周思鵬，孫有平，何江美，胡一杰，楊春洋

(廣西科技大學 機械與交通工程學院，廣西 柳州 545006)

在航空航天器制造中，1×××系～8×××系變形鋁合金均已得到應用，但用得最多的是2×××系及7×××系鋁合金[1]。近年來，在航空器應用方面，鋁合金受到鈦合金及復合材料的挑戰(zhàn)，但由于鋁資源豐富、鋁合金性能優(yōu)良、可回收性強等諸多優(yōu)點，加之鋁合金新的熱處理狀態(tài)不斷涌現(xiàn)，材料加工工藝不斷更新，在可預見的時期內(nèi)(至少在2030年以前)，鋁合金仍將作為飛行器結(jié)構(gòu)中的首選材料[1]。2524鋁合金擁有較高的斷裂韌性和抗損傷容限，是在2024鋁合金的基礎上進一步降低雜質(zhì)元素含量、并適當調(diào)整Cu、Mg元素含量得到的新型航空高強鋁合金，主要用作飛機的結(jié)構(gòu)材料[2-4]。隨著我國航空航天技術的快速發(fā)展，對2524鋁合金的綜合力學性能提出了更高的要求[5]。

目前，鉚接仍然大量應用在飛機零件的連接中，一架大型飛機的鉚接用量可高達上百萬個[2]。鉚接的成本高、工作環(huán)境嘈雜，且對構(gòu)件增重明顯。為降低成本且實現(xiàn)構(gòu)件的輕量化，采用焊接代替鉚接是必然趨勢。電子束焊對工作環(huán)境的要求較高，易受到工件尺寸、形狀的限制；傳統(tǒng)熔焊熱輸入大、能量密度低，造成接頭熱影響區(qū)較寬、軟化嚴重等缺陷[7]；激光可作為理想的焊接熱源，因其能量密度高、加工速度快、加工變形量小、工作噪聲小，并能夠?qū)崿F(xiàn)柔性加工，對提升鋁合金焊接接頭的質(zhì)量有重要意義[7-8]。激光焊接是無接觸加工，沒有工具損耗和工具調(diào)換等問題[9]。Fu Banglong等[10]對2A97鋁合金光纖激光焊接頭組織及性能進行了研究，發(fā)現(xiàn)了接頭強度可達母材的83.4%，但由于強化相流失造成接頭延展性較差，容易提前失效。田盛[11]研究了7075高強鋁合金CO2激光填絲焊，提出填充焊絲能有效消除熱裂紋和氣孔的產(chǎn)生。牛銳鋒[12]采用YAG脈沖激光對1 mm厚5×××系鋁合金進行焊接，研究了元素燒損對接頭顯微硬度的影響。相對于YAG、CO2等其他類型激光，光纖激光具有更好的光束質(zhì)量和激光亮度[13]，且具有波長短、輸出功率大等特點。目前對于激光焊接的研究較多采用CO2激光或YAG激光，關于光纖激光焊接方面的研究相對較少[14]，因此非常有必要對鋁合金光纖激光焊接的工藝和技術展開研究。

1 試驗方法

試驗材料為2524鋁合金板材，生產(chǎn)板材用的鑄錠尺寸為200 mm×150 mm×20 mm，化學成分如表1所示。焊接試驗板材參考大應變軋制工藝[15]制備：鑄錠→均勻化處理(485 ℃10 h，空冷)→銑削表面至14 mm厚坯錠→軋制(每道次加熱400 ℃保溫20 min，14 mm→10 mm→7 mm→4 mm)→固溶處理(495 ℃60 min，水淬)→時效處理(190 ℃6 h，空冷)→軋制(200 ℃20 min，4 mm→2 mm)→時效處理(150 ℃4 h，空冷)。隨后制得規(guī)格為60 mm×30 mm×2 mm的焊接用板材。

表1 2524鋁合金鑄錠化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 2524 aluminum alloy ingot(wt/%)

