7xxx高強(qiáng)鋁合金熔化焊研究進(jìn)展

王龍權(quán)，尹天天，張巖，宋閩，張基隆，曲暢

(1. 中國機(jī)械總院集團(tuán)哈爾濱焊接研究所有限公司，哈爾濱 150028；2. 東北輕合金有限責(zé)任公司，哈爾濱 150060；3. 機(jī)械工業(yè)哈爾濱焊接技術(shù)培訓(xùn)中心，哈爾濱 150046；4. 大連船舶重工集團(tuán)有限公司，遼寧 大連 116103)

0 前言

以Zn為主要合金元素的7xxx鋁合金屬于可熱處理強(qiáng)化鋁合金，配合合適的熱處理工藝，其強(qiáng)度可媲美結(jié)構(gòu)鋼，故稱為高強(qiáng)鋁合金。7xxx鋁合金具有低密度、高比強(qiáng)度、易成形、優(yōu)良的加工性能及力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于軌道交通及航空航天等領(lǐng)域[1-3]。Al-Zn-Mg系鋁合金具有中等強(qiáng)度及優(yōu)良的焊接性，稱為中高強(qiáng)可焊鋁合金[4]。Al-Zn-Mg-Cu系鋁合金中，Zn和Mg元素起主要強(qiáng)化作用，Cu元素雖然也起到一定的強(qiáng)化作用，但主要是為了提高鋁合金的耐蝕性，但也導(dǎo)致材料焊接性下降，也稱為超高強(qiáng)難焊鋁合金。

7xxx鋁合金具有線膨脹系數(shù)高、導(dǎo)熱率大及熔融態(tài)易吸氫等特點(diǎn)，在熔化焊時(shí)，容易出現(xiàn)熱裂紋[5]、氣孔及未熔合等焊接缺陷。7xxx鋁合金常用的熔化焊方法有鎢極惰性氣體保護(hù)焊（Tungsten inert-gas arc welding, TIG; Gas tungsten arc welding, GTAW）、熔化極惰性氣體保護(hù)焊（Metal inert-gas arc welding, MIG;Gas metal arc welding, GMAW）、激光焊（Laser beam welding, LBW）、激光-電弧復(fù)合焊（Laser-arc hybrid welding,LAHW）等焊接方法。各專家學(xué)者對(duì)此進(jìn)行了大量研究，以改善7xxx鋁合金的焊接性，保證焊接接頭的質(zhì)量，使其在各個(gè)領(lǐng)域得到充分的應(yīng)用。

1 鎢極惰性氣體保護(hù)焊

鎢極惰性氣體保護(hù)焊所用的惰性氣體有Ar，He及Ar + He混合氣體；用Ar保護(hù)的稱鎢極氬弧焊，用He保護(hù)的稱鎢極氦弧焊。由于氣體成本的差異，鎢極氬弧焊用的較多。鎢極氬弧焊具有工藝性好、能進(jìn)行全位置焊接、容易控制熱輸入等特點(diǎn)，而鎢極載流能力有限，適合于焊接薄板或?qū)崦舾胁牧系暮附印?/p>

1.1 焊接缺陷

有學(xué)者研究焊接裂紋、接頭組織和沖擊韌性的關(guān)系，例如，?evik[6]采用GTAW對(duì)7075鋁合金進(jìn)行不填絲焊接試驗(yàn)，以研究焊接電流對(duì)接頭組織及性能的影響，在焊接試樣的焊縫根部檢測(cè)到了微裂紋（熱裂紋）缺陷，熱裂紋會(huì)使焊縫的沖擊韌性下降；同時(shí)，隨著焊接電流的增大，熱輸入增大，焊縫晶粒粗化，也會(huì)導(dǎo)致焊縫的沖擊韌性下降。Gao等學(xué)者[7]采用多層多道焊工藝制備AA7A52鋁合金TIG接頭，并研究其組織及沖擊韌性，發(fā)現(xiàn)焊縫中析出的細(xì)小、彌散分布的橢球形η(MgZn2)相有助于改善焊縫韌性，如圖1所示[7]；而熱影響區(qū)中的析出的晶間連續(xù)Al2MgCu相，在拉伸斷裂過程中作為裂紋源，為裂紋擴(kuò)展提供通道。王池權(quán)等學(xué)者[8]對(duì)5A06-O/7A05-T6異種鋁合金進(jìn)行鎢極氬弧焊，研究氣孔和未熔合缺陷焊接接頭疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)：相較于氣孔，未熔合更容易導(dǎo)致疲勞裂紋的萌生，縮短疲勞壽命。由此可見，獲得優(yōu)質(zhì)無缺陷焊縫、細(xì)化晶粒、獲得細(xì)小彌散分布的析出相有利于改善焊縫乃至焊接接頭的沖擊韌性，以及抗疲勞性能。

圖1 細(xì)小、彌散分布的橢球形η(MgZn2)相

1.2 接頭軟化

高強(qiáng)鋁合金焊接接頭的軟化問題，是鋁合金焊接的重點(diǎn)和難點(diǎn)之一，接頭軟化導(dǎo)致接頭承載能力降低，致使母材的強(qiáng)度性能利用率降低。因此，如何改善焊接接頭軟化問題，即提高高強(qiáng)鋁合金焊接接頭強(qiáng)度系數(shù)是學(xué)者們研究的重點(diǎn)之一。

