5A01鋁合金薄板激光擺動(dòng)焊接接頭微觀組織與力學(xué)性能

范霽康 ，馬 立 ，倪 程 ，宋友民 ，王克鴻

1.南京理工大學(xué) 受控電弧智能增材技術(shù)工業(yè)和信息化部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，江蘇 南京 210094

2.昆山華恒焊接股份有限公司，江蘇 昆山 215300

0 前言

5A01鋁合金是一種非熱處理強(qiáng)化合金，因具有良好的加工性能以及較高的疲勞強(qiáng)度、塑性、耐蝕性等機(jī)械性能，在航空航天、船舶、車輛、壓力容器等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛［1］。傳統(tǒng)弧焊方法焊接效率低、熱輸入大，焊接鋁合金時(shí)易造成焊縫區(qū)晶粒粗大，產(chǎn)生氣孔、裂紋等缺陷，而高能量密度的激光焊憑借焊接熱影響區(qū)小、焊接質(zhì)量好等優(yōu)點(diǎn)成為鋁合金主流焊接工藝之一，但其熱影響區(qū)是薄壁構(gòu)件整體承載的薄弱環(huán)節(jié)，且焊接變形問題嚴(yán)重。

林相遠(yuǎn)等［2］采用弧焊和激光焊焊接3 mm厚6系鋁合金，對(duì)比分析了使用激光焊接鋁合金的優(yōu)勢(shì)，結(jié)果表明采用高功率激光填絲焊能夠獲得組織性能優(yōu)異的焊接接頭。Abioye T E等［3］對(duì)0.6 mm厚AA5052-H32鋁合金進(jìn)行了脈沖激光焊接，結(jié)果表明在高脈沖能量（25 J）、高平均峰值功率（4.2 kW）或者低脈沖能量（17.6 J）、低平均峰值功率（2.8 kW）下，均能獲得符合要求的高質(zhì)量焊縫。陳根余［4］等使用超聲波輔助激光焊對(duì)1 mm厚6061鋁合金進(jìn)行焊接，探究了超聲波對(duì)6061鋁合金焊接變形的抑制作用。劉懷亮［5］等人探究了采用激光擺動(dòng)焊接工藝焊接6061鋁合金，通過調(diào)整焊接速度與激光功率的匹配關(guān)系，能夠形成穩(wěn)定均勻的魚鱗紋狀焊縫形貌。余世文［6］等人采用激光擺動(dòng)焊接方法對(duì)6 mm厚5183 鋁合金進(jìn)行焊接，通過調(diào)節(jié)激光擺動(dòng)參數(shù)獲得了氣孔率極低的焊接接頭，進(jìn)一步提高了焊縫的力學(xué)性能。然而，對(duì)5A01鋁合金薄板激光焊的研究還鮮有報(bào)道。

激光擺動(dòng)焊是利用掃描振鏡實(shí)現(xiàn)聚焦光束的擺動(dòng)，與傳統(tǒng)固定光束相比，具有焊接精度高、焊縫成形好、可抑制飛濺和氣孔等優(yōu)點(diǎn)［7］。本文使用IPG光纖激光器對(duì)1.0 mm厚5A01鋁合金薄板進(jìn)行脈沖激光擺動(dòng)焊接試驗(yàn)，得到焊縫成形良好的工藝參數(shù)，并對(duì)焊接接頭的顯微組織和力學(xué)性能進(jìn)行分析。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用兩塊100 mm×100 mm×1 mm的5A01鋁合金試板進(jìn)行拼焊，其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別如表1、表2所示。焊前首先用丙酮擦洗鋁板，去除鋁板上的油污，然后用角磨機(jī)打磨去除鋁板表面的氧化膜。由于焊接試板較薄，焊接時(shí)采用壓板進(jìn)行固定，將兩塊試板安裝間隙控制在0.15 mm以下，同時(shí)還可以防止焊接過程中出現(xiàn)錯(cuò)動(dòng)以及焊接變形。保護(hù)氣體為純Ar。經(jīng)過前期大量試驗(yàn)得知，當(dāng)激光功率較低時(shí)，所需焊接速度較小，此時(shí)焊接過程中的穩(wěn)定性變差，焊縫成形也會(huì)受到影響；當(dāng)選用激光功率過高時(shí)，所需焊接速度大，易造成焊縫不連續(xù)。本研究采用的激光焊接參數(shù)如表3所示。

表1 5A01鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical compositions of 5A01 aluminum alloy （wt.%）

表2 5A01鋁合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 5A01 aluminum alloy

