張澤樺，李小強，朱德智，屈盛官，王學(xué)程

(華南理工大學(xué),國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心,廣州,510641)

0 序言

以7075 鋁合金為代表的7 × × × 系超硬鋁合金因具有低密度、高比強度、高斷裂韌性等特點在交通、航空、制造業(yè)領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用[1].7075 鋁合金屬于Al-Zn-Mg 系可熱處理強化鋁合金，經(jīng)過T6 熱處理后，在α(Al)基體中可析出彌散分布的η 相(MgZn2)，其對位錯的釘扎作用阻礙了位錯的移動，從而提高了鋁合金的強度和硬度.然而η 相在焊接過程中極易發(fā)生粗化甚至熔解，而且低熔點的Zn 元素在熔化焊過程中極易燒損，甚至在焊接過程中造成嚴重的飛濺，導(dǎo)致7075-T6 鋁合金焊接接頭強度降低.為此，研究者們近年來不斷尋找新的焊接工藝以提高7075-T6 鋁合金熔化焊的接頭強度.

熔化極惰性氣體保護焊(MIG)具有較高的焊接效率且熔滴過渡穩(wěn)定，是工業(yè)生產(chǎn)中焊接鋁合金的常用方式[2].然而，Alatorre 等人[3]采用MIG 焊接7075-T651 鋁合金時，獲得的接頭抗拉強度僅為260 MPa，約為母材強度的43%.劉長軍等人[4]在MIG 焊基礎(chǔ)上疊加高峰值脈沖電流，并對電流進行調(diào)制得到峰值脈沖周期性強弱變化的雙脈沖(DPMIG)電弧，采用該工藝方法焊接的7075-T651 鋁合金的接頭抗拉強度提升至343 MPa，接頭強度系數(shù)達到了61%，通過焊后熱處理甚至可將其抗拉強度進一步提高到490 MPa，達到母材強度的87%，不過焊后熱處理會顯著延長生產(chǎn)周期，不利于降低成本.已有研究表明，雙脈沖電弧對熔池的振蕩作用能夠促進氣體逸出并細化晶粒，因而可有效提高焊接接頭性能[5-6].基于雙絲MIG 焊(DW-MIG)具有更高的熔覆率和焊接效率，DP-MIG 電弧能有效降低焊縫中的氣孔率，Wu 等人[7]提出了雙絲雙脈沖焊接(DW-DP-MIG)方法，以進一步增強熔池攪拌和流動效果，促進晶粒細化，從而提高焊縫質(zhì)量，并成功應(yīng)用于6 × × × 系鋁合金焊接.然而迄今仍未見采用DW-DP-MIG 焊焊接7075 鋁合金的研究報道.

7075 鋁合金存在易揮發(fā)的低熔點元素，采用MIG 焊焊接7075 鋁合金過程中易產(chǎn)生飛濺、氣孔、焊縫柱狀晶區(qū)范圍大等問題[8-9]，導(dǎo)致7075 鋁合金接頭性能差.冷金屬過渡(CMT)焊會在電弧檢測到短路電流時迅速降低電流并回抽焊絲，熔滴過渡完成后再增大電流，這樣極大降低了工件的熱輸入并使得熔滴過渡更加穩(wěn)定[10]，因而通過CMT 焊方法有望解決7075 鋁合金焊接強度偏低的問題.Gandhi 等人[11]采用CMT 焊接6 mm 厚的AA7075 鋁合金時發(fā)現(xiàn)較低的熱輸入有效抑制了焊縫中粗晶的形成，但是強化相析出不均勻?qū)е驴估瓘姸葍H為181 MPa，只有母材強度的40%.Elrefaey[12]的研究結(jié)果顯示，7075 鋁合金的CMT 焊接的接頭軟化區(qū)范圍較小，其接頭抗拉強度約為370 MPa，達到了母材的60%.Li 等人[13]采用脈沖冷金屬過渡(CMTP)焊接6061/7N01 異質(zhì)鋁合金，獲得的接頭最大抗拉強度達349 MPa，接近6061 母材的60%.CMTP 的脈沖階段和短路過渡階段，起到了與雙脈沖相似的高低頻電流變化效果.

