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(上海工程技術大學1.材料工程學院；2.上海市高強激光智能加工裝備關鍵技術產(chǎn)學研開發(fā)中心，上海 201620)

0 引 言

鋁合金具有密度小、比強度高、塑性成型性好、焊接性能優(yōu)良等優(yōu)點，被廣泛應用于造船、高鐵、汽車制造、航空航天等領域[1-5]。6061鋁合金屬于Al-Mg-Si系鋁合金，其主要強化相為β(Mg2Si)相，在高鐵列車車身結構件中得到大量應用。目前，鋁合金的焊接方法有熔化極惰性氣體保護(MIG)焊、鎢極氬弧焊、攪拌摩擦焊、激光電弧復合焊等[6-10]，其中MIG焊的應用范圍最廣，但該焊接工藝的焊接熱輸入大、焊接速度低，導致焊接熱影響區(qū)寬，同時焊接過程中鎂、硅等合金元素的蒸發(fā)使β強化相的數(shù)量減少，導致焊接接頭的強度明顯低于母材的。因此，開發(fā)一種新的鋁合金焊接工藝對高速列車的快速發(fā)展和長期安全運行具有重要意義[11-12]。

激光焊接是以激光束作為熱源、對熱輸入可精確控制的一種精密高效的焊接方法。由于激光功率密度高，加熱集中，因此激光焊接具有焊接熱輸入小、焊接熱影響區(qū)窄、焊接工件變形小等優(yōu)點。另外，激光焊接過程的加熱和冷卻速率都很大，這可顯著提高液態(tài)金屬的結晶速率，從而獲得晶粒細小的焊縫組織和力學性能優(yōu)良的焊接接頭[13-14]。激光填絲焊接技術作為一種激光焊接方法，可以降低焊縫表面粗糙度，避免凹陷、咬邊等焊接缺陷，保證焊縫成型均勻連續(xù)，而且通過加入焊絲可以調(diào)節(jié)焊縫的成分和組織、補充合金元素，從而達到防止熱裂紋產(chǎn)生和提高接頭強度的目的。但目前對6061鋁合金的激光填絲焊接工藝及其接頭組織性能的研究比較少。為此，作者對6061鋁合金進行了激光填絲焊接，研究了焊接接頭的顯微組織和力學性能，并與MIG焊接接頭的進行了對比。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為6 mm厚6061鋁合金，T6態(tài)，其抗拉強度為332 MPa，伸長率為5%。焊絲為直徑1.2 mm的ER4043焊絲。6061鋁合金和ER4043焊絲的化學成分如表1所示。

表1 6061鋁合金和ER4043焊絲的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Tab.1 Chemical composition of 6061 aluminum alloy and ER4043 filler wire (mass) %

焊接試樣的尺寸均為100 mm×50 mm×6 mm，激光填絲焊坡口類型為I型，MIG焊坡口類型為Y型，鈍邊為2 mm，坡口角度為30°。用酒精或丙酮等有機溶劑通過超聲波去除表面油污，然后把試樣放入質(zhì)量分數(shù)為5%～10%NaOH溶液中，在40～60 ℃的水浴中加熱5 min，取出后放入質(zhì)量分數(shù)為30%HNO3溶液中進行中和光化處理，直到鋁合金表面露出明亮的金屬光澤，用流動清水清洗,干燥。

采用YLS-5000型光纖激光器搭載于KUKA機器人上對6061鋁合金進行激光填絲焊接，激光器的最大輸出功率為5 kW，輸出波長為1.06 μm，傳輸光纖的芯徑為200 μm，聚焦的光束直徑為0.25 mm，透射式聚焦鏡焦距為250 mm，準直鏡焦距為200 mm。焊接時采用氬氣為保護氣體，氣體流量為16 L·min-1，激光功率4 kW，進絲速度3 m·min-1，焊接速度分別為1.0，1.5，2.0 m·min-1。作為對比試驗，采用Kemparc Pulse 450型焊接機器人進行MIG焊接，焊接電流240 A，焊接電壓為25 V，焊接速度為0.5 m·min-1，送絲速度為5 m·min-1。焊接接頭均采用坡口對接單面成型形式。

1.2 試驗方法

在垂直于焊縫方向的焊接接頭上截取金相試樣，經(jīng)機械研磨、拋光和腐蝕(腐蝕劑為質(zhì)量分數(shù)0.5% HF水溶液，腐蝕時間為30 s)后，用S3400型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織，使用附帶的EDAX-GENESIS型能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。利用X′pert PRO型X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，采用銅靶，電壓40 kV，電流40 mA，掃描速率為2(°)·min-1，掃描范圍10°～80°。