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding parameters

試驗(yàn)采用IPG公司的6 kW光纖激光器，激光焊接頭為Precitec公司的YW52擺動(dòng)焊接頭，焊接時(shí)可通過掃描振鏡使光束沿垂直于焊接方向進(jìn)行掃描，實(shí)現(xiàn)激光擺動(dòng)焊接，如圖1所示。為了防止鋁合金的回反光燒毀激光器，焊接時(shí)焊接頭向焊接方向傾斜15°。

圖1 激光擺動(dòng)焊接示意Fig.1 Schematic diagram of laser swing welding

焊接結(jié)束后，按照GB/T228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》在焊接試板上切割出拉伸試樣和金相試樣。拉伸試樣尺寸如圖2所示，使用微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)（WDW-300-I）對(duì)試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)試試樣垂直于焊接方向，同時(shí)測(cè)試2個(gè)平行試樣，并觀察分析拉伸斷口形貌特征。在焊縫處截取10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)過鑲嵌、研磨、拋光后進(jìn)行腐蝕，腐蝕液為keller試劑（蒸餾水95 mL+硝酸2.5 mL+鹽酸1.5 mL+氫氟酸1 mL），然后采用徠卡DMILM型金相顯微鏡和日本電子JSM-IT500HR掃描電子顯微鏡觀察接頭處焊縫微觀組織，采用HVS-1000Z硬度計(jì)測(cè)試焊接接頭區(qū)域的顯微硬度。

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Size of tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 焊縫表面成形

采用表3的工藝參數(shù)獲得的焊縫形貌如圖3所示，焊縫正反兩面成形良好，表面無裂紋、匙孔、咬邊、夾雜等缺陷。

圖3 5A01鋁合金焊縫形貌Fig.3 Weld profile of 5A01 aluminum alloy

2.2 接頭組織形貌

焊接接頭宏觀組織形貌如圖4所示，從左到右依次為母材區(qū)、熱影響區(qū)、熔合區(qū)、焊縫區(qū)。由于激光焊接熱輸入較小，冷卻速度快，使得熱影響區(qū)晶粒來不及長(zhǎng)大就開始冷卻，導(dǎo)致熱影響區(qū)較窄，并且其組織與母材區(qū)基本相同。雖然增加了擺動(dòng)參數(shù)促進(jìn)熔池流動(dòng)、氣孔逸出，可在焊縫區(qū)依然出現(xiàn)了少量氣孔，這是因?yàn)閬碜栽嚢灞砻嫠畾庵械臍湓釉谌鄢亟饘僦芯哂幸欢ǖ娜芙舛龋m然在固體中的溶解度極小，但激光焊接冷卻速度極快，導(dǎo)致溶解的氫來不及逸出，從而殘留在凝固的金屬內(nèi)部，形成氫氣孔［8］。

圖4 焊接接頭宏觀形貌Fig.4 Macro morphology of welded joint

焊縫區(qū)域的顯微組織如圖5所示，室溫下母材由基體（Mg在Al中的固溶體）和少量的金屬間化合物（主要為Mg2Al3）組成［9］。從圖5可以觀察到熔池中靠近母材的熔融金屬會(huì)首先借助母材進(jìn)行連續(xù)長(zhǎng)大結(jié)晶，在垂直于熔合線方向（最大導(dǎo)熱方向）上形成柱狀晶，這是由于激光熱源集中，焊接速度快，以及鋁合金自身導(dǎo)熱性好等因素，使得激光焊接熔池冷卻速度很快，因此熔池金屬處于動(dòng)態(tài)非平衡結(jié)晶；隨著柱狀晶的進(jìn)一步生長(zhǎng)，在逐漸靠近焊縫內(nèi)部的過程中，溫度梯度逐漸下降，粗大的柱狀晶逐漸細(xì)化［10］；在最后凝固階段，部分晶體趨向于自發(fā)形核并長(zhǎng)大成為等軸晶，這是因?yàn)楹缚p中心冷卻速度相對(duì)較慢，熔池內(nèi)部沿著各個(gè)方向的過冷度差別不大，使晶體沿著各個(gè)方向的生長(zhǎng)速度大致相同。此外，在激光頭擺動(dòng)攪拌和脈沖激光震動(dòng)的作用下，能夠使焊縫中心枝晶進(jìn)一步破碎，為新的晶粒提供形核位置，使得內(nèi)部晶粒得到細(xì)化。