圖1為2524鋁合金母材的金相組織?？梢钥闯?，晶粒沿軋制方向(Rolling Direction，RD)明顯拉長，組織呈纖維狀且存在細小的再結(jié)晶組織，沿主變形方向分布著連續(xù)的第二相，且在基體中可以看到明顯的滑移線，這對合金的力學性能有顯著影響[16]。經(jīng)室溫拉伸試驗測得合金的抗拉強度為580 N/mm2，伸長率為12%，硬度為165 HV，綜合力學性能優(yōu)良。

圖1 2524鋁合金母材金相組織Fig.1 Microstructure of 2524 aluminum alloy base material

焊接采用IPG公司生產(chǎn)的WFF3000光纖激光器，激光波長為1.07 μm，光纖芯徑0.1 mm準直焦距150 mm，聚焦焦距250 mm，聚焦光束直徑0.2 mm。板材不開坡口，為保證對接界面無間隙，需對板材進行銑削處理。用丙酮溶液清洗去除油污，再用鋼絲刷清理表面直至展現(xiàn)出金屬光澤，最后用無水乙醇清洗，待風干后立即進行焊接，焊接方向垂直于母材軋制方向。激光功率P為2.2 kW～2.8 kW，焊接速度v為2 m/min～5 m/min,離焦量取0 mm,采用正、背兩路氬氣對熔池進行保護，不添加其他材料，氬氣純度不小于99.999%，保護氣正面流量為12 L/min，背面流量為8 L/min。工藝參數(shù)見表2。

表2 焊接試驗工藝參數(shù)Table 2 Parameters of welding test

焊接試樣打磨拋光后使用Keller試劑(HF、HCl、HNO3、H2O的體積比為1∶1.5∶2.5∶95)進行浸蝕；采用Leica DMI3000M型顯微鏡觀察接頭的顯微組織；采用十字交叉法測量晶粒尺寸，每組統(tǒng)計晶粒數(shù)量為兩百個以上；使用HVS-1000Z型顯微硬度計測量接頭硬度，加載載荷為9.8 N，載荷保持時間為10 s，取樣位置平行于上表面1 mm，每隔0.25 mm采點；使用ETM105D型拉伸試驗機進行焊接頭室溫拉伸力學性能測試；采用Rigaku-SmareLab型X射線衍射儀進行物相分析；采用SIGMA場發(fā)射掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 工藝參數(shù)對焊縫成形的影響

圖2所示為各工藝參數(shù)下光纖激光焊接頭橫截面的形貌?？梢钥闯觯S焊接速度的增大，接頭將由“U”形向“丁”字形轉(zhuǎn)變。由于激光熱源的能量密度高，激光焊接更容易得到深熔焊的接頭。在熔焊過程中，液態(tài)的熔池金屬主要受到自身重力和表面張力的作用，在低焊速時，熔池的體積更大，焊縫易發(fā)生下榻缺陷，增大焊接速度可以得到有效改善。以7#試樣接頭為例，焊縫狹窄、深寬比大，上表面無明顯塌陷，接頭區(qū)域無明顯氣孔、裂紋等缺陷。

圖2 各試樣接頭橫截面Fig.2 Cross sections of the joints

在合適的焊接參數(shù)下，可以得到成形性較好的接頭，表面連續(xù)、平整，魚鱗狀波紋均勻，如圖3a所示。在焊接速度為5 m/min時，4#和8#試樣焊接接頭呈現(xiàn)深熔焊的特征，焊縫存在未連續(xù)焊透的情況，如圖3c、3d所示。產(chǎn)生這種情況可能是因為在功率較低的情況下，過高的焊接速度使焊接過程失穩(wěn)，此時“小孔效應”焊接瞬間轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)表面對激光能量的吸收，母材對激光能量的吸收率銳減，無法焊透合金板材，未焊透的過程中母材仍然在積累能量，當能量超過一定值時，合金重新實現(xiàn)深熔焊接[17]。圖4為焊接接頭熔寬的變化曲線。熔寬受到焊接熱輸入的影響，隨熱輸入的減小而變窄。

圖4 焊接接頭熔寬Fig.4 Weld width of joints

2.2 工藝參數(shù)對焊接接頭微觀組織的影響

激光焊接接頭內(nèi)結(jié)晶組織的形態(tài)不僅與焊接工藝參數(shù)、母材成分有關，還與溫度梯度G、生長速率R有密切關系。在激光焊接過程中，熱源沿直線移動，從焊縫中心至兩端的熱量分布不均勻，不同位置的G和R不同，因此產(chǎn)生了不同形態(tài)的結(jié)晶組織[18]。接頭組織從焊縫中心到母材依次可分為焊縫區(qū)、熔合區(qū)、熱影響區(qū)、母材區(qū)。

