單玉嬋

（華能國際電力公司上安電廠，河北 石家莊 050310）

隨著我國通用飛機(jī)各項技術(shù)指標(biāo)的不斷提高，飛機(jī)的制造成本、耐久性和維護(hù)性等各方面指標(biāo)都邁向了新的臺階，與此同時，對機(jī)體結(jié)構(gòu)的耐蝕性、低成本、耐用性等各方面指標(biāo)也都有了進(jìn)一步的要求[1]。

2A12鋁合金作為一種高強(qiáng)度的鋁合金，比剛度和比強(qiáng)度較高，更適用于快艇船體、飛機(jī)機(jī)體、火箭殼體等[2]。但是由于2A12焊接性較差，焊接過程中不恰當(dāng)?shù)臒彷斎霕O易形成氣孔及裂紋等缺陷，提高了2A12鋁合金對焊接工藝的要求[3]。交流CMT焊接技術(shù)是一種新型的熔滴短路過渡焊接方法，該方法從源頭解決了焊接薄板時飛濺大、線能量不易控制及焊接接頭易開裂的問題[4]。

國內(nèi)外學(xué)者對交流CMT技術(shù)的研究發(fā)現(xiàn)，通過調(diào)整焊接工藝對鋁合金焊接過程中的熱輸入進(jìn)行控制，可有效減少鋁合金中各類缺陷如氣孔、裂紋、夾雜等的出現(xiàn)，提高焊接接頭的性能[5-9]。但是目前關(guān)于鋁合金交流CMT焊接技術(shù)研究主要集中在5系及6系鋁合金中，對于2系、7系等硬質(zhì)鋁合金的交流CMT焊接工藝性能研究鮮有報道。

本文針對1.5mm薄板2A12鋁合金交流CMT焊接工藝對焊縫成形及組織性能進(jìn)行研究。

通過改變焊接電流及交流CMT焊接電流正負(fù)半波比實(shí)現(xiàn)對焊接熱輸入的控制，從而改善焊接接頭的組織性能，對2A12薄板鋁合金CMT焊接技術(shù)在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用與發(fā)展具有重要意義。

1 試驗(yàn)材料、設(shè)備及工藝

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)?zāi)覆臑?A12-T62鋁合金，母材尺寸150mm×100mm×1.5mm，材料力學(xué)性能如表1所示。ER2319焊絲為鋁-銅系焊絲，與板材2A12各項元素比例相近，力學(xué)性能相當(dāng)。焊絲直徑1.2mm。材料化學(xué)成分表如表2所示。

表1 2A12鋁合金力學(xué)性能

表2 材料化學(xué)成分表

1.2 焊接工藝參數(shù)

本試驗(yàn)采用交流CMT焊接方法單面焊雙面成型焊接工藝對1.5mm的2A12鋁合金板進(jìn)行焊接。焊接工藝參數(shù)如表3所示，干伸長度15mm，保護(hù)氣體為99.99%的高純氬氣，氣體流量為18L/min～20L/min。

表3 焊接工藝參數(shù)

焊接試驗(yàn)設(shè)備為Fronius公司的CMT Advanced 4000R型焊機(jī)，配備FANUC M10iA型工業(yè)機(jī)器人及自動變位機(jī)進(jìn)行焊接試驗(yàn)。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 不同工藝參數(shù)對接頭成型的影響

在交流CMT工藝中，焊接電流的變化直接影響到焊縫熱輸入量的大小。焊接熱輸入計算公式為：

式中E為熱輸入量(單位 ：J)，I為電流(單位 ：A)，U為電壓(單位：J=V)，η為熱效率系數(shù)，v為焊接速度(單位 ：mm/s)。

不同的能量輸入，對焊縫外觀的成形，以及是否焊透等的影響也是不同的。不同焊接電流對焊縫成型的影響如圖1所示，對橫截面的余高，熔深以及熔寬進(jìn)行測量，數(shù)據(jù)如圖2所示。