有學(xué)者通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，以提高焊接接頭強(qiáng)度。例如，Aravind等學(xué)者[9]采用響應(yīng)曲面法（Response surface methodology, RSM）對(duì)7075鋁合金GTAW接頭性能進(jìn)行了測(cè)試分析，研究了焊接電流、焊接速度及焊接時(shí)間對(duì)焊接接頭抗拉強(qiáng)度的影響，發(fā)現(xiàn)抗拉強(qiáng)度峰值可達(dá)130.27 MPa（期望目標(biāo)值140 MPa），而根據(jù)RSM分析結(jié)果可知，焊接時(shí)間對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度影響最大，其次是焊接速度，再次是焊接時(shí)間。Sathishkumar等學(xué)者[10]采用完全析因設(shè)計(jì)技術(shù)研究了焊接電流、焊接速度及保護(hù)氣體流量等焊接工藝參數(shù)對(duì)鋁合金GTAW接頭抗拉強(qiáng)度的影響，影響由大到小為焊接速度、保護(hù)氣體流量及焊接電流；最佳參數(shù)下，接頭抗拉強(qiáng)度121 MPa。陳今良等學(xué)者[11]采用TIG及ER5056焊絲對(duì)7075鋁合金進(jìn)行焊接，研究焊接電流（110～150 A）對(duì)焊接接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：隨著焊接電流的增加，焊接接頭的力學(xué)性能（硬度、抗拉強(qiáng)度）呈現(xiàn)先增后減的趨勢(shì)；當(dāng)焊接電流為140 A 時(shí)，焊接接頭的力學(xué)性能達(dá)到最佳。郭新宇等學(xué)者[12]采用ER5183焊絲對(duì)7A04鋁合金進(jìn)行脈沖TIG焊接試驗(yàn)，探究焊接電流波形（矩形波、正弦波、三角波）對(duì)焊接質(zhì)量的影響；發(fā)現(xiàn)：焊接電流波形會(huì)影響焊縫晶粒尺寸及組織形態(tài)，焊接電流采用三角波時(shí)，焊縫晶粒細(xì)小，接頭屈服強(qiáng)度優(yōu)于其他2種波形的接頭，屈強(qiáng)比達(dá)0.95。然而，焊接時(shí)間是焊接速度的關(guān)聯(lián)參數(shù)，可以將焊接時(shí)間化為焊接速度，而焊接速度和焊接電流是焊接熱輸入的重要參數(shù)。熱輸入過大，容易導(dǎo)致接頭晶粒粗大、強(qiáng)化相熔解，接頭發(fā)生軟化，承載能力下降；而熱輸入過小，容易導(dǎo)致接頭產(chǎn)生未熔合及氣孔等缺陷，也會(huì)導(dǎo)致承載能力下降。因此，優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，采用合理的熱輸入，才能獲得優(yōu)質(zhì)的焊接接頭。

有學(xué)者通過選用合適的焊絲，以提高焊接接頭強(qiáng)度。例如，Zhu等學(xué)者[13]采用TIG分別對(duì)6061-T6和7003-T6鋁合金進(jìn)行了焊接，研究板厚（4 mm，6 mm）及焊接材料（5356焊絲、5183焊絲）對(duì)接頭強(qiáng)度系數(shù)的影響，發(fā)現(xiàn)5356焊絲的焊接質(zhì)量優(yōu)于5183焊絲；相同焊接條件下（板厚4 mm、5356焊絲），7003-T6接頭強(qiáng)度系數(shù)（54.5%）低于6061-T6（70.3%），即6061-T6焊接性優(yōu)于7003-T6。何柔月等學(xué)者[14]考慮到稀土元素對(duì)焊縫性能會(huì)產(chǎn)生有利的影響，故采用含微量Er元素的焊絲對(duì)7075鋁合金進(jìn)行鎢極氬弧焊，研究Er元素含量對(duì)焊縫顯微組織和力學(xué)性能的影響，焊縫中的Al3Er可以細(xì)化焊縫晶粒，同時(shí)產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化作用，提高焊縫的綜合力學(xué)性能，即在焊絲中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0. 6%的稀土元素Er后，接頭強(qiáng)度系數(shù)從63.5%提高到71.5%。毛華等學(xué)者[15]則采用含Sc焊絲對(duì)7B52鋁合金分別進(jìn)行TIG和MIG焊接試驗(yàn)，研究其對(duì)接頭組織和性能的影響，焊縫中的Sc，Zr，Ti元素聯(lián)合Al元素產(chǎn)生了沉淀強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化及固溶強(qiáng)化作用，使TIG接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到66%～69%，MIG接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到66%～68%。因此，采用合適的焊絲，尤其是含稀土元素的焊絲，利用稀土元素與焊縫金屬作用，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化、細(xì)化晶粒及固溶強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制，以提高接頭強(qiáng)度系數(shù)。

也有學(xué)者考慮采用焊后熱處理工藝，提高接頭強(qiáng)度系數(shù)。例如，陳今良等學(xué)者[16]制備了7075 鋁合金TIG接頭，并進(jìn)行了固溶 + 時(shí)效處理，研究固溶溫度與時(shí)效時(shí)間對(duì)接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)固溶與時(shí)效能顯著改善接頭的塑韌性，并提高接頭的抗拉強(qiáng)度（由熱處理前的279.72 MPa提高到361.39 MPa）。Li 等學(xué)者[17]采用自制7xxx焊絲對(duì)5 mm厚7075-T6鋁合金進(jìn)行TIG對(duì)接試驗(yàn)，并對(duì)焊接接頭進(jìn)行T6熱處理，對(duì)比分析了T6熱處理前后焊接接頭的組織及性能，發(fā)現(xiàn)：熱處理前，接頭發(fā)生了軟化；熱處理后，接頭各區(qū)域組織粗化，分布有少量含鐵雜質(zhì)相，η相和S相熔解在基體中，這導(dǎo)致軟化區(qū)消失，接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)94%。