采用HV-1000型維氏硬度計測接頭的顯微硬度，加載載荷為9.8 N，加載時間為15 s。按照GB/T 2651-2008，分別在接頭上以焊縫為中心和在母材上截取尺寸如圖1所示的拉伸試樣，在IBTC-300型材料試驗機上進行拉伸試驗，加載速率為3 MPa·s-1，然后用S3400型掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌。

圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Dimension of tensile test specimen

2 試驗結果與討論

2.1 焊縫的表面形貌

由圖2可以看出：在3種焊接速度下，焊接接頭都均勻連續(xù)，焊縫區(qū)窄小，無裂紋、氣孔等缺陷；隨著焊接速度的提高，焊縫的余高逐漸減小，在1.0 m·min-1的焊接速度下，焊縫存在余高，在1.5 m·min-1的焊接速度下，焊縫表面較平整，而在2.0 m·min-1的焊接速度下，焊縫存在較大凹陷。由此可見，對于厚6 mm的6061-T6鋁合金，在進絲速度為3 m·min-1的情況下，焊接速度為1.5 m·min-1時，其焊縫成形良好。

圖3 在1.5 m·min-1焊接速度下激光填絲焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructures of laser welded joint with filler wire at the welding speed of 1.5 m·min-1: (a) weld center at low magnification; (b) weld center at high magnification; (c) weld near fusion zone and (d) overall morphology

圖2 不同焊接速度激光填絲焊接接頭焊縫的表面形貌Fig.2 Surface morphology of laser welded joint with filler wire at different welding speeds

2.2 顯微組織

由圖3(a)～(b)可知，焊縫區(qū)(WM)中心顯微組織為等軸狀鑄態(tài)組織。這是因為熔池中心區(qū)域的溫度梯度很小，成分過冷區(qū)域很寬，且熔池內(nèi)存在未熔化的固態(tài)質(zhì)點，這些質(zhì)點為焊縫金屬的結晶提供形核表面，同時內(nèi)部晶粒所處環(huán)境相同，從而導致焊縫中心區(qū)域自由生長為等軸晶[15]。

由圖3(c)可知，靠近熔合區(qū)(FZ)的焊縫顯微組織為柱狀晶。這是因為在晶體從熔池邊緣逐漸向焊縫中心長大的過程中，溶質(zhì)濃度逐漸升高，結晶速率逐漸變大，熔池邊緣固/液界面前沿的液相溫度梯度較大，形成較小的成分過冷，結晶平面上形成許多相互平行的束狀芽孢，并伸入到過冷的液相中，從而形成相互平行的胞狀亞晶，當晶粒長大方向與熔池最大溫度梯度方向一致時，晶粒優(yōu)先長大，形成柱狀晶[16]。

由圖3(d)可知：靠近熔合線熱影響區(qū)(HAZ)的晶粒粗大，表面存在一些在腐蝕過程中形成的腐蝕點；熔合區(qū)的顯微組織為柱狀晶;熔合區(qū)是母材與焊縫之間的過渡區(qū)，寬度很窄，約為50 μm，可分為母材晶粒局部熔化的半熔化區(qū)和熔化母材與填充金屬未混熔的未混合區(qū)。熔合區(qū)的化學成分與組織形態(tài)存在嚴重不均勻性，導致熔合區(qū)內(nèi)易發(fā)生偏析物聚集，晶界液化，因而易產(chǎn)生氣孔、沿晶裂紋等焊接缺陷[17]。

由圖4和表2可知：焊接接頭主要由α-Al固溶體組成，未發(fā)現(xiàn)強化相β(Mg2Si)；焊縫中雖然存在鎂、硅等合金元素，但由于鋁合金的導熱系數(shù)大，冷卻速率快，抑制了強化相β(Mg2Si)的析出。

圖4 在1.5 m·min-1焊接速度下激光填絲焊接接頭焊縫的 XRD譜Fig.4 XRD pattern of weld in laser welded joint with filler wire at the welding speed of 1.5 m·min-1

元素質(zhì)量分數(shù)/%原子分數(shù)/%Mg0．800．99Al77．8186．97Si1．892．03Fe11．456．18Cu8．063．83

圖6 在1.5 m·min-1焊接速度下激光填絲焊接接頭的顯微 硬度隨距焊縫中心距離的變化曲線Fig.6 Curve of micro-hardness vs distance from weld center of laser welded joint with filler wire at the welding speed of 1.5 m·min-1

