1 引言

7050铝合金属于Al-Zn-Mg-Cu可热处理强化铝合金,其中Zn和Mg起主要强化作用^[1]。7050高强铝合金具有比强度高、加工性能及耐蚀性能良好、断裂韧度高等特性,主要应用于高铁、飞机、火箭等高强度结构件,已成为重要的结构材料之一^[2-5]。焊接是高强铝合金结构件最常用的连接方法,可以实现轻量化并提高装配效率,因此,高强铝合金焊接研究具有重要意义^[6]。

铝合金焊接方法主要有固相焊接和熔化焊。固相焊接主要为搅拌摩擦焊,高强铝合金采用搅拌摩擦焊可以获得良好的焊接接头,但搅拌摩擦焊受焊接装配影响较大。Tran等^[7]研究发现,加工时间会影响搅拌摩擦焊5750-7075合金的焊接接头性能,搅拌摩擦焊焊接效率较低且存在起焊点及终点匙孔等缺陷。传统的熔化焊接方法有熔化极气体保护焊(GMAW)和钨极稀有气体保护焊(TIG),但这些焊接方法的热输入较大,焊接接头的热影响区较大且软化严重。Kumar等^[8]通过GMAW对6082铝合金薄板进行焊接,得到了良好的焊接接头,但降低了接头的抗疲劳性能。虽然铝合金电子束焊接速度快,但焊缝根部易产生气孔缺陷,热影响区析出相较大,焊接成本较高^[9]。与传统熔化焊接方法相比,激光焊接具有热输入小、能量集中、焊缝熔宽比大、焊接热影响区窄、自动化控制易于实现等优势^[10]。然而,高强铝合金激光焊接的难度较大,存在大激光束反射率、焊接接头气孔、液化裂纹等缺陷^[11-12]。和岳等^[13]研究发现,坡口对光纤激光压焊具有明显的会聚作用。蔡华等^[14]采用激光填丝焊对薄板高强铝合金进行了焊接,发现选择合适的工艺可使焊缝晶粒细化,热裂纹倾向降低。杨智华等^[15]发现,7系高强铝合金激光填丝焊的静态拉伸试样断于焊缝,焊缝是接头的薄弱环节。周逸凡等^[16]研究发现,合适的焊接工艺能够有效降低气孔的产生。

本文采用光纤激光器对3 mm厚的7050高强铝合金进行了对接自熔焊,研究了工艺参数对焊缝成形及焊接缺陷的影响,分析了焊缝的结晶组织,母材及焊缝的断裂形式,测试了焊缝和热影响区的化学成分及接头的力学性能,并观察了断口形貌。

2 试验材料及方法

2.1 试验材料

试验材料选用厚度为3 mm的7050铝合金轧制板材,其化学成分和力学性能分别见表1和表2。试样尺寸为150 mm×100 mm×3 mm。

2.2 试验方法

采用德国IPG公司生产的YLS-5000型光纤激光器对铝合金进行激光对接焊,正面和背面焊接的保护气均采用氩气,保护气流量分别为20 L·min^-1和15 L·min^-1。激光功率为3 kW,焊接速度分别为2,3,4 m·min^-1,离焦量为0 mm,激光波长为1070 nm,光斑直径为0.2 mm。焊接前用砂纸对试样正反面进行打磨,再用丙酮溶液进行表面清洗后吹干备用。

焊接完成后截取焊缝横截面制备金相试样,通过日本基恩士公司生产的VHX-600型超景深数码显微镜和日本日立公司生产的S-3400型扫描电子显微镜(SEM)观察接头微观组织形貌;利用荷兰帕纳科公司生产的XPerpPRO型X射线衍射仪(XRD)对焊接接头进行相结构分析;采用上海泰明公司生产的HXD-1000型维氏硬度计进行接头硬度测试,硬度测试点间距为0.1 mm,加载力为1 N,保荷时间为15 s,每个点测试两次后取平均值;采用德国Zwick/Roell公司生产的Amsler HB250型材料试验机进行拉伸试验,并通过SEM进行断口观察。接头拉伸试样示意图如图1所示。

