鋁鎂合金MIG焊接氣孔分布和形成原因分析

高子傲，閆文青，劉東，胡衍龍，南健

武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室 湖北武漢 430081

1 序言

氣孔是焊接過程中常見的缺陷，氣孔的存在不僅降低了焊縫金屬的致密度和焊接接頭的有效承載面積，而且破壞了顯微組織的均勻性，影響焊接接頭的綜合性能。鋁合金在高溫下吸收的氣體主要成分約80%是氫氣，氫在鋁合金固液兩相中溶解度差較大，當熔體凝固速度大于氣泡逸出速度時，就會產生析出性氣孔[1]。已有研究指出，合金元素影響氫在鋁合金熔體中的溶解度[1，2]。本文主要對含Ti與不含Ti焊絲在MIG焊Al-6.2Mg合金焊縫中產生的氣孔進行了研究，并分析討論了微量元素Ti對氣孔率的影響。

2 試驗材料和步驟

焊接母材為Al-6.2Mg合金，是非熱處理型中等強度的鋁鎂合金，試板尺寸為450mm×300mm×8mm。焊絲采用進口焊絲和自制焊絲，進口焊絲是牌號為GOST7871-75（俄羅斯）的焊絲，自制焊絲在進口焊絲成分基礎上添加了0.15%的Ti元素，為方便在正文中描述，兩種焊絲及焊接后形成的焊接接頭樣品符號分別記為0Ti和0.15Ti。焊絲直徑為1.2mm，母材和焊絲的化學成分見表1。焊機型號為Fronius VR4000，采用脈沖焊、雙V形坡口，焊接參數見表2。

表1 Al-6.2Mg合金及焊絲的化學成分（質量分數）（%）

表2 MIG焊焊接參數

沿著與焊縫長度垂直方向切取金相試樣，分別用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#水磨砂紙打磨焊接接頭橫截面后，再用2.5μm金相噴霧拋光劑進行拋光。用Keller試劑（95mLH2O＋2.5mLHNO3＋1.5mLHCl＋1.0mLHF）浸蝕30s左右，用水沖洗后，再用無水乙醇沖洗，最后用冷風吹干。制樣完成后使用ZEISS Scope.A1金相顯微鏡觀察焊接接頭（母材、焊縫區、熔合區、熱影響區）的金相組織。

3 試驗結果與討論

3.1 微觀組織

0.15Ti和0Ti樣品部分焊接接頭的金相組織如圖1所示。含Ti的焊縫組織主要是細小的等軸晶，而不含Ti的焊縫主要由柱狀晶組成。由圖1可見，焊接接頭分為母材（BM）、熱影響區（HAZ）和焊縫（WZ）三個主要區域。在熱影響區和焊縫區之間存在很窄的熔合區（FZ）。氣孔主要分布在熔合區和焊縫區，兩種樣品區別在于0.15Ti接頭中氣孔分布在整個接頭的橫截面上，0Ti接頭中氣孔主要分布在熔合區附近。由此表明，熔池中引入Ti元素可以明顯改變微觀組織形態和氣孔的分布。

圖1 0.15Ti和0Ti樣品部分焊接接頭的金相組織

3.2 焊接接頭氣孔分布

焊接接頭橫截面微觀氣孔分布如圖2所示。由圖2可見，氣孔主要分布在焊縫中心以及熔合線附近，主要是冶金型孔隙，氣孔形態如圖3所示，標黃色虛線的為典型的冶金型氣孔，呈規則的圓形。且0.15Ti樣品的氣孔數量遠大于0Ti樣品。

圖3 焊縫中的冶金氣孔形態

使用Image J軟件統計圖2焊接接頭中氣孔尺寸分布及氣孔投影面積，氣孔率的計算依據GB/T 22085.2—2008《電子束及激光焊接接頭 缺欠質量分級指南 第2部分：鋁及鋁合金》，以焊縫氣孔的投影總面積與焊縫區域投影面積之比作為氣孔率的計算值，即

式中p——氣孔率；

S氣孔——氣孔的投影面積（μm2）；

S焊縫——焊縫區域的投影面積（μm2）。

焊接接頭中微觀氣孔直徑分布如圖4所示。由圖4可知，0.15Ti和0Ti的平均孔隙直徑分別為64.65μm和59.29μm，這說明兩組樣品中氣孔直徑相差不大。焊縫橫截面不同區域的氣孔率統計分析結果如圖5所示。由圖5可知，0.15Ti樣品的氣孔率大于0Ti樣品。在焊縫區域內，0.15Ti樣品的氣孔率達到最高值（1.7%），是0Ti樣品氣孔率的1.7倍；在熔合區處，0.15Ti樣品的氣孔率是0Ti樣品氣孔率的3倍。氣孔率統計結果與圖2氣孔分布情況一致。