1.3 耐蝕性

耐蝕性差是7xxx系高強(qiáng)鋁合金焊接接頭另一重要問題，學(xué)者們也展開了一些研究。杜春平[18]采用ER5356焊絲對(duì)Al-Zn-Mg合金（熱處理狀態(tài)為T5）進(jìn)行TIG單面焊雙面成形試驗(yàn)，研究了焊接接頭的力學(xué)性能及耐蝕性，發(fā)現(xiàn)接頭近縫熱影響區(qū)室溫力學(xué)性能和抗應(yīng)力腐蝕性能均較母材差。與母材相比，接頭室溫抗拉強(qiáng)度下降率3.3%；接頭在腐蝕介質(zhì)中的抗拉強(qiáng)度和、斷裂時(shí)間分別下降了39.7%，40.3%。Satputaley等學(xué)者[19]采用TIG對(duì)4 130和7075-T6進(jìn)行焊接，發(fā)現(xiàn)：7075-T6接頭易于發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂（Stress corrosion cracking, SCC）。

針對(duì)該問題，郭立祥等學(xué)者[20]研究了焊接電流（160～180 A）及T6熱處理（480 ℃ × 1 h，120 ℃ × 24 h）對(duì)焊縫耐蝕性的影響，發(fā)現(xiàn)T6熱處理后，元素由T6前的偏析嚴(yán)重狀態(tài)變?yōu)榉植季鶆驙顟B(tài)，改善焊縫的耐蝕性；焊接電流165 A時(shí)，T6熱處理后的焊縫耐蝕性最好。綜上可知，采用合理的焊后熱處理，既有利于改善接頭的軟化問題，又有利于改善接頭耐蝕性差的問題。

2 熔化極惰性氣體保護(hù)焊

考慮焊接工藝特點(diǎn)和生產(chǎn)效率，TIG適合薄板焊接，而MIG較適合中厚板焊接。然而，采用MIG對(duì)7xxx鋁合金進(jìn)行焊接仍要考慮接頭軟化及耐蝕性問題，同時(shí)接頭的應(yīng)力和變形也需要考慮。

2.1 接頭軟化

何兆坤等學(xué)者[21]基于超射流過渡模式對(duì)45°坡口的7N01-T5鋁合金進(jìn)行了MIG焊試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)：焊縫晶粒長大最嚴(yán)重，焊縫顯微硬度最低；而熱影響區(qū)可分為硬度稍微降低的淬火區(qū)及硬度明顯降低的軟化區(qū)。佘亞東等學(xué)者[22]對(duì)12 mm 厚7N01 鋁合金板進(jìn)行脈沖MIG 焊對(duì)接試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)：先焊焊道在后焊焊道的熱輸入下，部分晶粒發(fā)生重熔，未熔晶粒發(fā)生長大，后焊焊道晶粒在先焊焊道重熔晶粒上外延生長，后焊焊道晶粒比較粗大；而焊縫晶粒粗大是導(dǎo)致焊縫軟化的一個(gè)重要原因。Zhou等學(xué)者[23]采用GMAW對(duì)Al-Zn-Mg-Cu合金進(jìn)行多道焊試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)：熱影響區(qū)由α(Al)，η(MgZn2)及Al2MgCu相組成，相的尺寸、形態(tài)及分布狀態(tài)對(duì)熱影響區(qū)的性能有很重要的影響；例如，晶間析出的連續(xù)分布的帶狀A(yù)l2MgCu 相促進(jìn)裂紋和脆性斷裂區(qū)的形成，粗化的析出粒子會(huì)惡化熱影響區(qū)的力學(xué)性能。顧佳星等學(xué)者[24]采用MIG對(duì)A7N01鋁合金T形接頭兩側(cè)分別進(jìn)行了單道焊和雙道焊試驗(yàn)，強(qiáng)化相受熱輸入的影響發(fā)生聚集長大或熔解，會(huì)惡化接頭的力學(xué)性能。

針對(duì)接頭軟化問題，有學(xué)者考慮選擇適合的焊絲，從冶金的角度改善焊縫的力學(xué)性能。例如，楊明[25]在全自動(dòng)MIG焊接方式下，研究了ER4043和ER5356兩種焊絲對(duì)7075鋁合金焊接接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：采用ER5356焊絲的接頭的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率及硬度均高于采用ER4043焊絲的接頭。Zhang等學(xué)者[26]采用ER5356焊絲對(duì)7 005鋁合金進(jìn)行MIG試驗(yàn)，并對(duì)送絲速度這一參數(shù)進(jìn)行了優(yōu)化，最優(yōu)條件下，接頭強(qiáng)度系數(shù)可達(dá)76.3%。Li等學(xué)者[27]采用ER5356焊絲對(duì)7N01鋁合金進(jìn)行了MIG焊接試驗(yàn)及補(bǔ)焊試驗(yàn)，原始接頭和補(bǔ)焊接頭的強(qiáng)度系數(shù)分別達(dá)到了78.6%，77.8%，滿足工程應(yīng)用的需要。接頭軟化問題得到改善的原因有3點(diǎn)：①ER5356焊絲含Mg，在焊縫中形成MgZn2強(qiáng)化相，提高焊縫強(qiáng)度和硬度；②ER5356焊絲含Ti，使焊縫中形成Al3Ti相，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化[28]；③Al3Ti相作為異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，增大鋁基體形核率，細(xì)化晶粒[29-30]，提高焊縫的綜合力學(xué)性能。Wei等學(xué)者[31]分別采用含Zr的ER5087焊絲和不含Zr的ER5356焊絲對(duì)7N01-T4鋁合金進(jìn)行MIG試驗(yàn)，研究2種焊絲對(duì)焊接接頭面彎性能的影響，發(fā)現(xiàn)：ER5087焊縫的晶粒尺寸比ER5356焊縫細(xì)小，且ER5087接頭的面彎性能及硬度均優(yōu)于ER5356接頭。分析原因有3點(diǎn)：①ER5087焊絲含微量Zr，在焊縫中形成的Al3Zr初晶相具有明顯的彌散強(qiáng)化作用[32]；②Al3Zr相屬于四方結(jié)構(gòu)（DO23），可作為異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，增大鋁基體形核率，細(xì)化晶粒[33]；③ER5087焊絲含Ti量高于ER5356焊絲，使得ER5087焊縫中Al3Ti的沉淀強(qiáng)化及細(xì)化晶粒的作用強(qiáng)于ER5356焊絲。鄧鑫等學(xué)者[34]采用直徑為1.2 mm的ER5087焊絲對(duì)7N01鋁合金進(jìn)行了MIG對(duì)接焊，也證實(shí)了Zr元素對(duì)焊縫的細(xì)化晶粒作用、MgZn2對(duì)焊縫的強(qiáng)化作用。

