7A09 鋁合金電子束焊接接頭的顯微組織與力學性能

張成聰，王志國，劉 嬌，汪 政，王少剛

（1.上海航天設備制造總廠有限公司，上海 200245；2.上海船舶設備研究所，上海 200031；3.南京航空航天大學 材料科學與技術學院，江蘇 南京 211106）

0 引言

7A09 鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu 系合金，具有低密度、高強度、高韌性以及耐蝕性能好等特點，在航空航天等領域中應用廣泛。隨著7A09 鋁合金在工業生產中的應用不斷增多，有關該鋁合金的焊接工藝及焊接性能研究日益受到人們的廣泛關注。已有的研究表明，采用傳統的鎢極氬弧焊（Tungsten Inert Gas Welding，TIG）方法焊接7×××系鋁合金，由于焊接熱輸入相對較大，對焊接區的保護效果相對較差，導致獲得的接頭強度系數不夠高［1］。激光焊與激光填絲焊用于鋁合金的焊接具有一定適應性［2-3］，通常激光焊接頭焊縫的晶粒較細小，但焊縫中易出現氣孔，導致降低接頭的力學性能。雖然Al-Zn-Mg-Cu 合金攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，FSW）接頭［4-5］具有相對較高的強度，但FSW 工藝過程對接頭的裝配要求較高，難以焊接形狀復雜的構件。相比較而言，電子束焊（Electron Beam Welding，EBW）具有能量密度高、焊接熱輸入小和真空環境保護等特點，易于獲得高質量的接頭。EBW 的工藝參數易于調節，可重復性好，用于鋁合金的焊接具有較大優勢。

實踐表明，在電子束焊接過程中，添加不同波形的電子束掃描，可增強對熔池金屬的攪拌作用，改善熔池金屬的流動性，減輕對焊縫氣孔的敏感性，提高接頭的力學性能。DINDA 等［6］研究發現，焊接時添加直徑為1 mm 的圓形電子束掃描，接頭焊縫中的氣孔平均尺寸和數量都有所減小。CHEN等［7］對厚板2A12 鋁合金的研究顯示，焊接時添加圓形電子束掃描，可有效改善焊縫成形，并使焊縫組織細化，接頭強度提高31.2%。

對Al-Zn-Mg-Cu 系時效強化型鋁合金進行熔化焊，焊態下接頭區域會發生軟化現象，導致接頭的強度系數不夠高，這是因為焊縫金屬區處于欠時效，而熱影響區（Heat-Affected Zone，HAZ）處于過時效。因此，有必要對接頭進行焊后熱處理，以改善接頭區域的顯微組織，促進強化相的析出，使接頭的強度提高。TEMMAR 等［8］對7075 鋁合金TIG焊接頭進行140 ℃/10 h 時效處理，結果顯示，與焊態下的接頭相比，接頭熔合區與熱影響區中的顆粒狀析出物增多，使接頭的硬度與拉伸強度都有所提高。?PEKO?LU 等［9］研究表明，對AA7075 鋁合金FSW 接頭進行固溶+時效處理，可使接頭的強度與韌性都有所提高，硬度甚至恢復到母材水平。BAYAZID 等［10］對7075 攪拌摩 擦焊接 頭進行循環固溶處理，即在400～480 ℃之間重復加熱，進行130 ℃/36 h 時效處理，焊縫晶粒未出現異常長大，熱處理后接頭的力學性能明顯提高。

7A09 鋁合金作為一種典型的高強度7×××系鋁合金，目前國內外有關其電子束焊接及焊后熱處理研究的報道還比較少見。基于此，本文分析研究不同電子束焊工藝及其焊后熱處理對7A09鋁合金電子束焊接頭顯微組織與力學性能的影響，可為焊接構件在工業生產中的應用提供理論指導與技術支持。

1 試驗材料及方法

試驗母材為7A09 鋁合金，熱處理狀態為T6，其化學成分為：Al-5.71Zn-2.3Mg-1.52Cu-0.13Mn-0.21Fe-0.18Si-0.2Cr-0.04Ti。將母材加工成尺寸為100 mm×50 mm×4 mm 的焊接試樣。焊前對試樣表面進行嚴格清理，以避免試樣表面存在氧化膜和油污等污染物，導致焊接時出現焊縫氣孔等缺陷。采用對接接頭型式，在TETA-6E800M2 型真空電子束焊機上沿試樣長度方向進行對接焊。電子束焊接時，真空室的壓力為5×10-3Pa，加速電壓60 kV，工作距離300 mm。為了增強對熔池的攪拌作用，改善熔池金屬的流動性，作為對比，部分試樣在焊接過程中添加圓形電子束掃描。具體的電子束焊接工藝參數見表1。焊接完成后，對焊縫表面成形良好、焊態下拉伸強度較高的接頭進行焊后熱處理。接頭的焊后熱處理工藝為：450 ℃/1 h+480 ℃/1 h 雙級固溶處理，水淬，然后進行140 ℃/20 h 時效處理。