3 试验结果及分析

3.1 工艺参数对焊缝成形的影响

当激光功率、离焦量、激光波长、光斑直径等焊接参数不变时,焊接速度对接头成形的影响如图2所示。从图中可以看出,不同焊接速度下的焊缝都发生了熔透现象,由于焊接时没有采用填充金属,焊缝表面稍有塌陷。当焊接速度为2 m·min^-1时,焊缝最宽,为1811.00 μm,如图2(a)所示。随着焊接速度的增大,焊缝宽度减小,但当焊接速度为3 m·min^-1时,接头中出现明显的气孔,如图2(b)所示。当焊接速度为4 m·min^-1时,焊缝中没有裂纹和夹杂等缺陷,如图2(c)所示。

图 1. 拉伸试样示意图

Fig. 1. Schematic of tensile specimen

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图 2. 不同焊接速度下接头的宏观形貌。(a) 2 m·min-1;(b) 3 m·min-1;(c) 4 m·min-1

Fig. 2. Weld appearances under different welding speeds. (a) 2 m·min-1; (b) 3 m·min-1; (c) 4 m·min-1

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3.2 接头显微组织分析

当焊接速度为4 m·min^-1时,焊接接头的显微组织形貌如图3所示。由图3(a)可以看出,接头显微组织发生了明显的变化,接头中无裂纹、气孔等缺陷。这是由于焊接时没有填丝且焊接是在高温下进行,焊缝材料发生烧损,导致表面稍有塌陷。图3(b)、(c)所示分别为图3(a)中焊缝中心(A)和焊缝边界(B)的显微组织形貌。从图3(b)可以看出,焊缝中心为等轴晶,并存在少量的柱状树枝晶。这是因为焊缝熔池中心处液相温度梯度很小,液相中出现了成分过冷,致使液相内部产生了可以自由生长的新晶核。由图3(c)可以看出,靠近熔合区的焊缝边缘为典型的柱状晶组织,在焊接热循环作用下,熔池的结晶从半熔化的母材(BM)晶粒表面开始以柱状晶形式向焊缝中心生长,表现出典型的联生结晶特点。图3(d)所示为图3(c)中虚线圈处熔合区的显微组织,可以看到焊缝区(WZ)、熔合区(FZ)、热影响区(HAZ)的组织形貌,其中,熔合区分为半熔化区(SMZ)和未混合区(UZ)。半熔化区母材晶粒发生了局部熔化,而未混合区晶粒已完全熔化,形成了粗大的胞状晶。在焊接热循环作用下,熔合区发生局部过热和成分偏析,该区化学成分及组织形态不均匀,成为接头最薄弱的环节,从而影响接头的力学性能^[17]。

图 3. 焊接接头的SEM图。(a)宏观形貌;(b)焊缝中心的显微组织;(c)焊缝边界的显微组织;(d)熔合区显微组织

Fig. 3. SEM images of welded joint. (a) Macro-morphology; (b) microstructure of weld center; (c) microstructure of weld boundary; (d) microstructure in FZ

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3.3 接头化学成分及物相分析

激光焊属于高能量密度焊接方法,焊接过程中温度过高会造成接头烧损。焊接熔合区附近显微组织及成分线扫描曲线如图4所示。图4(a)中标示出了线扫描方向及长度。由图4(b)可见,熔合区附近主要元素为Al、Cu、Mg、Zn,熔合区与热影响区交界处的Mg、Zn元素与焊缝及母材中含有的元素相近,Al元素在焊缝处分布不均,而在热影响区基本没有变化;Cu元素在半熔化区略高于母材和焊缝。

图 4. 熔合区(a)显微组织SEM图和(b)成分扫描曲线

Fig. 4. (a) SEM image of microstructure and (b) linear scanning curves of elements in FZ

