6005A激光-M IG復(fù)合焊接頭組織及力學(xué)性能研究

李建敏，王春明*，閆 飛，胡席遠(yuǎn)，吳圣川，張 威

（1.華中科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，武漢430074；2.西南交通大學(xué)牽引動(dòng)力國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都610031）

6005A激光-M IG復(fù)合焊接頭組織及力學(xué)性能研究

李建敏1，王春明1*，閆 飛1，胡席遠(yuǎn)1，吳圣川2，張 威1

（1.華中科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，武漢430074；2.西南交通大學(xué)牽引動(dòng)力國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都610031）

為了研究高強(qiáng)度鋁合金的焊接性能，了解激光與金屬惰性氣體（MIG）之間的相互作用機(jī)理，進(jìn)一步優(yōu)化焊接工藝參量，采用光纖激光器與MIG復(fù)合焊焊機(jī)對(duì)3mm厚6005A鋁合金進(jìn)行了復(fù)合焊接試驗(yàn)研究。結(jié)合焊縫形貌、接頭的力學(xué)性能等，分析了工藝參量對(duì)焊縫質(zhì)量的影響規(guī)律。結(jié)果表明，采用激光-MIG復(fù)合焊接6005A，在合適的工藝參量下，可以實(shí)現(xiàn)表面成形良好的接頭；焊縫中的物相主要由α-Al固溶體和彌散分布在基體中的第二相Mg2Si組成；焊縫區(qū)的顯微硬度明顯低于熱影響區(qū)和母材的顯微硬度，接頭的斷裂處發(fā)生在焊縫區(qū)，這是由于焊接熱循環(huán)導(dǎo)致焊縫區(qū)組織粗化與氣孔缺陷所致，接頭的斷裂形式為韌性斷裂，斷裂處呈現(xiàn)大量的韌窩，接頭的抗拉強(qiáng)度為251.52MPa，可以達(dá)到母材的89.19%。焊接質(zhì)量符合工程需要。

激光技術(shù)；激光-金屬惰性氣體復(fù)合焊；鋁合金；微觀組織；力學(xué)性能

引 言

6005A鋁合金為Al-Mg-Si系中等強(qiáng)度鋁合金，因具有優(yōu)良的擠壓成形性、耐腐蝕性和良好的焊接性被廣泛用于高速列車。然而由于鋁合金化學(xué)性質(zhì)活潑、線膨脹系數(shù)大、熱導(dǎo)性好等諸多特點(diǎn)，焊接時(shí)易形成焊縫夾渣、氣孔、熱裂紋、接頭軟化等問題［1-2］。

傳統(tǒng)的金屬惰性氣體（metal inert gas，MIG）復(fù)合焊，因?yàn)闊彷斎氪蠛妥冃螄?yán)重而不能滿足目前生產(chǎn)的要求；單一激光焊接雖然能量密度高、生產(chǎn)效率高、熔深大、焊縫熱影響區(qū)小和焊接變形小，但裝配精度高，所需功率大，而且鋁合金具有表面對(duì)激光的反射率極高、鋁元素電離能低、激光束尺寸較小等缺點(diǎn)，不能得到大面積的推廣。采用激光-MIG復(fù)合焊，不僅可以有效利用電弧能量，在較小的激光功率條件下獲得較大的焊接熔深，而且可以大大降低焊絲的對(duì)位精度，實(shí)現(xiàn)高效率、高質(zhì)量的焊接過程［3-5］。

作者以可熱處理強(qiáng)化型鋁合金6005A為研究對(duì)象，采用激光-MIG復(fù)合焊接的方法，揭示激光-MIG對(duì)高強(qiáng)鋁合金的作用機(jī)理，研究不同微觀組織對(duì)焊縫力學(xué)性能的影響規(guī)律，為今后6005A在高速列車上的廣泛應(yīng)用提供技術(shù)基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)設(shè)備

實(shí)驗(yàn)中使用的激光器為IPG YRL-4000光纖激光器，該激光器主要參量為：最大功率4000W、激光波長(zhǎng)1.07μm。MIG弧焊電源為Fronius TPS4000逆變電，該逆變電源可實(shí)現(xiàn)電流-電壓-送絲速率一體化調(diào)節(jié)，因此在本文中僅以電弧電流表示主要電弧變量。實(shí)驗(yàn)中所用機(jī)器人為ABB IRB4400／60機(jī)器人，額定負(fù)載60kg。

1.2 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)選用6005A鋁合金板材，其規(guī)格為100mm×50mm×3mm。根據(jù)焊絲選用原則，采用牌號(hào)為ER5087的焊絲，焊絲直徑是?1.2mm，焊絲及母材的化學(xué)成分如表1所示。焊前鋁合金試板表面的油污使用酸堿洗清洗干凈，后在100℃烘干爐中干燥2h。