圖5為焊接接頭的顯微組織(均取自板材厚度中心直線)。從圖5a中可見，柱狀晶以聯(lián)生結(jié)晶[19]的方式沿最快散熱方向生長，母材與焊縫之間存在細小等軸晶帶。由表1可知，母材中含有微量Zr元素。有文獻[20]指出，Zr在2524鋁合金中主要以次生的Al3Zr粒子形式存在，Al3Zr與基體共格，釘扎位錯和亞晶界，固溶處理過程中仍然能夠部分抑制合金的再結(jié)晶；而在熔焊中，Al3Zr粒子的存在可以促進熔池中異質(zhì)形核的發(fā)生[17]。在固液混合區(qū)域內(nèi)，由于鋁合金熱導率較大，凝固過程中產(chǎn)生較大的過冷度，母材界面難熔的金屬間化合物顆粒成為形核點，形核率高而晶粒來不及長大，因此形成了細小的晶粒?？拷酆暇€的母材受熱循環(huán)作用的影響，晶粒發(fā)生長大，且出現(xiàn)部分再結(jié)晶晶粒。而在焊縫中心，溫度梯度G降低，成分過冷驅(qū)動熔池快速結(jié)晶，柱狀晶的生長受到抑制[21]，如圖5b所示，焊縫區(qū)組織以等軸晶為主。此外，觀察到焊縫區(qū)內(nèi)存在部分“薔薇狀”組織。這是因為在液態(tài)金屬凝固過程中，熔池受到激光熱源形成的“小孔”的攪拌作用，正在長大的晶粒與垂直熔合線生長的柱狀晶破裂，形成多個固相質(zhì)點，而受激光熱源影響，焊縫區(qū)域的溫度梯度降低，原子擴散能力增強，最終形成了“薔薇狀”組織[22]。

圖5 7#試樣焊接接頭顯微組織Fig.5 Microstructure of 7# joint

圖6、圖7表示出各工藝參數(shù)下焊縫中心晶粒尺寸分布情況。當激光功率為2.4 kW時，平均晶粒尺寸隨焊接速度增加而減小；焊接速度為4 m/min時，平均晶粒尺寸隨激光功率增加而增大。焊接速度較低時，母材受到的熱輸入過高且受熱時間較長，凝固過程中，晶粒受到更大的驅(qū)動力發(fā)生粗化，隨著焊接速度的提升，熱輸入減少，熔池冷卻時間縮短，晶粒得到細化。改變焊接功率時，在相同的時間內(nèi)，熔池受到的熱輸入增加，晶粒大小的變化同理。焊縫區(qū)的晶粒尺寸符合正態(tài)分布，平均晶粒尺寸如圖7a、7b所示。

圖6 焊縫中心晶粒尺寸分布Fig.6 Grain size distribution in weld center

圖7 焊縫中心晶粒尺寸變化曲線Fig.7 Grain size curve of weld center

圖8為母材及部分焊縫中心的X射線衍射圖譜。試驗用的合金的w(Cu)/w(Mg)=3，此時合金中主要強化相的平衡相為Al2CuMg[23]。由圖8可見，經(jīng)激光焊接后，焊縫內(nèi)的物相與母材的相同，未發(fā)生明顯變化，均為α-Al、Al2CuMg、Al2Cu、Al3Zr相。由圖8b可見，部分衍射峰消失，且熱輸入較高時，強化相的衍射峰強度有所下降，因此在保證焊縫成形性的前提下，應盡量選取熱輸入更小的工藝參數(shù)。

圖8 2524鋁合金XRD物相分析Fig.8 XRD phase analysis of 2524 aluminum alloy

2.3 工藝參數(shù)對焊接接頭力學性能的影響

圖9為各工藝參數(shù)下接頭的力學性能。由圖9可以看出，焊接速度和激光功率對焊接接頭的力學性能有較大影響。如圖9a所示，在激光功率為2.4 kW，焊接速度為4 m/min時，可以獲得抗拉強度最高的激光焊接頭。