有學(xué)者采用焊后熱處理的方式改善接頭的力學(xué)性能。例如，石康檸等學(xué)者[35]對(duì)厚度12 mm的7系鋁合金板進(jìn)行MIG焊接試驗(yàn)，研究自然冷卻（空冷）與循環(huán)水冷卻（水冷）2種冷卻方式對(duì)焊接接頭組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：水冷能明顯細(xì)化道中心晶粒尺寸，提高焊縫硬度，減小焊縫-側(cè)軟化區(qū)范圍，提高抗拉強(qiáng)度。Li等學(xué)者[36]采用MIG對(duì)A7N01-T5鋁合金進(jìn)行雙面焊試驗(yàn)，研究自然時(shí)效對(duì)接頭性能的影響，發(fā)現(xiàn)：自然時(shí)效后，形成的η′相、η相及GP區(qū)，使接頭整體抗拉強(qiáng)度明顯提高。曾強(qiáng)等學(xué)者[37]對(duì)7075鋁合金MIG對(duì)接接頭進(jìn)行了脈沖MIG補(bǔ)焊，對(duì)補(bǔ)焊接頭分別進(jìn)行了T6，T7和RRA焊后熱處理，發(fā)現(xiàn)：經(jīng)過3種熱處理后，熱影響區(qū)析出了較多均勻、細(xì)小的第二相；而經(jīng)T7熱處理后，焊縫和熱影響區(qū)晶粒較細(xì)小，有利于改善接頭的綜合力學(xué)性能。Zhang等學(xué)者[38]對(duì)Al-4.8Zn-1.6Mg-0.16Cu合金進(jìn)行了MIG試驗(yàn)，研究了時(shí)效和固溶 + 時(shí)效對(duì)接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：經(jīng)過2種熱處理后，接頭的力學(xué)性能均得到了改善。究其原因，熱處理使接頭的組織更均勻、強(qiáng)化相分布更合理。江如意等學(xué)者[39]對(duì)7003鋁合金進(jìn)行MIG焊接試驗(yàn)，接頭經(jīng)過固溶時(shí)效熱處理后，熔合區(qū)和熱影響區(qū)的晶粒發(fā)生了細(xì)化，改善了接頭的綜合力學(xué)性能；焊縫在熱處理過程中形成了GP區(qū)和亞穩(wěn)相η'（MgZn2），有效提升了焊縫的強(qiáng)度和硬度。

綜上可知，在優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)條件下，選擇合適的焊絲或者選擇適當(dāng)?shù)暮负鬅崽幚?，抑或是二者并用，以改善接頭的晶粒尺寸、改善強(qiáng)化相的尺寸、形態(tài)及分布狀態(tài)，均有利于改善接頭的綜合力學(xué)性能。

2.2 耐蝕性

應(yīng)力腐蝕開裂是材料在應(yīng)力和腐蝕環(huán)境雙重作用下使材料力學(xué)性能下降并導(dǎo)致材料失效的行為[40]。趙朋成等學(xué)者[41]對(duì)A7N01S-T5鋁合金進(jìn)行MIG試驗(yàn)，探究了腐蝕環(huán)境和慢應(yīng)變速率對(duì)焊接接頭應(yīng)力腐蝕開裂行為的影響，發(fā)現(xiàn)：3.5% NaCl腐蝕環(huán)境下焊接接頭的自腐蝕敏感性高于母材；母材和接頭應(yīng)力腐蝕敏感性隨慢應(yīng)變速率的升高而增大，且接頭的應(yīng)力腐蝕敏感性遠(yuǎn)高于母材。Huang等學(xué)者[42]采用多道窄間隙激光焊對(duì)7N01鋁合金MIG接頭的熱影響區(qū)進(jìn)行了補(bǔ)焊，研究了激光補(bǔ)焊對(duì)接頭腐蝕行為的影響，激光補(bǔ)焊后，熱影響區(qū)的剝離腐蝕比激光補(bǔ)焊前嚴(yán)重；而激光補(bǔ)焊前后，熱影響區(qū)的抗應(yīng)力腐蝕能力與母材相近。

有學(xué)者通過在材料表面制備保護(hù)涂層[43]，改善其耐蝕性，例如：饒坤等學(xué)者[44]在A7N01P -T4鋁合金MIG接頭表面制備了微弧氧化涂層，改善了接頭的耐蝕性。