圖1 不同焊接電流下焊縫成形

圖2 不同焊接電流下焊縫橫截面成形

隨著焊接電流的增加焊縫的余高依次減小，其熔寬依次增大，熔深逐漸變深，背部成型余高變高。當(dāng)焊接電流為58A時，熱輸入較小，魚鱗紋較明顯，但是有多處出現(xiàn)了焊縫凹凸不連續(xù)的現(xiàn)象，焊趾處出現(xiàn)了嚴(yán)重的咬邊現(xiàn)象。當(dāng)焊接電流增大至63A時，焊縫正面的寬度增大，更加均勻，明顯消除了焊縫上魚鱗紋凹凸不連續(xù)的現(xiàn)象，外形更加美觀，無咬邊現(xiàn)象。

焊接電流繼續(xù)增大至68A，焊縫寬度更寬，其魚鱗紋外觀逐漸消失，由于焊接過程中熱輸入量的逐步積累，使熔池出現(xiàn)滲漏，在焊縫后半段，有輕微焊瘤出現(xiàn)，使得焊縫后半部分成型質(zhì)量較差。如圖3所示為焊接電流71A時焊縫的成型情況，采用交流CMT工藝焊接1.5mm的薄板，電流微小的變化就會對焊接接頭成型產(chǎn)生明顯的影響。當(dāng)電流增大時，焊縫的寬度會隨之增大，魚鱗紋外觀基本消失，焊縫背側(cè)成型不均勻，出現(xiàn)部分焊瘤。同時，熱輸入量過大，誘發(fā)焊接背側(cè)出現(xiàn)了微裂紋。

圖3 I=71A時焊縫成形

在焊接過程中，陰極的產(chǎn)熱表達(dá)式為：

式中：PC為陰極區(qū)的總能量(單位：J)；UC為陰極壓降(單位：V）；UW為逸出功(單位：V）；UT為弧柱溫度的等效電壓(單位：V）。該部分的產(chǎn)熱量主要用于陰極的加熱和陰極區(qū)的散熱損失，焊接過程中直接加熱焊絲或焊件的熱量來源于此。

陽極產(chǎn)熱為：

式中：PA為陽極獲得的總能量(單位：J)；UA為陽極電壓降(單位：V）；UW為逸出功(單位：V)；UT為弧柱溫度的等效電壓(單位：V)。該部分的產(chǎn)熱量主要用于陽極的加熱、熔化和散熱損失。這部分能量也可直接作用于焊接過程。在交流CMT焊接工藝中，電流在EP階段，能量主要作用于母材；而在EN階段，能量主要作用于焊絲[10]。因此，EP/EN越大，母材熔化的越多，焊縫越寬，余高越小，熔深越深，容易在焊縫背側(cè)形成焊瘤或焊漏，同時，魚鱗紋間距變寬，成形不夠美觀；EP/EN越小，魚鱗紋越明顯，但余高變高，熔深變淺，容易引起未焊透缺陷，如圖4、5所示。

圖4 不同正負(fù)半波比下焊縫成形

圖5 不同正負(fù)半波比下接頭橫截面成形

2.2 不同焊接工藝參數(shù)對焊接接頭組織性能的影響

2.2.1 焊接接頭微觀組織分析

采用Kellar試劑對母材金相試樣進(jìn)行處理并對其微觀組織形貌進(jìn)行觀察，如圖6所示。2A12硬鋁合金由固溶體α（Al）以及S（Al2CuMg）相和θ(CuAl2)相強(qiáng)化相組成[11]。晶粒組織分布較均勻，其中，S相與θ相分布在晶界及晶內(nèi)，其余灰色組織為α固溶體[11]。

圖7，圖8為在不同工藝參數(shù)下焊接接頭的焊縫及熱影響區(qū)的顯微組織圖。焊縫區(qū)的晶粒與母材相比得到了細(xì)化，是較為細(xì)小的等軸晶。但S和θ兩種強(qiáng)化相相對于母材明顯減少，因此會導(dǎo)致力學(xué)性能較于母材大幅降低。而熱影響區(qū)中，強(qiáng)化相主要集中在晶界晶內(nèi)只有有少量的S與θ強(qiáng)化相析出，且晶粒較焊縫區(qū)有明顯的長大。