試驗嘗試采用融合CMTP 與DW-MIG 電弧優(yōu)勢的雙絲脈沖冷金屬過渡焊(DW-CMTP)焊接7075-T6 鋁合金，利用DW-CMTP 具有比DW-DPMIG 更低的熱輸入和更穩(wěn)定的熔滴過渡改善厚板7075-T6 鋁合金焊接接頭組織和性能，并維持較高的焊接效率.分別在主絲和從絲中一根焊絲電流參數(shù)保持不變的條件下，通過改變另一根焊絲的電流大小研究雙絲電流大小對7075-T6 鋁合金焊縫的成形效果、顯微組織和力學(xué)性能的影響.以期為7075-T6 鋁合金厚板探索一條合適的熔化焊途徑.

1 試驗方法

焊接采用Fonius TPS5000CMT 雙絲焊機.母材為T6 熱處理的7075 鋁合金板，尺寸為300 mm ×100 mm × 6 mm，開有60°坡口.焊絲為φ1.2 mm的ER5356 焊絲.母材和ER5356 焊絲的化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表1 和表2.焊前對母材表面打磨以去除表面氧化膜，并采用丙酮清理表面油污.

表1 母材和焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of base metal and welding wire

表2 母材和焊絲的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of base metal and welding wire

進行平板對接焊接試驗時無預(yù)留間隙.主、從絲夾角為18°，間距為9 mm，電弧挺度為1.為促進熔深增大并降低熱輸入，主絲和從絲均采用CMTP 電弧，焊接裝配及焊件尺寸如圖1 所示.焊接速度設(shè)置為0.8 mm/min，保護氣體為99.99%的氬氣，氣流量為20 L/min.

圖1 焊接裝配及焊件尺寸示意圖(mm)Fig.1 Schematics of welding assembly and weldment dimensions

CMTP 電流的實測波形如圖2 所示.電流由脈沖峰值電流Ip1、脈沖基值電流Ib1，CMT 階段的峰值電流Ip2和CMT階段的基值電流Ib2組成，通過調(diào)節(jié)主、從絲的峰值脈沖電流改變焊接平均電流Ip；平均電壓則隨峰值電流變化進行調(diào)整直至形成穩(wěn)定電弧.具體工藝參數(shù)見表3.其中Ib1、Ip2和Ib2為預(yù)設(shè)不變參數(shù).為方便描述電流參數(shù)，后文中如無特殊說明則電流大小均指實測平均電流大小.CMTP 電流的高頻脈沖群和短路階段的基值電流交替變化所形成的電弧壓力差促進了熔池攪拌，目前普遍認為，增加脈沖峰值和基值電流的差值(ΔI=Ip1-Ib1)利于降低焊縫區(qū)偏析，然而過大的差值又會導(dǎo)致電弧不穩(wěn)和熔滴飛濺.因此，在開展7075-T6 鋁合金DW-CMTP 焊前，需要分別對主、從絲電流大小進行調(diào)節(jié)，在確保母材熔透和電弧穩(wěn)定等情況下確定合適的電流區(qū)間，再在此基礎(chǔ)上通過分別改變主、從絲電流大小進行試驗，研究其對焊接效果、接頭組織和力學(xué)性能的影響.

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters

圖2 CMTP 電流的實測波形Fig.2 The measured waveform of CMTP current

焊接接頭力學(xué)性能檢測取樣方法如圖3 所示.金相試樣經(jīng)過研磨和拋光后采用凱勒試劑[φ(HF)∶φ(HCl)∶φ(HNO3)∶φ(H2O)=1∶1.5∶2.5∶95]進行腐蝕；采用游標卡尺測量焊縫橫截面尺寸，包括焊縫的余高h、熔寬B和焊根寬度d；采用維氏顯微硬度計沿焊縫中心向母材水平方向每隔0.05 mm 測量一次硬度，并在焊縫中心處沿厚度方向取5 個點測量焊縫中心硬度并取其平均值，硬度測量位置如圖3 中“B”所示；采用萬能拉伸機測試接頭抗拉強度；采用X 射線衍射儀(XRD)和透射電鏡(TEM)分析焊縫物相；采用電子背散射衍射(EBSD)分析焊縫組織和晶粒大小；采用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡(SEM)觀察接頭組織、拉伸斷裂位置及斷口形貌.