有學(xué)者通過優(yōu)化焊接工藝，改善接頭耐蝕性，例如：徐騰等學(xué)者[45]采用MIG對(duì)7075鋁合金分別進(jìn)行單面焊和雙面焊試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)：相較于單面焊，雙面焊的焊縫應(yīng)力分布更合理、組織更均勻及晶粒更細(xì)小，耐蝕性更好。

有學(xué)者通過采用合適的焊后熱處理，改善接頭耐蝕性，例如：Zhao等學(xué)者[46]對(duì)A7N01-T5鋁合金MIG接頭進(jìn)行了T6，T7和回歸再時(shí)效（Retrogression and reaging, RRA）焊后熱處理，發(fā)現(xiàn)：T6熱處理后，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到了母材的87.39%，但耐蝕性并沒有得到改善；T7熱處理后，接頭的韌性及耐蝕性均有改善；RRA熱處理后，接頭的韌性及耐蝕性同樣均有改善，強(qiáng)度及硬度也有提高。究其原因，通過熱處理使晶內(nèi)析出大量細(xì)小、均勻且彌散分布的強(qiáng)化相η′相[47]，可改善材料強(qiáng)度；但T6熱處理后，晶界易析出連續(xù)分布的η相，導(dǎo)致耐蝕性差[48]；T7熱處理后，晶界η相呈半連續(xù)甚至不連續(xù)分布狀態(tài)，改善了耐蝕性，但強(qiáng)化相相比與T6熱處理有所長大，會(huì)犧牲一部分強(qiáng)度[49]；而RRA熱處理后，晶內(nèi)析出細(xì)小彌散的η′相，晶界η相呈不連續(xù)分布狀態(tài)，且存在一定寬度的晶界無析出帶（precipitate free zones, PFZ）[50]，這使得材料既有T6態(tài)下的峰值強(qiáng)度，同時(shí)又有良好耐蝕性。

3 激光焊

與傳統(tǒng)熔化焊相比，激光焊具有能量密度高、熱輸入小、焊縫深寬比大及熱影響區(qū)窄等特點(diǎn)。然而，進(jìn)行鋁合金激光焊時(shí)，要考慮焊接缺陷、焊縫成形及接頭軟化等問題。

3.1 焊接缺陷

氫氣孔是鋁合金焊接需要關(guān)注的缺陷，然而，鋁合金激光焊時(shí)，還需關(guān)注小孔型氣孔，學(xué)者們對(duì)此做了如下研究。Wang等學(xué)者[51]對(duì)7A52鋁合金進(jìn)行了激光焊試驗(yàn)，研究了保護(hù)氣體和離焦量對(duì)氣孔的影響，發(fā)現(xiàn)：接頭中存在氫氣孔和小孔型氣孔，且小孔型氣孔比氫氣孔大；隨著前置保護(hù)氣體流量（5～30 L/min）的增加，氣孔率先減小后增大，如圖2[51]所示；隨著離焦量（-6～4 mm）的增加，氣孔率先減小后增大，如圖3[51]所示。Song等學(xué)者[52]研究了焊接工藝參數(shù)（激光功率、焊接速度和離焦量）對(duì)7A52鋁合金激光焊氣孔率的影響，發(fā)現(xiàn)：焊縫中的宏觀氣孔焊縫主要由匙孔引起的，氣孔敏感性主要受焊接速度的影響；在優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)下，可得到無宏觀氣孔的優(yōu)質(zhì)焊縫。Li等學(xué)者[53]研究了Sc改性對(duì)7075高溫激光熱絲焊焊縫氣孔的影響，發(fā)現(xiàn)：在激光熱絲焊中，焊縫元素?fù)p失顯著降低，焊縫氣孔略有減少，如圖4[53]所示；Sc改性可以提高熔池的流動(dòng)性，從而促進(jìn)了氣泡從熔池中逸出，阻礙了焊縫氣孔的形成。由此可見，優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，選擇適當(dāng)?shù)奶畛洳牧希欣诮档秃缚p的氣孔傾向。

圖2 氣孔率與保護(hù)氣體流量的關(guān)系

圖3 氣孔率與離焦量的關(guān)系

圖4 焊接接頭截面的宏觀形貌

焊接熱裂紋導(dǎo)致接頭焊后立即失效，降低焊接成品率，提高焊接成本。Ma等學(xué)者[54]為改善7075鋁合金激光焊中存在的熱裂紋問題，提出了一種帶填充條的激光焊接方法，獲得了無裂紋焊接接頭；隨著填充條高度的增加，焊縫裂紋由Y形裂紋轉(zhuǎn)變?yōu)镮形裂紋，當(dāng)填充條高度為1.9 mm時(shí)，焊縫未出現(xiàn)裂紋；隨著填充條高度的增加，冷卻速率、晶粒尺寸和填充距離的耦合作用增強(qiáng)了填充液相抑制裂紋的能力；由于耦合效應(yīng)大大降低了局部應(yīng)變速率，但對(duì)液相充填速率的影響較小，導(dǎo)致開裂敏感性低于閾值；焊縫裂紋得到了很好的抑制，與試驗(yàn)結(jié)果吻合較好。