Table 1 Chemical compositions of 6005A and ER5087

1.3 試驗(yàn)方法

由于鋁合金在空氣中極易被氧化，所以在進(jìn)行激光-MIG復(fù)合焊試驗(yàn)之前仍需采用機(jī)械打磨的方法去除合金表面的氧化膜，再用丙酮清洗試樣待焊表面，除去表面的油垢。焊接時(shí)使用夾具將試樣固定在工作臺(tái)上，檢查對(duì)接面是否很好地結(jié)合在一起，防止焊接時(shí)出現(xiàn)錯(cuò)邊現(xiàn)象。激光焊接試驗(yàn)的工藝參量如表2所示。為防止高反現(xiàn)象發(fā)生，從激光頭軸線方向與豎直方向成8°～12°夾角。焊接的示意圖見圖1。

Table 2 The main process parameters of laser-MIG hybrid welding

Fig.1 Setup schematic of laser-MIG hybrid welding

通過實(shí)驗(yàn)對(duì)比，優(yōu)化出最佳的工藝參量，并對(duì)該工藝參量下的焊接接頭進(jìn)行顯微組織及力學(xué)性能分析，探索良好接頭的形成機(jī)理。焊后，按照《GB／T2651-1989焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》切割出3個(gè)束腰拉伸試樣和2個(gè)金相試樣。金相試樣用砂紙進(jìn)行研磨后拋光、腐蝕。選用的腐蝕劑是新配的Keller腐蝕劑。

2 試驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 試樣的宏觀形貌

由圖2所示，1＃試樣焊縫整體質(zhì)量較好，正面呈明亮的魚鱗狀，熔寬的分布比較均勻，無明顯的氧化與飛濺現(xiàn)象，焊縫背面成形也比較均勻。對(duì)于2＃試樣，當(dāng)焊接速率增大到5m／min時(shí)，焊縫出現(xiàn)不連續(xù)。這是因?yàn)樗俾蔬^快激光電弧耦合作用變?nèi)酰す鈱?duì)電弧的吸引和壓縮作用減弱，電弧出現(xiàn)漂移，偶爾還會(huì)伴隨著熄弧的現(xiàn)象。對(duì)于3＃和4＃試樣，同樣的線能量，但不采用Cu墊板時(shí)，焊縫背面成形不均勻、塌陷厲害。因?yàn)殇X合金熔池表面張力較小，易產(chǎn)生下榻缺陷，故在試樣背面采用銅墊板確保焊縫背面的良好成形。

2.2 焊縫橫截面形貌

Fig.2 Typicalweld morphology

Fig.3 The elevation section

從圖3中可以發(fā)現(xiàn)焊縫橫截面形狀類似漏斗，焊縫的上半部分區(qū)域?qū)挒閳A錐體，這是MIG電弧和激光兩種熱源共同作用的結(jié)果；焊縫下部區(qū)域狹窄，電弧影響較小，主要是單激光深熔焊的結(jié)果。焊縫上部區(qū)域最大熔寬僅約5mm，這是由于復(fù)合焊焊接過程中激光形成的等離子體為電弧提供了導(dǎo)電通路，使弧柱電阻減小從而使電弧被壓縮。另外，下部區(qū)域熔寬為1.4mm，下部區(qū)域與上部區(qū)域高度比為1.35，由此可見下部區(qū)域?qū)αW(xué)性能的影響大于上部區(qū)域的作用。

2.3 金相分析

Fig.4 Microstructure of Al alloy welding joint

接頭區(qū)顯微組織如圖4所示。其中圖4a、圖4b、圖4c、圖4d分別對(duì)應(yīng)圖3中A，B，C，D 4個(gè)區(qū)域。6005A鋁合金是可熱處理強(qiáng)化鋁合金，主要強(qiáng)化相為Mg2Si，基體組織為完全再結(jié)晶組織，殘留二次晶等金屬化合物沿?cái)D壓方向排列，如圖4a所示。圖4b熔合線附近有粗大的柱狀晶，這是因?yàn)槿鄢伢w積小、周圍被大體積冷金屬包圍致使熔池中心和熔池邊緣的過渡區(qū)的溫度梯度較大；另外，焊縫中心由于受到成分過冷的影響，形成了等軸晶；從圖4d中可以觀察到D區(qū)等軸晶和柱狀晶晶粒非常細(xì)小，分布均勻；C區(qū)的晶粒比D區(qū)晶粒粗大，這是由于C區(qū)熔池是激光和電弧共同作用的結(jié)果，熱輸入量大，冷卻時(shí)間相對(duì)較長(zhǎng)，晶粒生長(zhǎng)時(shí)間較長(zhǎng)。而D區(qū)受電弧作用很小，主要受激光作用。