圖6 母材金相組織

圖7 焊縫區(qū)金相組織

圖8 熱影響區(qū)金相組織

從圖7(a、b、c)及圖8(a、b、c)中可以看出隨著焊接電流的增大，焊縫區(qū)的晶粒變得粗大，熱輸入的增大增加了熔池的溫度梯度，導(dǎo)致強(qiáng)化相溶解進(jìn)入固溶體未能析出。隨著電流的增大，大量的熱輸入為熱影響區(qū)晶粒的長大提供了充足的能量，晶粒的粗化也更加明顯；同時，增大電流導(dǎo)致焊接接頭散熱速度變慢，導(dǎo)致大量的晶內(nèi)強(qiáng)化相析出在晶界聚集。

對比圖7(b、d、e)及圖8(b、d、e)發(fā)現(xiàn)隨EP/EN的增大，作用與母材的熱量增加而作用于熔覆金屬的熱量減少使得焊縫區(qū)的組織反而更加細(xì)小，晶界更清晰，可看到明顯的深色的強(qiáng)化相依附于晶界析出。而大量的熱作用于母材導(dǎo)致熱影響區(qū)出現(xiàn)過熱現(xiàn)象，熱影響去區(qū)的晶粒反而增大，強(qiáng)化相析出減少。

2.2.2 焊接接頭拉伸性能分析

對2A12鋁合金的焊接試件進(jìn)行拉伸斷裂試驗(yàn)，如圖9、10所示。采用交流CMT焊接工藝進(jìn)行焊接后，其焊接接頭的各項力學(xué)指標(biāo)與母材相比均有明顯的下降，僅為母材的60%左右，所有拉伸件均斷裂在熱影響區(qū)，表現(xiàn)為脆性斷裂。焊接接頭由于熱輸入作用使得大量強(qiáng)化相溶解并在晶界析出，導(dǎo)致焊接接頭力學(xué)性能下降。而這一現(xiàn)象在熱影響區(qū)尤為明顯。

圖9 抗拉強(qiáng)度與焊接電流的關(guān)系

圖10 抗拉強(qiáng)度與EP/EN的關(guān)系

熱影響區(qū)晶界周圍分布有較多的二次相，其中夾雜有S和θ強(qiáng)化相，二次相在晶界的聚集導(dǎo)致晶界應(yīng)力集中，在基體還處于較小的塑性變形時便與基體中的α-Al固溶體脫落，直接表現(xiàn)為脆性斷裂[12]。同時，熱影響區(qū)粗大的晶粒也是接頭軟化的主要原因之一。

焊接接頭的抗拉強(qiáng)度隨著電流的增大表現(xiàn)為先上升后下降的趨勢。當(dāng)電流為58A時，試樣焊接接頭的力學(xué)性能最差，由于焊接電流太小，焊縫邊緣出現(xiàn)咬邊的缺陷導(dǎo)致應(yīng)力集中，使其力學(xué)性能下降抗拉強(qiáng)度僅為230.46MPa，是母材的50%。

隨著焊接熱輸入的增加咬邊缺陷消失，力學(xué)性能隨之上升達(dá)到309MPa，是母材的66%，但是當(dāng)電流繼續(xù)增大至68A時抗拉強(qiáng)度下降至244.33MPa，焊縫處的組織晶粒變得粗大，從而導(dǎo)致強(qiáng)度下降，同時，太高的熱輸入導(dǎo)致S與θ強(qiáng)化相溶解也是接頭強(qiáng)度下降的原因[13]。隨著EP/EN的增大，其抗拉強(qiáng)度亦是逐漸減小的規(guī)律，EP/EN=12/10與EP/EN=17/10時的抗拉強(qiáng)度相差并不是很大基本在310MPa左右，但當(dāng)EP/EN=22/10時，抗拉強(qiáng)度下降為294MPa，是母材強(qiáng)度的62.6%。隨EP/EN的增大，作用于母材的熱量增加，大量的熱作用于母材導(dǎo)致熱影響區(qū)出現(xiàn)過熱現(xiàn)象，熱影響區(qū)的晶粒增大，強(qiáng)化相析出減少造成接頭力學(xué)性能下降[14]。

