的大直徑不規則氣孔，對抗拉強度及焊后延伸率的影響較大，焊縫中心及熔合線附近的氣孔是焊接接頭的薄弱位置，易發生斷裂。

Table 3 Average tensile strength and elongation after fracture under each welding parameter

Fig.11 Average tensile strength histogram under various parameters

Fig.12 The fracture position of the tensile test piece

3.1.2 焊接接頭的顯微硬度 對于優化后的接頭，沿垂直焊縫方向在近上表面、焊縫轉折點、近下表面3種不同位置測量接頭硬度，硬度值的分布如圖13所示。由圖可見，3種位置處的顯微硬度分布特征相似，整體上呈“U”型分布，在焊縫中心硬度較低，在熔合線附近硬度陡然上升，到母材硬度趨于平穩，母材硬度均值為109.2HV。此外，近上表面焊縫中心位置的平均硬度為87.3HV，中部及近下表面焊縫中心位置的平均硬度為83.6HV，略低于近上表面的硬度，整體焊縫平均硬度為85.4HV。這是因為激光匙孔”失穩在焊縫中部及底部易產生氣孔，氣孔附近的硬度較低，使底部焊縫平均硬度減??；另一方面，由于焊縫底部強制成形的襯墊板，阻礙了熔池底部金屬液體的流動，使焊縫底部組織分布不均，從而降低了硬度。

Fig.13 Hardness distribution of the weld

3.2 接頭截面形貌及其顯微組織分析

Fig.14 Microstructure of A7N01 aluminum alloy welda—base zone b—heat affected zone c—fusion zone d—weld zone

A7N01鋁合金激光-MIG復合焊接接頭微觀組織，如圖14所示。母材區晶粒為平行于軋制方向的帶條狀組織，晶粒分布均勻，如圖14a所示。熱影響區靠近熔合線的晶粒，由于受熱循環作用，使晶粒發生了一定程度的長大，但仍保留了條帶狀組織的基本特征，其組織末端與母材區分不明顯。由于該區受熱會析出固溶相，其硬度強度會有所降低，塑性增加，如圖14b所示。焊縫熔合區組織如圖14c所示，該區域位于焊縫邊緣，溫度梯度較大，在熔合線靠近焊縫方向，形成了垂直于熔合線的粗大柱狀晶組織，并沿焊縫中心向等軸晶區轉變。由于激光-MIG復合焊接的熔池冷卻速度快，其內部由于氧化物夾雜和微量水分子而產生的氫氣泡短時間來不及溢出，易產生工藝類氫氣孔，嚴重影響焊縫性能和質量。圖14d為焊接接頭的焊縫區，由圖可知，焊縫區組織屬于典型的急冷鑄態組織，母材與焊絲熔化后在焊縫中心形成等軸晶，該區易產生冶金類氣孔。

4 結 論

本文中采用激光-MIG復合焊接技術對A7N01鋁合金板進行了焊接。

（1）對6mm厚的A7N01鋁合金板進行激光-MIG復合焊接，當激光功率為3.0kW、送絲速率為9.0m/min、焊接速率為1.0m/min時，采用Y型30°坡口能夠得到表面成形良好，且底部成形連續的焊縫。

（2）根據焊縫成形分析可知，激光功率對熔深有直接影響，激光功率越大，熔深越大；焊接速率對焊縫熔寬和熔深的影響較大，對余高的影響較小，焊接速率越大，焊縫熔寬和熔深越小，焊縫余高略有增加；焊縫成形對坡口形式的適應性較好，其顯微組織和力學性能相近。

（3）優化后的復合熱源焊接接頭的平均抗拉強度為271MPa，達到母材的60%；平均斷后伸長率為4.3%，達到母材的48%；焊縫中心硬度為85.4HV，達到母材的78%，且焊縫近上表面的硬度略高于中部及近下表面的硬度。

（4）根據顯微組織分析可知，母材為軋制態帶狀組織；熱影響區晶粒粗化硬度強度有所降低；熔合線區晶粒為柱狀晶，易產生工藝類氫氣孔；焊縫區晶粒為等軸晶，易產生冶金類氣孔。