3.2 焊縫成形

焊縫成形質(zhì)量是影響接頭承載能力的重要參數(shù)，謝超杰等學(xué)者[55]對(duì)7050鋁合金進(jìn)行光纖激光焊接試驗(yàn)，探究了焊接工藝對(duì)焊縫成形的影響，并研究了焊接接頭的組織和性能。焊縫中心為等軸晶，邊緣為柱狀晶，熱影響區(qū)較窄；接頭強(qiáng)度系數(shù)56.29%。Li等學(xué)者[56]為了準(zhǔn)確預(yù)測(cè)熱絲激光焊的焊縫成形質(zhì)量，建立了一個(gè)關(guān)于多工藝參數(shù)與焊縫成形質(zhì)量的多元線性回歸模型。然后，利用殘差分析方法對(duì)線性回歸模型進(jìn)行了分析，結(jié)果表明：熱絲電流、焊接速度和送絲速度對(duì)焊縫成形質(zhì)量的影響是非線性的，而激光功率和間隙寬度對(duì)焊縫成形質(zhì)量的影響是線性的。隨后該團(tuán)隊(duì)對(duì)多元線性回歸模型進(jìn)行優(yōu)化，優(yōu)化后的非線性回歸模型能夠正確描述工藝參數(shù)與焊縫成形質(zhì)量之間的關(guān)系，實(shí)現(xiàn)對(duì)焊縫成形質(zhì)量的準(zhǔn)確預(yù)測(cè)。丁亞茹等學(xué)者[57]利用響應(yīng)面法分析了7075鋁合金激光焊工藝參數(shù)對(duì)焊接質(zhì)量的影響，發(fā)現(xiàn)焊接功率、焊接速度對(duì)焊縫成形系數(shù)和焊縫截面積的影響較大，離焦量對(duì)焊縫成形系數(shù)的影響較大。在優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)下，焊縫成形系數(shù)為0. 803，焊縫的抗拉強(qiáng)度為325 MPa，達(dá)到母材的56.5%。由此可見，優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，改善焊縫成形質(zhì)量，對(duì)提高接頭的承載能力是有利的。

3.3 接頭軟化

接頭軟化是導(dǎo)致接頭承載能力下降的又一重要問題，有學(xué)者通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，來改善這一問題。陳超等學(xué)者[58]研究了激光焊工藝參數(shù)對(duì)7A52鋁合金接頭組織及性能的影響，發(fā)現(xiàn)：隨熱輸入增大，Mg，Zn元素的燒損逐漸嚴(yán)重，焊縫發(fā)生軟化；通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，控制熱輸入，接頭強(qiáng)度系數(shù)可達(dá)69.8%。王磊等學(xué)者[59]對(duì)7A52鋁合金激光焊焊縫上下組織及性能進(jìn)行了詳細(xì)研究，發(fā)現(xiàn)：焊縫軟化是由Mg，Zn元素的燒損、氣孔和焊接應(yīng)力等引起的。Dhanaraj等學(xué)者[60]基于田口法對(duì)影響焊接質(zhì)量（抗拉強(qiáng)度、熔合區(qū)和熱影響區(qū)的顯微硬度）的主要焊接工藝參數(shù)（激光功率、焊接速度和頻率）進(jìn)行試驗(yàn)設(shè)計(jì)，以優(yōu)化AA7075-T6高強(qiáng)鋁合金光纖激光焊接工藝參數(shù)；在優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)下，焊縫無缺陷，強(qiáng)度系數(shù)約75%。Luo等學(xué)者[61]采用準(zhǔn)連續(xù)波激光焊接7075-T6鋁合金薄板。準(zhǔn)連續(xù)波激光焊接的高冷卻速率、無約束多向凝固和高重疊系數(shù)可產(chǎn)生致密的熔合區(qū)，具有均勻的、細(xì)小的、等軸晶和樹枝晶結(jié)構(gòu)，有效地提高焊接接頭的力學(xué)性能，強(qiáng)度系數(shù)為78.56%，斷后伸長率為26.39%。

有學(xué)者采用焊后熱處理、焊后處理及復(fù)合處理改善接頭軟化的問題。陳超等學(xué)者[62]對(duì)7A52鋁合金激光焊接頭進(jìn)行固溶處理 + 單級(jí)時(shí)效處理，優(yōu)化了時(shí)效工藝參數(shù)，峰時(shí)效狀態(tài)下，接頭強(qiáng)度系數(shù)約72%。張銘洋等學(xué)者[63]采用T6熱處理改善對(duì)7075鋁合金激光自熔焊接頭的強(qiáng)度，最大接頭強(qiáng)度系數(shù)約為93.6%（圖5[63]），平均接頭強(qiáng)度系數(shù)約為86.8%；T6熱處理接頭比未熱處理接頭的平均抗拉強(qiáng)度提升了約59%；分析原因：T6熱處理促進(jìn)焊縫析出高密度納米沉淀相，引發(fā)沉淀強(qiáng)化，致使焊縫強(qiáng)度提高。Chen等學(xué)者[64]采用時(shí)效處理、雙面超聲沖擊處理（double-sided ultrasonic impact treatment, DSUIT）、時(shí)效-DSUIT處理（A-DSUIT）等方法對(duì)7075鋁合金激光焊接頭進(jìn)行了處理；處理后的接頭強(qiáng)度分別為582 MPa,454 MPa和615 MPa，與焊態(tài)接頭強(qiáng)度（380 MPa）相比，分別提高了53.2%，19.5%和61.8%，如圖6[64]所示。時(shí)效處理改善了接頭的晶粒形態(tài)，減小了接頭的殘余拉應(yīng)力，提高了接頭強(qiáng)度；DSUIT使焊縫在一定厚度上產(chǎn)生了殘余壓應(yīng)力且晶粒尺寸有所減小，同時(shí)減少了接頭中的缺陷，提高了接頭強(qiáng)度；A-DSUIT處理結(jié)合了時(shí)效與DSUIT處理的優(yōu)勢(shì)，大幅度提高了接頭強(qiáng)度。由此可見，采用合理的焊后熱處理、焊后處理及復(fù)合處理，可有效改善接頭軟化問題。