表1 7A09 鋁合金電子束焊接工藝參數Tab.1 Electron beam welding parameters of 7A09 aluminum alloy

分別對焊態下和熱處理后的接頭，進行顯微組織分析和力學性能測試。接頭金相觀察試樣經研磨和拋光后，用 Keller 試 劑（2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF+95%H2O）進行腐蝕，采用MM6 型金相顯微鏡和Quanta 200 型掃描電鏡（Scanning Electronic Microscopy，SEM）觀察接頭不同區域的顯微組織。采用D8 Advance 型X 射線衍射儀（X-ray Diffraction，XRD）對接頭焊縫區的相結構組成進行測試分析。利用掃描電鏡附帶的能譜儀（Energy Dispersive Spectrometer，EDS）對焊縫微區的化學成分進行分析。采用JEM-2100F 型透射電 鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）對接頭焊縫區的微觀亞結構進行觀察與分析。按照國家標準GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗方法》，采用CMT-5105 型電子萬能材料試驗機進行接頭的室溫拉伸試驗，拉伸時的加載速度為1 mm/min。采用HXS-1000A 型顯微硬度計對接頭區域的顯微硬度進行測量，測試條件為：加載載荷200 g，持續時間15 s。

2 試驗結果及分析

2.1 接頭宏觀形貌

未添加電子束掃描獲得的3#接頭和添加圓形電子束掃描獲得的4#接頭焊縫宏觀形貌照片如圖1所示。2 種接頭焊縫表面均成形良好，未發現有氣孔和微裂紋等缺陷，說明采用的電子束工藝參數較為合適。3#接頭的焊縫表面有輕微凹陷，如圖1（a）所示；4#接頭的焊縫表面成形更好，焊縫魚鱗紋清晰、分布均勻，焊縫表面無凹陷，如圖1（b）所示，表明焊接時添加圓形電子束掃描可進一步改善焊縫成形。由于焊接接頭的力學性能與焊縫形貌及其顯微組織等密切相關，本文主要對4#接頭的顯微組織結構與力學性能進行分析研究，并與3#接頭的進行對比，分析焊后熱處理對4#接頭顯微組織與力學性能的影響。

圖1 電子束焊接頭焊縫宏觀形貌Fig.1 Macrograph of electron beam welded joints

2.2 接頭微觀組織結構

2.2.1 熱處理前后接頭區域的顯微組織及EDS分析

對焊態接頭區域的顯微組織進行觀察，接頭焊縫區及過渡區的顯微組織如圖2 所示。圖2（a）和圖2（b）分別為未添加電子束掃描的3#接頭和添加電子束掃描的4#接頭過渡區顯微組織。圖中可見，接頭HAZ 與熔合區（Fusion Zone，FZ）組織差異較為明顯。熱影響區保留原始母材的纖維狀組織結構，熔合線處的晶粒沿垂直于熔合線的方向生長，形成典型的柱狀晶組織。焊接時添加電子束掃描使4#接頭焊縫組織中柱狀晶的尺寸和數量都有所減小［11］。隨著柱狀晶的生長，在接頭焊縫中心，液態金屬達到結晶溫度，形成許多晶核，同時沿各個方向生長，在熔合區形成典型的等軸狀枝晶組織。在電子束焊接過程中，添加電子束掃描，可改善焊縫的結晶形態，使液態金屬中形成的晶核數目增加。因此，添加電子束掃描的4#接頭熔合區晶粒尺寸較細小，如圖2（d）所示。

為了研究接頭熔合區中的析出相成分及其分布，對焊態下的接頭進行SEM 觀察和EDS 分析。拍攝接頭區域的SEM 照片如圖3 所示，在柱狀晶和等軸晶的晶界處存在一些析出相的聚集，形成共晶組織。對圖3（a）中的熔合區（FZ）局部進行放大，發現熔合區內的析出相在晶界處呈連續分布，在晶粒內呈點狀分布，如圖3（b）所示。對圖3（b）中的不同區域進行EDS 分析，A 點晶界相的EDS分析結果如圖3（c）所示，B 點基體的EDS 分析結果如圖3（d）所示。圖中可見，晶界相內含有較多的Cu、Zn、Mg 元素，Al 基體中除了含有Zn、Mg 元素外，未檢測到其他合金元素。較多的合金元素在晶界處聚集，可能形成多種復雜結構的析出相，這些析出相的尺寸較大，將減弱彌散強化效果，導致晶界的塑性降低，對接頭的力學性能產生不利影響。