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7050铝合金中的合金元素及强化相对焊接接头性能起着关键作用。图5(a)~(c)所示分别为焊缝中心、半熔化区、热影响区微观组织形貌,可以看出,焊缝中心晶界处弥散分布着细小的灰白色金属颗粒。利用能谱仪(EDS)测试颗粒a点,结果如图5(d)所示,可以看出,焊缝中心晶界处的Mg和Zn元素的含量基本没有变化,但Cu元素的含量明显增大。半熔化区及热影响区存在未熔、粗大且形状规则的第二相大颗粒,半熔化区颗粒受热发生部分熔化。对b、c两点未熔相进行的EDS测试结果分别如图5(e)、(f)所示。从图5(e)可以看出,半熔化区含有Al、Zn、Mg、Cu和Cr元素,且Mg元素含量增大,由于Cr元素在高温时才能分解,故确定图5(c)中点c为含Cr高温分解质点。图5(f)所示的元素种类与图5(e)相同,但各元素的含量发生了变化。

图 5. 焊接接头的(a)(d)焊缝中心,(b)(e)半熔化区和(c)(f)热影响区

Fig. 5. (a)(d) Weld center, (b)(e) SMZ, and (c)(f) HAZ of welded joint

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焊缝和热影响区的XRD测试结果如图6所示。由图6(a)可知,焊缝中除了Al外,还含有一定量的Al-Cu相,这与EDS测试结果中焊缝晶界析出相相同。从图6(b)可以看出,母材和热影响区衍射峰的位置基本相同,但衍射峰的强弱发生了明显变化,母材除了有Al的衍射峰外,在衍射角为40°附近还有微弱的MgZn₂衍射峰,热影响区没有发现明显的MgZn₂衍射峰。这是因为MgZn₂为易熔强化相,在热影响区受热发生熔解。在衍射角为37°和43°附近的母材和热影响区均发现微弱的Al₁₈Mg₃Cr₂相衍射峰,可以验证半熔化区和热影响区富含Cr相。除此之外,图6(b)中并未出现其他物相的衍射峰,这可能由于第二相的含量较小且试样过小,X射线不能产生明显衍射。

图 6. XRD图谱。(a)焊缝区;(b)母材和热影响区

Fig. 6. XRD images. (a) WZ; (b) BM and HAZ

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3.4 力学性能分析

焊接接头横截面中心沿水平方向的显微硬度分布如图7所示。由图可见,焊接接头各区域的硬度分布不均匀,焊缝区硬度最小,平均显微硬度为105 HV,为母材的60.8%;焊缝边缘半熔化区的硬度比焊缝中心的大,其值为114 HV。这是由于半熔化区有局部未熔化的固相及硬质强化相存在,焊缝区两侧的热影响区宽度约为3.2 mm,在焊接热循环的作用下,热影响区的硬度分布不均匀。热影响区分为固溶区(m)和软化区(n),由于焊接峰值温度高及焊后冷却速度快,硬质相来不及析出,邻近焊缝的固溶区发生固溶,焊后发生自然时效,其硬度较大,平均显微硬度为137 HV;在远离焊缝的软化区,强化相脱离固溶体而转变为平衡相,合金发生软化^[18],即存在明显的软化区,该软化区是接头的薄弱环节。随着热源与焊缝距离的增大,热影响区硬度值逐渐增大直到接近母材。

图 7. 焊接接头的显微硬度分布

Fig. 7. Microhardness distribution of welded joint

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母材及焊接接头拉伸试验的应力-应变曲线如图8所示。从图8(a)可以看出,当应变量为0~1.5%时,应力-应变呈线性关系,且应力变化较快;随着应变的继续增大,应力发生较小变化,直至试样发生断裂。从图8(b)可以看出,焊接试样从拉伸直至断裂,应力-应变呈近线性关系,当应变为1.08%时,试样发生断裂。这是由于焊缝中心成分分布不均匀,α-Al晶界上析出大量的脆性Al-Cu金属间化合物,其在应力作用下产生裂纹最终断裂,使得焊缝成为接头的“危险区”。母材及焊接接头的拉伸试验结果见表3,母材抗拉强度达到了545.78 MPa,且具有较大的断后延伸率;焊接接头的抗拉强度为307.23 MPa,且断裂后无明显缩颈现象,塑性变形较差。