圖3 試樣制備示意圖(mm)Fig.3 Schematics of sample preparation

2 結(jié)果和討論

2.1 焊縫形貌

圖4 顯示了DW-CMTP 焊接7075-T6 鋁合金時，主、從絲電流參數(shù)變化對焊縫形貌的影響.熔寬和焊根寬度的尺寸受主絲電流影響較大，表現(xiàn)為隨主絲電流的增加而明顯增加；而主絲電流的變化對余高的影響卻較??；余高和熔寬都隨著從絲電流的增加呈現(xiàn)明顯上升趨勢，而從絲電流大小對焊根寬度的影響較小.在DW-CMTP 焊中，主絲因提供了更多的熱輸入，對促進熔深有明顯作用；而從絲的作用主要是促進熔池流動和增加熔覆率，因而對余高和熔寬的增大有明顯作用.

圖4 焊縫余高、熔寬及焊根寬度隨主絲電流和從絲電流變化曲線Fig.4 Dependences of weld reinforcement,weld width and weld root width on leading and trailing wire current.(a) leading wire current;(b) trailing wire current

2.2 顯微組織

圖5 為主、從絲電流分別為230 A 和114 A 時DW-CMTP 焊接接頭組織形貌及母材XRD 圖譜.整個焊接接頭從焊縫中心往母材側(cè)可分為3 個區(qū)域，分別為焊縫區(qū)(WZ)、熱影響區(qū)(HAZ)和母材(BM).母材為軋制態(tài)的7075-T6 鋁合金組織，以α-Al 晶粒為主，伴有彌散分布的η-MgZn2相；HAZ 在焊接時處于過熱狀態(tài)，η 相發(fā)生溶解并伴隨著α 晶粒長大，冷卻過程中因溶解度下降，η 相再次析出，HAZ 的寬度為600～ 900 μm；WZ 主要為焊絲及部分母材熔化后形成的鑄態(tài)枝晶組織.結(jié)合圖6 的XRD 和TEM 分析可知，WZ 組織主要由α 相和TMg32(Al,Zn)49相構(gòu)成.這是因為焊縫中心較高的Mg/Zn 比抑制了η 相析出，促進了T 相生成.

圖5 DW-CMTP 焊接接頭組織形貌(=230A 和=114A)及接頭XRD圖譜.Fig.5 Microstruct ure of DW-CMTP welded joint(?=230A and?=114A)and XRD pattern of joint.(a) metallographic morphology of joint;(b) XRD pattern of joint;(c) HAZ microstructure;(d) WZ microstructure;(e)BM microstructure

圖6 不同工藝下焊縫中心處的XRD 圖譜和主、從絲電流分別為230 A 和134 A 時焊縫中心組織形貌Fig.6 XRD patterns of the weld center of different welding parameters and TEM image of the weld center responding to 230 A leading wire current and 114 A trailing wire current.(a) XRD pattern of weld center;(b) TEM image;(c) SAED pattern of α phase;(d) SAED pattern of T phase