另一方面，在D區(qū)發(fā)現(xiàn)了內(nèi)壁光滑的氫氣孔，這類氣孔體積一般較小，可以通過焊前對(duì)焊接材料表面進(jìn)行嚴(yán)格的物理或者化學(xué)清理以及加強(qiáng)對(duì)焊縫熔池的保護(hù)等措施加以抑制［6-7］。

Fig.5 Scanning electron microscope tissue

從圖5中可以發(fā)現(xiàn)，在焊縫熱影響區(qū)基體中出現(xiàn)強(qiáng)化相的粗化，導(dǎo)致熱影響區(qū)內(nèi)出現(xiàn)軟化區(qū)，一定程度上削弱了接頭的力學(xué)性能。要提高接頭的力學(xué)性能，必須減少焊縫區(qū)的熱輸入量，同時(shí)提高焊縫的冷卻速度，阻止熱影響區(qū)的強(qiáng)化相的粗化。

2.4 接頭的顯微硬度

為了評(píng)估接頭區(qū)的力學(xué)性能，選用上述參量下的試樣進(jìn)行硬度測(cè)試。試驗(yàn)中選用的測(cè)量?jī)x器是DHV-1000顯微硬度計(jì)，具體的參量如下：載荷為1.98N，加載時(shí)間為15s。接頭的顯微硬度如圖6所示。

Fig.6 Micro-hardness near the interface of Al alloy

從整個(gè)焊縫復(fù)合區(qū)的硬度分布來看，焊縫中心硬度最低，平均56.64HV，熱影響區(qū)平均硬度66.52HV，高于焊縫中心而低于母材區(qū)。焊縫區(qū)硬度降低主要是因?yàn)閺?qiáng)化元素Mg有大量的蒸發(fā)燒損，使得在焊縫中作為強(qiáng)化相的Mg2Si明顯減少［8-10］。熱影響區(qū)也有一定程度的軟化，主要是由于熱循環(huán)導(dǎo)致強(qiáng)化相粗大。

由此可見，焊縫區(qū)是整個(gè)接頭的最薄弱的區(qū)域，這與拉伸斷裂位置出現(xiàn)在焊縫區(qū)域的結(jié)論是吻合的。

2.5 接頭強(qiáng)度

試驗(yàn)中的拉力試驗(yàn)機(jī)為WDW3200微控電子萬能試驗(yàn)機(jī)。

Fig.7 Tensile curve

接頭拉伸曲線如圖7所示，在以下工藝參量：激光功率3.5kW，焊接速率4.5m／min，MIG焊電流120A，離焦量－1mm，氬氣流量1.5m3／h，光絲間距2mm時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度平均值為251.52MPa，母材抗拉強(qiáng)度為282MPa，即達(dá)到了母材的89.19%。

如圖8所示，該試樣工藝參量為：激光功率3.5kW，焊接速率4.5m／min，MIG焊電流130A。在同一塊試板上取拉伸試樣2個(gè)。試樣1抗拉強(qiáng)度為226MPa，沿熔合線45°斷裂；而試樣2抗拉強(qiáng)度為203MPa，斷在焊縫中心處，斷口存在2個(gè)肉眼可見氣孔。表明焊接接頭區(qū)氣孔缺陷是導(dǎo)致復(fù)合焊接頭性能下降的直接原因。

Fig.8 Tensile fracture

2.6 拉伸斷口形貌

為了進(jìn)一步研究接頭的斷裂機(jī)理，使用JSM-7600F場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡，對(duì)接頭的斷口形貌進(jìn)行深入研究。

如圖9所示，接頭的斷裂位置發(fā)生在焊縫中心區(qū)。在低倍條件下觀察，斷口呈現(xiàn)微孔聚集型，氣孔尺寸在89μm范圍內(nèi)，在氣孔的周圍分布著大量細(xì)小的韌窩。在高倍條件下，斷口由大量韌窩組成且韌窩較淺，底部平坦，斷口形貌為典型的韌窩斷裂。

Fig.9 Fracture morphology

基于拉伸試驗(yàn)及斷口分析結(jié)果可證實(shí)，焊縫氣孔密集區(qū)是焊縫的薄弱部位，是導(dǎo)致復(fù)合焊接頭性能下降的直接原因。

3 結(jié) 論

（1）采用合適的工藝參量與Cu墊板輔助冷卻，可實(shí)現(xiàn)薄板6005A鋁合金優(yōu)質(zhì)高效的激光-MIG復(fù)合焊接，焊縫成形均勻且無咬邊下塌，接頭強(qiáng)度達(dá)到母材89.19%。本研究條件下，優(yōu)選的工藝參量為：激光功率3.5kW，焊接電流100A～130A，焊速4.5m／min，離焦量－1mm，氬氣流量1.5m3／h，光絲間距2mm，采用Cu墊板。

