分享：工艺参数对焊接铝合金异种金属接头组织及性能的影响

0.   引　言

铝合金具有轻质、高比强度等特点，广泛应用于汽车、船舶、飞机等工业制造领域。其中，5083铝合金具有较高的强度、优异的耐腐蚀性，但成本较高；5052铝合金强度和耐腐蚀性略差于5083铝合金，但成本较低，且成形性和表面处理性能良好。通过将5083和5052异种铝合金进行连接可以优化整体设计，平衡成本与接头性能。然而，异种铝合金的物理和化学性质存在一些差异，不恰当的焊接方式极易导致接头性能下降。 

电子束焊接是常用的铝合金连接方法，其能量密度高，可以减小接头热影响区面积，提高强度，避免热裂纹产生[1]，可真空操作从而防止焊缝氧化，减少杂质对焊缝的污染，保证焊接稳定[2–3]。电子束焊接有直热式与间热式两种加热方式：直热式加热通过阴极自身加热发出电子束流；间热式加热通过钨丝加热后对硼化镧阴极进行轰击，再由阴极发出电子束流。相比传统的直热式焊接，间热式焊接电子发射效率更高，热源更集中，形成的热影响区更小，接头热变形和应力集中更小[4]。电子束流强度和焊接速度决定着电子束焊接的热输入，从而影响着焊缝成形性能[5–6]。合适的束流强度与焊接速度可以有效减少接头气孔、裂纹和未焊透等缺陷，进而提高抗拉强度[7–8]。作者以硼化镧为阴极，对5083铝合金和5052铝合金进行异种金属间热式电子束焊接，研究了束流强度和焊接速度对接头成形质量、显微组织和拉伸性能的影响，以期为实现铝合金间热式电子束焊接的高质量连接提供理论和试验依据。 

1.   试样制备与试验方法

试验材料为H116-5083铝合金和H34-5052铝合金，尺寸均为200 mm×60 mm×4 mm，化学成分见表1。用尼龙布打磨铝合金板，用丙酮和乙醇清洗，待用。采用TDW-12型电子束送丝焊接设备进行间热式电子束焊接，阴极为硼化镧，采取对接连接方式，无坡口，工艺参数见表2。 

采用线切割方法在焊接接头上以焊缝为中心制取金相试样，经打磨、抛光、Keller试剂腐蚀后，采用DMI LM型倒置光学显微镜（OM）观察焊缝的显微组织。采用线切割方法在焊接接头上以焊缝为中心制取拉伸试样，标距尺寸为36 mm×12 mm×4 mm，采用WDW-100型电子万能试验机进行室温拉伸试验，拉伸速度为4 mm·s−1，测3个试样取平均值。采用Zeiss Merlin Compact型扫描电镜（SEM）观察拉伸断口形貌。 

2.   试验结果与讨论

2.1   成形质量

由图1和图2可见：当束流强度为18，20 mA时，焊缝均没有出现熔穿、坍塌现象，成形质量较好，其中束流强度20 mA下的焊缝较宽，焊缝堆叠高度较大，整体表现为连续均匀的鱼鳞状；当束流强度为22 mA时，焊缝出现塌陷。在束流强度相同的条件下，随着焊接速度增加，焊缝熔深减小，塌陷程度降低，这是因为焊接速度越大，电子束停留时间越短，热输入越小，铝合金熔化程度越小。 

图  1  不同束流强度和焊接速度下间热式电子束焊接接头表面形貌

Figure  1.  Surface morphology of indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

图  2  不同束流强度和焊接速度下间热式电子束焊接接头截面形貌

Figure  2.  Cross-section morphology of weld zone of indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

2.2   显微组织

由图3可见：不同工艺参数所得接头焊缝组织均主要由α-Al基体和β-Mg2Al3相组成，还存在Mg2Si相。在焊接速度800 mm • min−1条件下，当束流强度为18 mA时，焊缝组织中还析出了α+Mg2Si+Si共晶体和初晶硅杂质；当束流强度为20 mA时，β相充分生长，以等轴态分布在铝基体上，α-Al晶粒细化，组织中析出Mg2Si强化相，该相会提高合金的强度和硬度，但会降低合金的塑性[9]；当束流强度为22 mA时，热残留严重，合金出现过烧，β相晶粒显著粗化，且由于温度梯度较大，金属液快速冷却，形成柱状晶。在焊接速度1 000 mm • min−1条件下，当束流强度为18 mA时，β相呈等轴状，析出了Mg2Si+Si共晶组织；当束流强度为20 mA时，组织中析出β'相和少量枝晶网络状Mg2Si；当束流强度增加至22 mA时，过量的热输入使β相晶粒显著粗化，枝晶网络状Mg2Si部分固溶，析出少量Al-Mn相弥散质点。在焊接速度1 200 mm • min−1条件下，当束流强度为18 mA时，热输入低且冷却快，晶粒来不及长大，尺寸较小，组织中出现未完全成形的β相与大量Mg2Si相；当束流强度为20 mA时，析出极少量Mg2Si相和初晶硅；当束流强度为22 mA时，β相呈长条状，Mg2Si相尺寸增大，高焊接速度配合大束流强度下得到的组织表现良好。随着束流强度增加，β相晶粒粗化，Mg2Si强化相析出量增多，形成Al-Mn弥散相；随着焊接速度增加，β相和Mg2Si相析出量减少。 