2.2.3 焊接接頭硬度試驗(yàn)分析

對每個實(shí)驗(yàn)組分別選取一個試樣，對其進(jìn)行硬度實(shí)驗(yàn)。從在距焊縫中心約為12mm處的位置開始打點(diǎn)，每點(diǎn)間隔1mm，測定與焊接接頭的截面垂直的區(qū)域的硬度分布。圖11為不同焊接工藝參數(shù)下的2A12鋁合金焊接試樣的硬度分布曲線圖。

圖11 焊接接頭硬度分布

從硬度分布圖可看出，整體上，焊接接頭的硬度分布的趨勢是基本一致的，呈關(guān)于焊縫中心對稱的W型。由于母材本身彌散有大量的S和θ強(qiáng)化相，其硬度最高，基本維持在135HV左右；進(jìn)入熱影響區(qū)后硬度開始出現(xiàn)急速下降到熔合區(qū)達(dá)到最低值，主要原因是含溶質(zhì)較少的α-Al固溶體在焊縫金屬凝固時最先被析出，而Cu、Mg等溶質(zhì)原子大部分被排到液相中，在凝固停止前，充滿溶質(zhì)原子的液相在晶界與晶間形成共晶相，而含溶質(zhì)較少的α-Al固溶體的硬度較低[15]。

而焊縫區(qū)域由于晶粒為細(xì)小等軸晶，形成大量的晶界，從而使其硬度有所增加。

當(dāng)焊接電流為58A時焊縫區(qū)的硬度最高，HV=115，隨著電流增加晶粒的尺寸變大，焊縫區(qū)的硬度明顯降低，但當(dāng)電流提升至68A時，焊縫區(qū)的硬度并無明顯的下降，焊接接頭的晶粒的大小對硬度值產(chǎn)生的影響是有限的，組織中強(qiáng)化相的析出對硬度的影響更為明顯。當(dāng)電流不變，改變EP/EN時，其焊縫區(qū)的硬度值變化并不明顯HV=100左右。當(dāng)EP/EN=12/10時焊接接頭的強(qiáng)化相析出較多，隨著EP/EN的增加焊縫區(qū)的晶粒變得細(xì)小，晶界增加，故熱輸入量的增加并未對焊縫區(qū)的硬度產(chǎn)生較大影響；而隨EP/EN的增加，熱影響區(qū)晶粒逐漸長大，其熱影響區(qū)硬度值逐漸下降，當(dāng)EP/EN=12/10時，熱影響區(qū)硬度值最高，HV=90。如圖12、13所示。

圖12 硬度與電流的關(guān)系

圖13 硬度與EP/EN的關(guān)系

3 結(jié)論

（1）交流CMT焊接工藝焊接2A12鋁合金，焊縫區(qū)的晶粒與母材相比得到了細(xì)化，是較為細(xì)小的等軸晶。但S和θ兩種強(qiáng)化相相對于母材明顯減少。而熱影響區(qū)中，強(qiáng)化相主要集中在晶界，且晶粒較焊縫區(qū)有明顯的增大。焊接接頭出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，抗拉強(qiáng)度僅為母材的65%左右，熱影響區(qū)是焊接接頭的薄弱區(qū)域；焊接接頭的硬度分布沿焊縫中心對稱呈W分布，熱影響區(qū)硬度值最低。

（2）隨著焊接電流的增加焊縫的熔深變深，熔寬變寬，魚鱗紋形貌逐漸消失，微觀組織在焊縫區(qū)及熱影響區(qū)逐漸變大，強(qiáng)化相析出相逐漸減少，力學(xué)性能先上升后下降。當(dāng)工藝參數(shù)為：I=63A，EP/EN=17/10，v=70cm/min時，力學(xué)性能最好是309MPa。

（3）隨著EP/EN的增大，焊縫的熔深變深，熔寬變寬，魚鱗紋形貌變化不明顯，焊縫區(qū)微觀組織為等軸晶且逐漸細(xì)化，而熱影響區(qū)晶粒則變得粗大，強(qiáng)化相析出減少，力學(xué)性能逐漸下降。當(dāng)I=63A，EP/EN=12/10，v=70cm/min時，力學(xué)性能最好，抗拉強(qiáng)度是311MPa。