6061鋁合金激光填絲焊接接頭的組織與力學性能

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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學研開發中心，上海 201620)

0 引 言

鋁合金具有密度小、比強度高、塑性成型性好、焊接性能優良等優點，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，導致焊接熱影響區寬，同時焊接過程中鎂、硅等合金元素的蒸發使β強化相的數量減少，導致焊接接頭的強度明顯低于母材的。因此，開發一種新的鋁合金焊接工藝對高速列車的快速發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、焊接熱影響區窄、焊接工件變形小等優點。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，而且通過加入焊絲可以調節焊縫的成分和組織、補充合金元素，從而達到防止熱裂紋產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，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(質量分數)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，然后把試樣放入質量分數為5%～10%NaOH溶液中，在40～60 ℃的水浴中加熱5 min，取出后放入質量分數為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，經機械研磨、拋光和腐蝕(腐蝕劑為質量分數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，焊縫區窄小，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(WM)中心顯微組織為等軸狀鑄態組織。這是因為熔池中心區域的溫度梯度很小，成分過冷區域很寬，且熔池內存在未熔化的固態質點，這些質點為焊縫金屬的結晶提供形核表面，同時內部晶粒所處環境相同，從而導致焊縫中心區域自由生長為等軸晶[15]。

由圖3(c)可知，靠近熔合區(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，晶粒優先長大，形成柱狀晶[16]。

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

元素質量分數/%原子分數/%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的硬度最低，約為73 HV；熱影響區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，該區域為熱影響區軟化區，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的寬度比MIG熱影響區的窄很多[18]。

焊接接頭熱影響區中的強化相在焊接熱循環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、硅原子發生擴散、偏聚，形成與α-Al共格或半共格的溶質原子團聚區(GP區)。由于鎂、硅原子與鋁原子的尺寸不同，基體產生嚴重的點陣畸變，并使點陣常數發生變化，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，從而使熱影響區的顯微硬度明顯高于焊縫區的，但由于熱影響區的自然時效效果不如人工時效效果好，因此熱影響區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，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，不容易產生內頸縮，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，近熔合區的焊縫組織為柱狀晶，靠近熔合線熱影響區的晶粒粗大。

(2) 激光填絲焊接接頭焊縫區的硬度最低，約為73 HV；母材的硬度最高，約為110 HV；熱影響區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，此處為熱影響區的軟化區，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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