图  3  不同束流强度和焊接速度下间热式电子束焊接接头焊缝的显微组织

Figure  3.  Microstructure of weld in indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

2.3   拉伸性能

由表3可见：随着束流强度增加，接头抗拉强度大幅增大，屈服强度小幅增大；随着焊接速度增加，抗拉强度小幅增大，屈服强度先增大后减小。当束流强度为18 mA、焊接速度为1 200 mm·min−1时，热输入过小，铝合金熔化不充分，导致焊缝成形质量差，屈服强度和抗拉强度最小，拉伸性能最差。当束流强度为22 mA、焊接速度为1 200 mm·min−1时，虽然拉伸性能较好，但铝合金过分熔化，结合图2可知熔池塌陷后在焊件背面堆积，属于焊接缺陷，不能实际应用。 

由图4可见：在焊接速度800 mm·min−1条件下，当束流强度为18 mA时，拉伸断口处出现内部裂纹形成的准解理平面和由裂纹形成、长大、撕裂后得到的撕裂棱[10]，表现为准解理断裂；当束流强度为20 mA时，断口呈现均匀密集、尺寸较小的等轴韧窝形态，表现为韧性断裂；当束流强度为22 mA时，断口存在大量滑移平直区，相对平整光滑，韧窝沿相同方向变形，形成大量抛物线状剪切韧窝。在焊接速度1 000 mm·min−1条件下，当束流强度为18 mA时，接头拉伸断口以解理台阶和解理舌为主，形成较长的撕裂棱，表现为解理断裂；当束流强度为20 mA时，断口呈现均匀密集的剪切韧窝形态，方向性显著，表现为韧性断裂；当束流强度为22 mA时，断口以大而浅的剪切韧窝为主，大韧窝底部转化为滑移平直区，接头韧性较大。在焊接速度1 200 mm·min−1条件下，当束流强度为18 mA时，断口出现解理台阶、解理舌和鱼骨状花样等解理特征，由于热输入不足，晶粒生长不充分，拉伸性能差[11]；当束流强度增至20 mA时，断口呈现小而多的撕裂韧窝形态，有大量第二相粒子残留；当束流强度为22 mA时，断口呈现均匀密集的等轴韧窝形态，伴随少许撕裂棱，表现为韧性断裂。 

图  4  不同束流强度和焊接速度下间热式电子束焊接接头的拉伸断口形貌

Figure  4.  Fensile fracture morphology of indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

综上，随着束流强度增加，拉伸断裂机制由脆性断裂向韧性断裂转变，微观形貌总体上由准解理断裂特征转变为等轴韧窝与剪切韧窝特征；随着焊接速度增加，拉伸断裂机制由韧性断裂转变为脆性断裂，微观形貌由等轴韧窝特征转变为剪切韧窝特征再转变为撕裂韧窝特征。相比焊接速度，束流强度对拉伸断裂机制的影响更显著。当焊接难熔金属需要提高束流强度时，可以通过提高焊接速度抵消高强度热量给材料带来的破坏性影响。 

3.   结　论

（1）在束流强度18，20，22 mA，焊接速度800，1 000，1 200 mm·min−1，聚焦电流560 mA下进行间热式电子焊接，随着束流强度增加，5083/5052铝合金异种金属接头的焊缝出现塌陷，成形质量变差；随着焊接速度增加，焊缝熔深减小，坍塌程度降低。 

（2）不同束流强度和焊接速度下接头焊缝区组织均主要为α-Al基体相和β-Mg2Al3相，还存在Mg2Si强化相；随着束流强度增加，β相晶粒粗化，Mg2Si强化相析出量增多，逐渐形成Al-Mn弥散相；随着焊接速度增加，β相和Mg2Si相析出量减少。 

（3）随着束流强度增加，接头抗拉强度和屈服强度增大，拉伸断裂机制由脆性断裂向韧性断裂转变；随着焊接速度增加，抗拉强度小幅增大，屈服强度先增后减，拉伸断裂机制由韧性断裂转变为脆性断裂。

文章来源——材料与测试网