圖9 焊接接頭的力學性能Fig.9 Mechanical properties of the joint

晶粒尺寸的增大會導致合金的抗拉強度和硬度下降。而另一方面，在焊接速度較低時，所有功率下，焊接接頭的抗拉強度均較低，這是因為熱源移動速度慢，過大的熱輸入造成焊縫區(qū)域低熔點元素的揮發(fā)、燒損，引起熔池變寬，這些都會造成焊接接頭力學性能的下降[24]。在焊接速度為4 m/min和5 m/min時，抗拉強度隨激光功率的增大呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，功率較低時，焊縫沒有完全熔透，有效連接面積減少，因而力學性能較差；隨著激光功率的增加，熱輸入過大，焊縫尺寸增大，使得接頭殘余應力和變形增加，影響接頭的力學性能[24]。

圖9b為焊接接頭的硬度曲線。由圖可以判斷出，接頭整體的硬度曲線將呈“U”形。焊縫區(qū)是硬度最低的區(qū)域，這是因為該區(qū)域經(jīng)歷了重新凝固結(jié)晶，母材原有的熱處理強化效果消失或減弱；熔合區(qū)組織差異較大，這使得硬度在該區(qū)域發(fā)生突變；從熱影響區(qū)至母材區(qū)，受到的熱循環(huán)作用逐漸減弱，硬度逐漸回升。7#試樣焊縫區(qū)的平均硬度最高，為107 HV，達到母材的64.8%。

圖10為母材及7#試樣常溫拉伸的應力-應變曲線。從圖10可以看出，母材試樣的拉伸曲線出現(xiàn)鋸齒形波動，這是不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶的特征[25]。2524鋁合金屬于可熱處理強化合金，因此受到熔焊過程中熱輸入的影響，原母材析出相會發(fā)生溶解或粗化，造成焊接接頭力學性能的下降[26]。最佳工藝參數(shù)下，接頭的平均抗拉強度為379 N/mm2，平均伸長率為4.7%，分別為母材的65.3%和39.2%。焊接試樣無明顯的屈服階段，在產(chǎn)生少量的塑性變形后即產(chǎn)生斷裂。

圖11為母材與7#試樣拉伸斷口的SEM圖。拉伸過程中，裂紋源在第二相粒子與基體的交界處形成，隨后積聚、連接，最終導致合金斷裂[27-28]。7#試樣在宏觀上伸長率較低，其斷口(由圖11a、11c)可見分布著大量韌窩，在部分韌窩的底部還可以觀察到第二相粒子，存在明顯的撕裂棱，接頭的斷裂形式為韌-脆混合型斷裂；母材的斷口如圖11b、11d所示，以韌窩為主，相比于焊接接頭，韌窩數(shù)量更多且更為細小，同時存在河流狀花紋和臺階，因此母材的斷裂形式也為韌-脆混合型斷裂。

圖11 2524鋁合金拉伸斷口SEM形貌Fig.11 SEM morphologies of tensile fracture of 2524 aluminum alloy

3 結(jié) 論

1)焊接速度對2524鋁合金光纖激光焊接頭宏觀形貌的影響較大，激光功率影響次之，在合適的工藝參數(shù)下，可以得到下塌量小，表面平整，焊縫狹窄而修長的激光深熔焊接頭。

2)當激光功率為2.4 kW，焊接速度為4 m/min時，接頭接頭的抗拉強度最高，達到379 N/mm2，伸長率為4.7%，分別達到母材的65.3%和39.2%，焊接接頭斷裂形式為韌-脆混合型斷裂；焊縫區(qū)平均硬度最高為107 HV，達到母材的64.8%；從焊縫中心至母材區(qū)，硬度逐漸提升，且在熔合線附近提升較快，焊縫區(qū)平均硬度隨熱輸入的增加呈降低趨勢。

3)焊縫內(nèi)的第二相主要為Al2CuMg、Al2Cu相；接頭區(qū)域的晶粒大小與強化相的存在均受熱輸入影響，增大熱輸入時，晶粒更為粗大，強化相流失加劇。