圖2 焊接接頭橫截面微觀氣孔分布

圖4 焊接接頭中微觀氣孔直徑分布

圖5 不同區域的氣孔率統計分析結果

3.3 結果分析與討論

焊接接頭的熔合區附近通常是性能最薄弱的部位，也是焊縫柱狀晶開始凝固結晶和長大的起始部位。趙艷秋等[3]在研究5A06鋁合金激光-MIG復合焊接氣孔缺陷時指出，氣泡的存在顯著改變了柱狀晶的生長方向。在凝固的過程中，熔合線附近的區域溫度梯度較大，液態金屬凝固結晶存在明顯的方向性。部分氣泡的逸出速度遠小于柱狀晶的生長速度，所以滯留在柱狀晶區生成氣孔。在熔合線附近，0.15Ti樣品的氣孔直徑為42～120μm，0Ti樣品的氣孔直徑為48～78μm，0.15Ti樣品的氣孔數量較多于0Ti的氣孔數量。LEO等[4]在研究激光-MIG復合焊接參數對Al-Mg合金氣孔率影響時，指出熔合區邊界氣孔改變柱狀晶生長方向的現象。因此，在凝固過程中，部分的柱狀晶會受到氣孔的影響而停止生長，有的則會繼續沿著法線生長，這會對焊縫顯微組織均勻性造成影響。

在焊縫中心0.15Ti的氣孔率高達1.7%，0Ti只有0.79%，因此，0.15Ti焊縫中心金屬的致密度小于0Ti樣品。LIU等[5]研究了超聲波輔助激光-MIG復合焊對焊縫氣孔率和力學性能的影響。結果表明，當超聲波功率達到200W時，瞬態空化產生的大量氣泡無法從熔體中逸出并停留在焊縫中，導致孔隙率增加，空化效應產生的巨大沖擊力也會破壞生長的一次枝晶，形成更多的形核點，進而增大形核率，焊縫具有氣孔率高、晶粒細化的特點。力學性能測試結果表明，晶粒細化對力學性能的提升可以抵消氣孔率的不利影響。

焊縫中的氫主要來源于空氣和試樣表面的氫。鋁鎂合金的化學性質極其活躍，表面容易氧化生成Al2O3和MgO薄膜，而MgO薄膜疏松很容易吸收空氣中的水分。在電弧高溫作用下，H2O直接分解或與熔融鋁溶液反應生成氫，其反應機理為

在溫度冷卻至Al熔點（660℃）時，氫的溶解度由0.67（100g/cm3）降至0.036（100g/cm3）[6]，此時氫氣會從液態熔池大量逸出。由于鋁合金熱導率快，熔池凝固速度極快，導致部分氣泡來不及逸出，就會在焊縫中形成氣孔，這是形成氣孔的主要原因。

Ti與H有很高的親和力，Ti在高溫下可以進行同素異構轉變，883℃以下為α-Ti，883℃以上為β-Ti，而H在α-Ti中的溶解度只有20～200ug/g，然而在β-Ti中的飽和度可達104ug/g。這是因為H更傾向于占據四面體間隙，α-Ti具有密排六方結構，由4個四面體間隙和2個八面體間隙組成，β-Ti具有體心立方結構，由12個四面體間隙和6個八面體間隙組成，所以H為β-Ti穩定元素[7]。H大量固溶在β-Ti中，當溫度下降至325℃時，含H的β-Ti在325℃發生共析轉變：β→α+γ，其中γ是一種平衡態的面心立方氫化物（TiH2）[8]。β-Ti向α-Ti轉變，固溶在β-Ti中的H元素溶解度急劇降低，氫氣將從熔池中逸出，而當溫度達到325℃時，熔池基本已凝固成形，氫氣來不及逸出，進而導致氣孔的產生。因此，含Ti焊縫比不含Ti焊縫中氣孔率高。

4 結束語

1）含Ti的焊縫中氣孔數量比不含Ti的焊縫多，氣孔平均直徑分別為64.65μm和59.29μm，氣孔類型為冶金氫氣孔。

2）添加Ti元素能夠提高氫在熔池中的溶解度，H在α-Ti中的溶解度非常小，焊接過程中，H大量固溶在β-Ti中，隨著溫度降低，β-Ti向α-Ti轉變，過飽和的氫形成氣泡，氣泡來不及逸出時便產生氣孔，導致含Ti焊縫中的氣孔率較高。