圖3 焊態接頭焊縫SEM 圖片及EDS 分析Fig.3 SEM images and EDS analyses of welded joint in AW condition

為了改善接頭區域的顯微組織，促進接頭焊縫區中強化相的析出，以提高焊接接頭的強度系數，對焊縫成形較好的4#接頭進行焊后熱處理。熱處理后接頭區域的顯微組織如圖4 所示。熱處理后接頭焊縫區及熱影響區的晶粒內形成了大量細小的黑色顆粒相，如圖4（a）所示，在接頭過渡區，柱狀晶逐漸向等軸晶轉變。同時，接頭熔合區內大量的初生相發生溶解，晶粒變細小，如圖4（b）所示，有利于提高接頭的力學性能。

圖4 熱處理后接頭區域的顯微組織Fig.4 Microstructure of welded joint after post-weld heat treatment（PWHT）

對熱處理后的接頭焊縫區進行SEM 觀察與EDS 分析，結果如圖5 所示。與焊態下的接頭SEM分析結果相比（如圖3（a）所示），熱處理后晶界處呈連續分布的析出相消失。如圖5（b）所示，晶界處的析出物呈彌散分布，有利于提高接頭的抗拉強度。在受到拉伸應力作用時，微孔首先在彌散析出物處形核，在外力的持續作用下，基體內微孔發生聚集，微孔連接在一起導致發生斷裂。分別對熱處理后接頭焊縫區的彌散析出物和基體進行EDS 分析，A點處晶界析出物的EDS 分析結果如圖5（c）所示，B點處基體的EDS 分析結果如圖5（d）所示。與焊態下的接頭相比（如圖3（c）所示），晶界析出物中的Zn、Mg、Cu 元素含量有所減少，Fe 元素的含量增多，出現了少量的Mn 元素；基體中的Zn、Mg 元素的含量有所增加。這是因為在接頭焊后熱處理的固溶過程中，Zn、Mg、Cu 等元素充分溶入基體，并在隨后時效過程中原子擴散，均勻分布在基體中，合金元素偏析降低。由于Fe 元素在鋁中的固溶度很小，在熱處理過程中難以溶入基體，會吸收周圍的溶質原子，在冷卻后形成顆粒相。

圖5 熱處理后接頭SEM 觀察與EDS 分析Fig.5 SEM images and EDS analyses of welded joint after PWHT

2.2.2 熱處理前后接頭焊縫區XRD 分析及TEM觀察

對熱處理前后的7A09 鋁合金電子束焊接頭焊縫金屬區進行XRD 分析，結果如圖6 所示。從圖6（a）中可以看出，焊態下接頭焊縫區主要為α-Al基體相，還存在Mg32（Al，Zn）49、Al7Cu2Fe 和Al2CuMg 相，原始母材中的主要強化相MgZn2的數量較少。分析可知，在電子束焊接過程中，熔池金屬凝固時先結晶形成α-Al 固溶體，由于冷卻速度較快，焊態下焊縫金屬處于欠時效，使得析出MgZn2相的數量較少，部分合金元素在晶界處和晶內發生聚集，導致形 成Mg32（Al，Zn）49、Al7Cu2Fe 和Al2CuMg 相。從圖6（b）中可以看出，經過焊后熱處理（PWHT），接頭焊縫區中強化相MgZn2的數量增多，Mg32（Al，Zn）49、Al2CuMg 和Al7Cu2Fe 相的數量有所減少。這是由于在焊后固溶處理過程中，大量的初生相溶入鋁基體，形成過飽和固溶體，在隨后的時效過程中，并未形成尺寸較大的顆粒相，而是形成了細小彌散的MgZn2強化相。同時，焊縫區中還形成了少量的Al6Mn 相，晶界處的Al6Mn 相可以對晶界起到釘扎作用，有效阻礙位錯運動和晶界遷移，阻礙晶粒長大，細化晶粒。