2.3 顯微硬度

由圖6可知：6061鋁合金焊接接頭焊縫區(qū)的硬度最低，約為73 HV；熱影響區(qū)的硬度隨著距焊縫中心距離的增大先呈波浪式增大，在距焊縫中心2.2～3.8 mm處有所下降，該區(qū)域為熱影響區(qū)軟化區(qū)，在距焊縫中心3.8～4.4 mm處顯微硬度又快速增大；母材(BM)的硬度最大，約為110 HV。由于激光焊接的熱輸入比MIG的熱輸入小得多，因此激光焊接接頭熱影響區(qū)的寬度比MIG熱影響區(qū)的窄很多[18]。

焊接接頭熱影響區(qū)中的強化相在焊接熱循環(huán)的作用下全部或大部分溶于固溶體中，由于焊后冷卻速率較大，強化相來不及析出而形成過飽和固溶體，其中的鎂、硅原子發(fā)生擴散、偏聚，形成與α-Al共格或半共格的溶質(zhì)原子團聚區(qū)(GP區(qū))。由于鎂、硅原子與鋁原子的尺寸不同，基體產(chǎn)生嚴重的點陣畸變，并使點陣常數(shù)發(fā)生變化，位錯運動受到阻礙，從而使合金的硬度提高。當鎂、硅原子產(chǎn)生富集并按照一定的順序排列時，便形成中間過渡相β″，由于β″相仍與母相α-Al保持共格關系，其周圍基體產(chǎn)生更嚴重的彈性畸變，對位錯運動的阻礙作用更大，此時強化效果達到最大，從而使熱影響區(qū)的顯微硬度明顯高于焊縫區(qū)的，但由于熱影響區(qū)的自然時效效果不如人工時效效果好，因此熱影響區(qū)的顯微硬度低于母材的[19]。

2.4 拉伸性能

由試驗結果可知，6061鋁合金激光填絲焊接接頭和MIG焊接接頭的抗拉強度分別為234，216 MPa，為母材的76.7%和65.3%，斷后伸長率分別為3.0%，3.8%。由于激光填絲焊接采用小坡口和窄間隙的接頭形式，從而形成硬-軟-硬形式的焊接接頭，導致焊接接頭的強度比MIG焊接接頭的大。拉伸試樣均在焊縫處斷裂，焊縫為焊接接頭的薄弱位置。接頭的抗拉強度比母材低的主要原因為：一方面，金屬在激光的高溫作用下被加熱至熔化態(tài)，β(Mg2Si)強化相大部分或全部熔于熔池中，另外Mg2Si強化相中的鎂元素熔點比較低，在熔化過程中部分鎂元素燒損；另一方面，焊接熔池在熱循環(huán)的作用下形成α-Al固溶體，但焊縫冷卻速率大，會抑制強化相的析出，從而導致接頭的抗拉強度低于母材的。

由圖7可知：母材的拉伸斷口呈典型的等軸韌窩狀，為韌性斷裂，韌窩大小不一，大韌窩周圍分布著小韌窩，韌窩底部存在第二相顆粒，第二相顆粒的分布和尺寸對韌窩的大小有明顯的影響，較大的韌窩底部存在較大的第二相顆粒；激光焊接接頭斷口呈韌窩狀，為韌性斷裂，但韌窩深度較淺，尺寸較小，不容易產(chǎn)生內(nèi)頸縮，形成較多的顯微空洞[19]。由于接頭焊縫處的變形硬化指數(shù)較大，因此焊縫的斷后伸長率小于母材的。

圖7 在1.5 m·min-1焊接速度下母材及激光填絲焊接接頭的斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of base metal (a) and laser welded joint with filler wire (b) at the welding speed of 1.5 m·min-1

3 結 論

(1) 激光填絲焊接6061鋁合金接頭焊縫中心區(qū)域的顯微組織為等軸晶，由α-Al固溶體組成，無β(Mg2Si)強化相析出，近熔合區(qū)的焊縫組織為柱狀晶，靠近熔合線熱影響區(qū)的晶粒粗大。

(2) 激光填絲焊接接頭焊縫區(qū)的硬度最低，約為73 HV；母材的硬度最高，約為110 HV；熱影響區(qū)的硬度隨著距焊縫中心距離的增大先呈波浪式增大，在距焊縫中心2.2～3.8 mm處有所下降，此處為熱影響區(qū)的軟化區(qū)，在距焊縫中心3.8～4.4 mm處又快速增大。

(3) 激光填絲焊接接頭的抗拉強度為234 MPa，約為母材的71%，高于MIG焊接接頭的；焊接接頭均在焊縫處斷裂，接頭和母材的斷裂方式均為韌性斷裂。

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