圖5 工程應(yīng)力-工程位移曲線

圖6 拉伸試驗(yàn)結(jié)果

4 激光-電弧復(fù)合焊

激光-電弧復(fù)合焊將激光和電弧2種熱源復(fù)合在一起進(jìn)行焊接的工藝，該工藝充分發(fā)揮兩種熱源各自的優(yōu)勢(shì)，彌補(bǔ)各自的不足，是近年來學(xué)者們研究的熱點(diǎn)。根據(jù)電弧種類的不同，激光-電弧復(fù)合焊主要包括激光-TIG、激光-MIG及激光-CMT等，而焊接缺陷、焊縫成形、接頭軟化及疲勞性能依然是7xxx鋁合金激光-電弧復(fù)合焊要重點(diǎn)考慮的問題。

4.1 焊接缺陷

何雙等學(xué)者[65]研究了氦-氬混合保護(hù)氣體對(duì)A7N01PT4鋁合金激光-MIG復(fù)合焊過程中熔滴過渡行為及焊縫氣孔的影響，發(fā)現(xiàn)：隨著氦-氬混合氣體中氦氣含量增加，可有效降低焊縫氣孔率，但氦氣增多，熔滴過渡穩(wěn)定性變差，焊縫成形變差，優(yōu)選的氦氣體積分?jǐn)?shù)為50%。Cai等學(xué)者[66]研究了Ar-He混合保護(hù)氣體對(duì)A7N01P-T4鋁合金用激光-MIG復(fù)合焊焊縫質(zhì)量的影響，發(fā)現(xiàn)：隨著氦-氬混合氣體中氦氣含量增加，激光能量密度隨之增加，焊縫熔深增大，匙孔穩(wěn)定性增加，焊縫氣孔缺陷得到了有效地抑制。而Han等學(xué)者[67]也認(rèn)為改善激光-MIG穩(wěn)定性，進(jìn)而改善匙孔穩(wěn)定性是有必要的。王浩等學(xué)者[68]研究了激光功率、送絲速度及焊接速度對(duì)7N01P 鋁合金激光-MIG焊縫氣孔的影響，發(fā)現(xiàn)：隨著激光功率（2.3～2.5 kW）的增加，氣孔數(shù)量先增加后下降；隨著送絲速度（7.0～9.0 m/min）的增加，氣孔數(shù)量有所降低；隨著焊接速度（0.9～1.1 m/min）的增加，氣孔數(shù)量先減少后增加；在優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)下，焊縫氣孔數(shù)量最少氣孔率約為1.2%。張羽昊等學(xué)者[69]在研究A7N01S-T5鋁合金激光-MIG復(fù)合焊時(shí)，發(fā)現(xiàn)：優(yōu)化激光和電弧能量配比系數(shù)η（PL/PMIG）可減小焊縫氣孔率。由此可見，在7xxx鋁合金激光-MIG中，采用優(yōu)化的Ar-He混合保護(hù)氣體及優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，可有效較低焊縫氣孔率。

4.2 焊縫成形

Tang等學(xué)者[70]研究了氧化膜及焊接工藝參數(shù)（激光功率、送絲速度、保護(hù)氣體流量）對(duì)A7N01PT4鋁合金激光-MIG等離子體光譜特征和焊縫形狀的影響，發(fā)現(xiàn)：隨著激光功率（1～4 kW）的增大，光譜強(qiáng)度、電子溫度、焊縫熔深和熔寬均有所增加；隨著送絲速度（9～18 m/min）的增大，光譜強(qiáng)度、電子溫度、焊縫熔深和熔寬均增大；隨著保護(hù)氣體流量（20～50 L/min）的增大，熔深和熔寬先增大后減小。在氧化膜的情況下，隨著激光-MIG等離子體溫度升高，焊縫熔深和熔寬均增大。侯艷喜等學(xué)者[71]研究了激光功率、焊接速度和坡口形式對(duì)A7N01鋁合金激光-MIG復(fù)合焊焊縫成形的影響，發(fā)現(xiàn)：隨著激光功率（2.5～3.5 kW）的增大，焊縫熔深增大；隨著焊接速度（0.75～1.2 m/min）的增大，焊縫熔寬和熔深減小，余高先增大后減??；焊接接頭對(duì)坡口形式的適應(yīng)性良好；在優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)下，焊縫成形良好，接頭強(qiáng)度系數(shù)為60%。張羽昊等學(xué)者[69]研究了激光和電弧能量配比系數(shù)η（PL/PMIG）對(duì)A7N01S-T5鋁合金激光-MIG復(fù)合焊焊縫成形的影響，發(fā)現(xiàn)：固定激光功率、增大η，焊縫熔深、熔寬均減小，但深寬比變化較??；而固定電弧功率、增大η，焊縫熔深、熔寬、深寬比均增大；在優(yōu)化的η下，焊縫成形優(yōu)良，接頭強(qiáng)度系數(shù)為78.95%。由此可見，優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，改善焊縫成形，有利于改善接頭的承載能力。

4.3 接頭軟化

戴宇等學(xué)者[72]采用激光-MIG復(fù)合焊對(duì)7B52疊層鋁合金進(jìn)行了焊接，若以母材最低抗拉強(qiáng)度540 MPa計(jì)算，接頭強(qiáng)度系數(shù)為65.9%；若以母材峰值抗拉強(qiáng)度659 MPa[73]計(jì)算，接頭強(qiáng)度系數(shù)為54.0%。由此可見，激光-電弧復(fù)合焊接7xxx鋁合金時(shí)，依然存在接頭軟化問題。