圖6 熱處理前后接頭焊縫區XRD 分析Fig.6 XRD analyses of weld metal before and after PWHT

對焊態接頭焊縫區進行TEM 觀察與分析，拍攝的接頭焊縫區TEM 圖像如圖7 所示。從圖7（a）中可以看出，晶界處存在共晶組織，對該區域進行放大觀察，發現共晶組織內含有大量的初生相，如圖7（b）所示。在鋁基體晶粒內強化相的數量較少，只存在少量尺寸較大的球狀初生相，如圖7（c）所示。在受到外力作用時，位錯將以切割方式通過這些初生相，析出強化效果較弱，使得焊態下接頭的強度和硬度有所降低。

圖7 焊態接頭焊縫區TEM 圖像Fig.7 TEM images of weldment in AW condition

對熱處理后接頭焊縫區進行TEM 觀察與分析，拍攝接頭焊縫區的TEM 圖像如圖8 所示。Al-Zn-Mg-Cu 合金中第二相的析出順序如下［12］：過飽和固溶體（SSSα）→GP 區→亞穩η（′MgZn2）相→穩定η（MgZn2）相。從圖8（a）中可以看出，熱處理后晶界處的初生相溶解，可避免產生應力集中，減少裂紋萌生。從圖8（b）中可以看出，熱處理后晶內生成了較多的強化相顆粒，主要為尺寸6～10 nm 的橢球狀η′相［13］。接頭焊縫區析出的細小η′強化相，根據Orowan 機制，當運動位錯與其相遇時，將會受到阻礙作用，位錯只能繞過強化相顆粒，其強化效果表示如下［14］：

圖8 熱處理后接頭焊縫區TEM 圖像Fig.8 TEM images of weldment after PWHT

式中：Δσ為強度增量；c為常數；f為強化相的體積分數；r為強化相的半徑。

位錯線繞過強化相發生彎曲形成位錯環，留下的位錯環將對位錯源作用，產生一個相反方向的應力，材料受到外力作用發生變形時，必須增大外加應力以克服此應力作用，表現為接頭的力學性能進一步提高。

2.3 接頭的力學性能及拉伸斷口分析

2.3.1 熱處理前后接頭區域的顯微硬度

對焊態下的3#接頭與4#接頭區域的顯微硬度進行測量，相鄰測量點之間的距離為0.2 mm，測試結果如圖9所示。接頭區域的硬度分布沿焊縫中心對稱，其中熔合區（FZ）的硬度最低，平均硬度為115 HV，與母材區（Base Metal，BM）的硬度（154 HV）相比有所降低。接頭熱影響區（HAZ）的硬度分布為：隨著與焊縫中心之間的距離增大，硬度呈先升高后降低的變化趨勢，最低硬度值約為130 HV。從圖中還可以看出，與未添加電子束掃描的3#接頭相比，添加圓形電子束掃描的4#接頭熔合區由于晶粒相對較細小（如圖2（d）所示），產生細晶強化作用，使其硬度值略高于3#接頭熔合區。

圖9 熱處理前后接頭區域的顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution of weld zone before and after PWHT

7A09 鋁合金母材具有較高的強度和硬度，主要是由于第二相析出強化所致。由前述的接頭顯微組織結構分析可知，電子束焊接時的快速加熱及冷卻過程，使得焊態下焊縫金屬處于欠時效狀態，焊縫區只存在少量尺寸較大的沉淀相，原始母材中的主要強化相如MgZn2等的數量較少，因此接頭熔合區的硬度最低。受到焊接時的熱循環作用，接頭熱影響區出現軟化現象，處于過時效狀態，該區域中MgZn2相的尺寸和間距增大，導致第二相的強化效果減弱［15］。因此，HAZ 的硬度有所降低。

對4#接頭熱處理后（PWHT）接頭區域的顯微硬度進行測試，并與焊態下（AW）的接頭進行對比。經過熱處理后接頭熔合區的硬度明顯提高，在焊后熱處理過程中，熔合區中的晶界初生相熔入Al 基體，隨后形成強化相，使焊縫區硬度提高至150 HV。熱影響區的軟化現象消除，基本恢復到接近母材的硬度水平。熱處理后熔合區仍然是整個接頭區域硬度最低的部位，主要原因是電子束焊接時熔池的溫度超過Zn、Mg 等元素的沸點，可能導致部分合金元素發生蒸發燒損，與原始母材相比，焊縫區析出強化相的數量有所減少。