圖5 焊接接頭微觀組織Fig.5 Microstructure of the welded joint

2.3 力學(xué)性能

2.3.1 顯微硬度

使用HVS-1000Z硬度計(jì)沿著以焊縫中心為分界線的左右對(duì)稱區(qū)域每間隔0.25 mm測(cè)定一個(gè)硬度值，得到焊縫硬度分布曲線如圖6所示。可以看出，焊接接頭存在軟化現(xiàn)象，焊縫中心區(qū)硬度最低，僅為55.8 HV，硬度沿?zé)嵊绊憛^(qū)和母材區(qū)逐漸升高，母材區(qū)硬度最高，平均硬度71.4 HV。這是因?yàn)?A01為非熱處理強(qiáng)化鋁合金，在焊縫區(qū)熔化再結(jié)晶過程中，其局部冷作硬化作用消失，從而造成焊縫區(qū)軟化嚴(yán)重［11］。另外，在5A01鋁合金中由于鎂的高蒸汽壓和低熔點(diǎn)容易導(dǎo)致部分Mg元素在激光焊接高溫作用下蒸發(fā)損耗，降低了焊縫區(qū)域硬度，同時(shí)焊接過程中在焊縫處產(chǎn)生的微氣孔也會(huì)降低焊縫區(qū)域硬度［12］。

圖 6 接頭顯微硬度分布Fig.6 Microhardness distribution of welded joints

2.3.2 拉伸性能

對(duì)焊縫試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，結(jié)果如表4所示。試樣斷裂位置均發(fā)生在焊縫，并且焊接接頭抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率與母材相比均有大幅降低，抗拉強(qiáng)度約為母材的66%，斷后伸長(zhǎng)率約為母材的41%。觀察焊縫斷口發(fā)現(xiàn)（見圖7a），焊接接頭斷裂部位與母材相比出現(xiàn)了較小的頸縮，這是因?yàn)槔鞎r(shí)在焊縫區(qū)的氣孔處易產(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象，使抗拉強(qiáng)度降低，大幅減小焊接接頭的斷后伸長(zhǎng)率［13］。此外，由于激光焊接能量密度高、加熱集中，薄板容易因受熱不均產(chǎn)生較大內(nèi)應(yīng)力，也降低了焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率。

表 4 接頭拉伸性能Table 4 Tensile properties of welded joint

拉伸斷口微觀形貌如圖7所示，焊縫在受到超過屈服強(qiáng)度的拉伸載荷時(shí)，發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生頸縮，斷面周圍的晶粒處于三向應(yīng)力狀態(tài)，使得沉淀相、夾雜物與晶界分離形成微孔。由圖7c可以看出，這些微孔在拉應(yīng)力作用下變成密集分布韌窩，韌窩中心未發(fā)現(xiàn)明顯的第二相析出，由于焊后抗拉強(qiáng)度的降低，繼續(xù)增加拉應(yīng)力韌窩很難被拉長(zhǎng)，呈現(xiàn)出小而淺的特點(diǎn)。隨著拉伸應(yīng)力的繼續(xù)增大，大量位錯(cuò)同時(shí)開動(dòng)，在晶界及第二相顆粒的阻礙下產(chǎn)生應(yīng)力集中引起應(yīng)變，裂紋源進(jìn)行擴(kuò)展，在焊縫內(nèi)部氣孔作用下很容易造成焊縫斷裂；一方面氣孔的產(chǎn)生容易引起應(yīng)力集中，加速裂紋擴(kuò)展，另一方面氣孔會(huì)降低焊縫的有效截面積，降低抗拉強(qiáng)度［14］。因此，焊接接頭斷裂的形式主要表現(xiàn)為韌窩斷裂，晶界及沉淀相對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用極大地降低了焊接接頭的韌性和斷后伸長(zhǎng)率。

圖 7 拉伸斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of tensile specimen

3 結(jié)論及展望

（1）對(duì)1 mm厚的5A01鋁合金薄板進(jìn)行激光擺動(dòng)焊接，當(dāng)焊接速度40 mm/s，激光功率1 600 W，脈沖頻率5 kHz，擺動(dòng)頻率110 Hz，擺動(dòng)直徑0.5 mm，能夠獲得成形良好、表面無缺陷的焊接接頭。

（2）激光擺動(dòng)焊接焊縫從熔合線向焊縫的過渡區(qū)域?yàn)橹鶢罹Х植?，焊縫中心有少量細(xì)小的等軸枝晶，在脈沖激光擺動(dòng)的作用下焊縫組織能夠進(jìn)一步細(xì)化。

（3）焊接接頭區(qū)域整體硬度和抗拉強(qiáng)度均低于母材區(qū)，由于氣孔存在，接頭抗拉強(qiáng)度僅為母材的66%，斷后伸長(zhǎng)率為母材的41%，焊縫斷裂的形式主要為韌窩斷裂。

（4）本研究中鋁合金焊接接頭力學(xué)性能有明顯下降，下一步擬針對(duì)降低焊縫缺陷、改善組織形態(tài)等方面展開研究，以提高鋁合金焊接接頭的力學(xué)性能，促進(jìn)薄板5A01鋁合金在工程領(lǐng)域的實(shí)際應(yīng)用。