（2）鋁合金激光-MIG復(fù)合焊焊縫的上部組織明顯比焊縫下部組織粗大，氣孔缺陷較多，表明復(fù)合焊接過程中電弧主要對(duì)上部區(qū)域施加了較多熱影響，下部區(qū)域主要受深穿透激光能量的影響。熱影響區(qū)組織一定程度上比母材粗大，強(qiáng)化相粒子在焊接熱循環(huán)過程中發(fā)生過時(shí)效，聚集粗化是熱影響區(qū)軟化的主要原因。

（3）拉伸接頭斷裂處存在較多的密集微孔，表明氣孔是導(dǎo)致復(fù)合焊接頭性能下降的重要原因。

［1］ XU L H，TIAN Zh L，PENG Y.Microstructure and mechanical properties of high strength aluminum alloy laser welds［J］.Chinese Journal of Lasers，2008，35（3）：456-461（in Chinese）.

［2］ HU B，RICHARDSON IM.Microstructure and mechanical properties of AA7075（T6）hybrid laser／GMA welds［J］.Materials Science and Engineering，2007，A459（1／2）：94-100.

［3］ WANGW，WANG X Y，QING L.Welding characteristics of laserlow power pulse MIG hybrid welding aluminium alloy［J］.Transactions of the China Welding Institution，2007，28（8）：37-40（in Chinese）.

［4］ HU B，RICHARDSON IM.Hybrid laser／GMA welding aluminum alloy 7075［J］.Welding in the World，2006，50（7／8）：51-57.

［5］ XU L H，TIAN Zh L，PENG Y.et al.Comparison of MIG welding and laser-MIG welding of high strengthaluminum alloy［J］.Transactions of the China Welding Institution，2007，28（2）：38-42（in Chinese）.

［6］ GONG Sh L，YAOW，SHIS.Porosity formation mechanisms and controlling technique for laser penetration welding of aluminum alloy［J］.Transactions of the China Welding Institution，2009，30（1）：60-63（in Chinese）.

［7］ KATAYAMA S，NAITO Y，UCHIUMIS，et al.Physical phenomena and porosity prevention mechanism in laser-arc hybrid welding［J］.Transactions of JWRI，2006，35（1）：13-18.

［8］ MA T，OUDEN G.Softening behaviour of Al-Zn-Mg alloys due to welding［J］.Materials Science and Engineering，1999，266（1／2）：198-204.

［9］ CHANG Y J，DONG JH，ZHANG Y.A study on the microstructures and properties of the welded 6061 aluminium alloy Joint［J］.Welding，2006，37（1）：21-25（in Chinese）.

［10］ FU G F，TIAN F Q，WANG H.Studies on softening of heat-affected zone of pulsed-current GMA welded Al-Zn-Mg alloy［J］.Journal of Materials Processing Technology，2006，180（1／3）：216-220.

Study on microstructure and mechanical properties of 6005A joint in laser-MIG hybrid welding

LI Jianmin1，WANG Chunming1，YAN Fei1，HU Xiyuan1，WU Shengchuan2，ZHANG Wei1
（1.School of Materials Science and Engineering，Huazhong University of Science and Technology，Wuhan 430074，China；2.State Key Laboratory of Traction Power，Southwest Jiaotong University，Chengdu 610031，China）

In order to study the welding of high-strength aluminum alloy，understand the interaction mechanism between laser and metal inert gas（MIG）and optimize the welding process parameters further，experimental investigation on 6005A aluminum alloy with 3mm thickness in laser-MIG hybrid welding was performed using fiber laser and MIG welding machine.The influence of process parameters on weld quality was analyzed after combining weld morphology with mechanical properties of joints.The results show that a joint with good deformation for 6005A aluminum alloy under appropriate process parameters can be achieved in laser-MIG hybrid welding.Phases in the weld are mainly composed ofα-Al solid solution and the second phase Mg2Si dispersed in the matrix.It also is found that the hardness in the weld zone is significantly lower than that of the heat affected zone and the base metal.The fracture of welded joint occurs in the weld zone on account of microstructure coarsening and porosity defect induced by welding thermal cycle.It ruptures in the form of ductile fracture，where a lot of dimples appear.The tensile strength of the joint is 251.52MPa，89.19%of the parent material.The weld quality meets the project requirements.

laser technique；laser-metal inert gas hybird welding；aluminum alloy；microstructure；mechanical properties

TG456.7

A

10.7510／jgjs.issn.1001-3806.2014.06.003

1001-3806（2014）06-0733-05

牽引動(dòng)力國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放課題資助項(xiàng)目（TPL1303）

李建敏（1990-），女，碩士研究生，主要從事激光-金屬惰性氣體復(fù)合焊的研究。

*通訊聯(lián)系人。E-mail：cmwang＠hust.edu.cn

2014-01-21；

2014-02-24