2.3.2 熱處理前后接頭的拉伸性能及斷口分析

對母材及不同焊接工藝條件下獲得的接頭進行拉伸試驗，測試結果見表2。原始母材的抗拉強度為495.8 MPa，斷后伸長率為8.7%。與母材本身的強度相比，在不同焊接工藝條件下獲得接頭的抗拉強度均有所降低，接頭拉伸斷裂均發生在熔合區。從表2 中可以看出，在未添加電子束掃描的接頭中，在保證焊透的情況下，采用電子束流16.5 mA，焊接速度12 mm/s 獲得的3#接頭強度最高，為302.4 MPa。焊接時添加電子束掃描可以改善接頭焊縫區的顯微組織，提高接頭的力學性能。焊態下添加電子束掃描獲得的4#接頭具有最高的抗拉強度，為327.7 MPa，這與前述的接頭區域微觀組織分析（如圖2 所示）相吻合。

表2 母材及不同焊接工藝下獲得接頭的拉伸試驗結果Tab.2Results of tensile tests for base metal and joints under different welding processes

由于7A09 鋁合金屬于典型的時效強化型合金，在焊態下電子束焊接頭焊縫金屬處于欠時效、熱影響區處于過時效狀態，對接頭進行焊后熱處理（PWHT），可促進接頭區域的強化相析出，提高接頭的力學性能。對熱處理后的4#接頭進行拉伸性能測試，并與焊態接頭（AW）和母材（BM）進行比較，經過焊后熱處理，接頭的抗拉強度達到400.6 MPa，斷后伸長率達到3.8%，分別為母材的80.8%和43.7%。與焊態下的接頭相比，熱處理后接頭的抗拉強度提高，與原始母材相比，焊縫金屬區仍是接頭區域的薄弱環節，接頭拉伸斷裂發生在焊縫處。

為了探討接頭的拉伸斷裂機制，對焊態下的3#接頭與4#接頭斷口進行掃描觀察與分析，拍攝接頭的拉伸斷口SEM 照片如圖10 所示。

圖10 焊態下接頭的拉伸斷口掃描照片Fig.10 SEM images of tensile fracture for joints in AW condition

從圖10（a）中可以看出，未添加電子束掃描的3#接頭斷口表面分布有較多韌窩，但部分區域同時存在少量光滑平面，接頭斷口整體呈韌-脆混合斷裂模式；從圖10（b）中可以看出，添加電子束掃描的4#接頭斷口表面分布有許多大小不一的韌窩，接頭斷口呈明顯的韌性斷裂特征。

對熱處理后的4#接頭拉伸斷口進行掃描觀察與分析，拍攝接頭斷口的SEM 圖片如圖11 所示。從圖11（a）中可以看出，接頭斷口表面分布較多大且深的韌窩，放大觀察，可以發現在韌窩底部分布有細小的顆粒相，如圖11（b）所示。斷口表面韌窩的數量越多，深度越深，接頭的塑性和韌性越高。接頭焊縫區彌散分布的第二相顆粒能有效阻礙位錯運動，這是熱處理后接頭強度和塑性提高的主要原因。

圖11 熱處理后接頭拉伸斷口掃描照片Fig.11 SEM images of joint tensile fracture after PWHT

3 結束語

對7A09 鋁合金進行電子束焊，并對獲得的接頭進行焊后熱處理。通過對熱處理前后接頭的顯微組織與力學性能進行對比分析，可得到以下結論：

1）與未添加電子束掃描的接頭相比，焊接時添加電子束掃描可改善接頭焊縫成形。在電子束流16.5 mA，焊接速度12 mm/s，聚焦電流580 mA，并添加掃描頻率500 Hz、掃描幅值2%的圓形電子束掃描獲得的接頭強度最高，焊態下接頭的抗拉強度為327.7 MPa。

2）焊態下接頭熔合區由柱狀晶和等軸狀枝晶組成，初生相在晶界處聚集，形成共晶組織，焊縫區主要為α-Al 相，還存在Mg3（2Al，Zn）49、Al7Cu2Fe 和Al2CuMg 相，原始母材中的主要強化相MgZn2的數量較少。經過焊后熱處理，接頭焊縫區中強化相MgZn2的數量增多，Mg3（2Al，Zn）49和Al7Cu2Fe 相的數量減少，在焊縫區形成了少量的Al6Mn 相。

3）對電子束焊接頭進行雙級固溶+人工時效處理，接頭熔合區晶界處的初生相消失，在晶粒內有大量的MgZn2相生成，接頭的抗拉強度提高至400.6 MPa，達到母材強度的80.8%。與焊態下相比，熱處理后接頭熔合區的硬度明顯提高，熱影響區軟化現象得到消除。熱處理后接頭的拉伸斷口表面分布有許多大且深的韌窩，呈明顯的韌性斷裂特征。