針對(duì)接頭軟化問題，有學(xué)者通過考慮選取合適焊絲或預(yù)置Nb箔的方式來改善接頭的力學(xué)性能。王燦等學(xué)者[74]研究了ER5087, ER5356和ER4047焊絲對(duì)A7204鋁合金光纖激光-變極性TIG復(fù)合焊接頭軟化行為的影響，發(fā)現(xiàn)：自然時(shí)效90天后，采用ER5087焊絲接頭的抗拉強(qiáng)度較高，而采用ER4047焊絲接頭的斷后伸長率較低，如圖7[74]所示。ER5087焊絲中Zr元素及ER5356焊絲中的Ti元素均有沉淀強(qiáng)化及細(xì)晶強(qiáng)化的作用，在保證焊縫強(qiáng)度的同時(shí)改善焊縫塑韌性。栗忠秀等學(xué)者[75]研究了界面預(yù)置不同尺寸的Nb箔（焊縫中Nb的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.74%和1.36%）對(duì)A7204P-T4鋁合金激光- CMT復(fù)合焊接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：與未加Nb的接頭相比，Nb的添加使接頭的平均抗拉強(qiáng)度略有增加，但卻明顯提高了接頭的斷后伸長率，如圖8[75]所示。主要原因是Nb在焊縫中形成強(qiáng)化相，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化的同時(shí)，還能細(xì)化晶粒。Wu等學(xué)者[76]研究了界面預(yù)置不同厚度（10 μm，25 μm，35 μm和50 μm）的Nb箔對(duì)A7204-T4鋁合金激光-變極性TIG復(fù)合焊接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：Nb微合金化處理后，接頭的抗拉強(qiáng)度得到了少許提升，而斷后伸長率得到了明顯改善，這與栗忠秀等學(xué)者的研究高度契合。

圖7 自然時(shí)效后3種焊絲條件下接頭及母材的拉伸性能

圖8 焊接接頭的拉伸性能

針對(duì)接頭軟化問題，也有學(xué)者采用焊后熱處理的方式來改善接頭的力學(xué)性能。喬俊楠等學(xué)者[77]研究了自然時(shí)效對(duì)A7N01鋁合金激光-變極性TIG復(fù)合焊接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：自然時(shí)效30天后，接頭力學(xué)性能達(dá)到峰值，抗拉強(qiáng)度比焊態(tài)時(shí)提高了15%，接頭強(qiáng)度系數(shù)83%，而斷后伸長率從焊態(tài)的3.1%提高到4.4%；去除余高后，性能得到進(jìn)一步提升；原因是自然時(shí)效改善了焊縫中沉淀相的數(shù)量、尺寸及分布狀態(tài)，進(jìn)而提高了接頭的力學(xué)性能。Xu等學(xué)者[78]研究了雙級(jí)級(jí)固溶 + 時(shí)效熱處理對(duì)7055-T76鋁合金激光-MIG復(fù)合焊接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)：接頭的強(qiáng)度系數(shù)為51%，而熱處理后接頭的強(qiáng)度系數(shù)為84%，雙級(jí)級(jí)固溶 + 時(shí)效熱處理顯著改善了接頭軟化的問題；究其原因，熱處理改變了接頭的晶粒尺寸、形態(tài)，以及沉淀相的尺寸、形態(tài)及分布狀態(tài)，改善了接頭的軟化問題；而5E06焊絲中的Zr和Er元素在焊縫中的沉淀強(qiáng)化及細(xì)化晶粒的作用也是不可忽略的。由此可見，采用合適的焊后熱處理是可以改善接頭的軟化問題。

4.4 疲勞性能

胡雅楠等學(xué)者[79]研究了7020-T651鋁合金激光-MIG復(fù)合焊接頭的力學(xué)性能及疲勞性能，發(fā)現(xiàn)：接頭強(qiáng)度系數(shù)為74%，而Zn元素?zé)龘p，導(dǎo)致接頭中MgZn2強(qiáng)化相數(shù)量減少，接頭發(fā)生軟化；接頭的疲勞強(qiáng)度為96.13 MPa（50%存活率，N= 2 × 106周次）約為母材的63.14%，疲勞裂紋萌生于熔合區(qū)的缺口，而氣孔對(duì)疲勞裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展階段的速率影響較小。吳圣川等學(xué)者[80]研究了焊接缺陷對(duì)7020-T651和7050-T7451鋁合金激光-MIG接頭疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)：在50%存活率下，7020-T651和7050-T7451鋁合金接頭疲勞極限分別約為109 MPa和95 MPa，分別約為其母材69.9%和45.7%；焊接缺陷會(huì)降低接頭的疲勞壽命，尤其是大尺寸缺陷。由此可見，優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，獲得優(yōu)質(zhì)的焊接接頭，有利于改善接頭的疲勞性能。

5 結(jié)論

（1）對(duì)于7xxx鋁合金的TIG，MIG，激光焊及激光-電弧復(fù)合焊，焊接缺陷、焊縫成形質(zhì)量差及接頭中強(qiáng)化相熔解等因素均會(huì)導(dǎo)致接頭發(fā)生軟化，甚至導(dǎo)致接頭耐蝕性差及疲勞壽命低的問題。通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，減少焊接缺陷，改善焊縫成形質(zhì)量，均有利于改善接頭的軟化、耐蝕性差及疲勞壽命低等問題。

（2）選用合適的焊絲（含Ti，Zr元素及Er，Sc稀土元素）使焊縫產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化及固溶強(qiáng)化，可改善接頭的軟化問題；采用適當(dāng)?shù)暮负鬅崽幚?，改善?qiáng)化相的尺寸、形態(tài)及分布狀態(tài)，也可改善接頭軟化的問題；而采用適當(dāng)?shù)暮负鬅崽幚?，還可以改善接頭的耐蝕性。