图 8. 应力-应变曲线。(a)母材;(b)焊接接头

Fig. 8. Stress-strain curves. (a) BM; (b) welded joint

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母材和焊接接头断裂的宏观截面如图9所示。从图9(a)可以看出,断裂试样发生了明显的缩颈,断口平面与外加应力方向夹角近似成45°,断口呈楔形,表面较亮但不发光。图9(b)所示是焊接速度为4 m·min^-1时的接头断裂宏观形貌,可以看到,试样在焊缝中心处断裂,接头没有发生明显缩颈。

图 9. 断裂宏观截面。(a)母材;(b)焊接接头

Fig. 9. Macroscopic cross section of fracture. (a) BM; (b) welded joint

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图 10. 拉伸断口形貌。(a)母材;(b)图10(a)中M区域的局部放大图;(c)图10(a)中强化相的局部放大图; (d)焊缝沿晶断裂;(e)焊缝微孔偏聚

Fig. 10. Morphologies of tensile fracture. (a) BM; (b) local magnification of M zone in Fig.10(a); (c) local magnification of strengthening phase in Fig.10(a); (d) intergranular fracture of weld; (e) microporous segregation of weld

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图9(a)所示断口形貌的SEM照片如图10(a)~(c)所示。从图10(a)可以看出,断口由类似解理台阶的层片状构成,但铝合金材料属于面心立方晶体,自身有大量的滑移系,因此不属于解理断裂。图10(a)中箭头处所示为拉伸过程中由应力集中而破碎的强化相粒子,经EDS分析,其为Al-Cu-Mg-Cr相,粒子两边形成台阶,其在一定程度上阻碍了裂纹的扩展,提高了合金的强度;仔细观察发现,片层由大量的韧窝和撕裂棱连接,因此判断为准解理断裂^[19]。由图10(b)可以看出,高倍镜下M区存在大量浅且细小的韧窝,韧窝深度较小,说明材料的塑性变形能力较差。从图10(c)中可以看到,撕裂破碎的强化相周围分布着韧窝。

图9(b)所示断口形貌的SEM照片如图10(d)、(e)所示。从图10(d)可以看出,断口晶粒明显,呈现出具有不同多面体外形的冰糖状花样,为典型的沿晶断裂形貌^[20]。由于焊缝中心为等轴晶,晶界弥散分布着Al-Cu脆性化合物,因此,可判断裂纹沿等轴晶粒边界分离。从图10(e)可以看出,不同区域的断口表面有小韧窝,这是由于焊缝组织在晶界处偏析,拉伸过程中焊缝中发生了微孔的形核与聚集,因此可以进一步判断其为沿晶脆性断裂,焊缝塑性较母材差。

4 结论

采用光纤激光实现了7050高强铝合金的对接焊,得到以下结论。

1) 当激光功率为3 kW,焊接速度为4 m·min^-1,离焦量为0 mm时,焊接接头无气孔、裂纹等缺陷,焊接质量良好。

2) 焊缝中心主要为等轴晶,并含有少量的柱状树枝晶;靠近熔合区焊缝以柱状晶为主,其中未混合区为粗大的胞状晶。

3) 接头热影响区较窄,接头硬度分布不均匀,热影响区靠近焊缝处硬度值明显高于软化区。

4) 母材抗拉强度为545 MPa,接头的抗拉强度为307 MPa;母材为准解理断裂,接头拉伸试样断裂在焊缝,呈典型的沿晶脆性断裂。