為研究電流對焊縫的晶粒大小和晶界取向的影響，文中選取主絲電流為230 A 和從絲電流分別為54 A、134 A(增幅為80 A)的B1、B4 試樣，以及從絲電流為114 A 和主絲電流分別為190 A、270 A(增幅為80 A)的B5、B8 試樣進行EBSD 分析，如圖7 所示.HAZ 保留軋制纖維組織特征，與母材組織較為相似，只是晶粒發(fā)生了粗化；WZ 為較大尺寸的等軸晶組織；WZ 與HAZ 相鄰部位即熔合區(qū)(FZ)，具有較復(fù)雜的微觀結(jié)構(gòu)，F(xiàn)Z 與母材間形成了不平整的分界面，即熔合線(FL)，F(xiàn)Z 組織以相對較小的等軸晶組織為主并混有相對較粗的晶粒.當主絲電流維持230 A 恒定，從絲電流由54 A 增加至134 A 時，WZ 中心晶粒尺寸顯著增大，F(xiàn)Z 附近的細晶區(qū)寬度由原本約60 μm 增加至約100 μm，這是因為從絲電流的增加促進了熔池的攪拌效果，結(jié)晶過程形成的柱狀晶被打破，形成細小的晶粒，促進了非均質(zhì)形核過程的結(jié)構(gòu)起伏條件，使得FZ 處的細晶區(qū)域?qū)挾仍黾?當從絲電流保持114 A恒定，主絲電流從190 A 增大至270 A 時，WZ 中心晶粒發(fā)生更明顯粗化，細晶區(qū)FZ 寬度由約240 μm減少至約180 μm，這是因為主絲電流增大，增加了熱輸入，焊縫熔池在隨后冷卻過程中冷卻速率降低，形核率下降，晶粒尺寸增大，細晶數(shù)量減少，從而細晶區(qū)寬度降低.通過對焊縫中心的晶粒取向進行分析，DW-CMTP 焊WZ 中心處組織基本沒有明顯晶粒取向，具有各向同性，因此該處在不同方向上表現(xiàn)出相似的力學(xué)性能，這與DW-CMTP 具有較好的熔池攪拌效果和較低的熱輸入有關(guān).當主絲電流較高時，受WZ 中心到母材的溫度梯度增大的影響，WZ 中心的各相同性有輕微減弱.

在傳統(tǒng)熔化焊過程中，熔池與母材的固液界面前沿出現(xiàn)成分過冷且未熔母材晶粒表面提供了非均勻形核和散熱條件，以致在較小過冷度下便能形核，通常凝固形成的晶粒沿母材表面向焊縫中心方向生長，最終發(fā)展成柱狀晶組織[14-15]，越接近熔池中心，溫度梯度越小，因而柱狀晶生長減緩，在熔池心部呈現(xiàn)各個方向均勻生長而形成等軸晶[16].與傳統(tǒng)熔化焊不同的是，DW-CMTP 焊縫組織均為等軸晶組織，固液界面并沒有發(fā)現(xiàn)明顯的柱狀晶存在.這一方面是因為高頻雙絲脈沖電流對熔池形成的攪拌作用破壞了柱狀晶的形成和生長，并為結(jié)晶提供了驅(qū)動力和更多非均質(zhì)形核核心；另一方面因冷焊絲伸入熔池吸收了大量熔池熱，使得散熱失去方向性，晶粒生長取向減弱；此外冷焊絲帶走的熱量也使得熔體保持過冷，從而加快了結(jié)晶速度，對形核有促進作用，這也在一定程度上抑制了柱狀晶形成，并細化了WZ 晶粒，該現(xiàn)象在Chen[17]的研究中也被提及.

2.3 力學(xué)性能

圖8 顯示了主、從絲電流大小對接頭抗拉強度和斷后伸長率的影響.當從絲電流恒定為114 A時，接頭抗拉強度隨主絲電流在190～ 270 A 范圍內(nèi)增加呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢；斷后伸長率則隨主絲電流增加而增加，且主絲電流增大至230 A以后，斷后伸長率趨于穩(wěn)定.在主絲電流恒定為230 A 的條件下，當從絲電流小于94 A 時，接頭抗拉強度隨從絲電流增加呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢，當從絲電流增至114 A 時，接頭抗拉強度和斷后伸長率急劇上升，而進一步增加從絲電流則使強度和塑性又略有下降.當主、從絲電流分別為230 A 和114 A時，焊接接頭獲得了最大抗拉強度，為389 MPa，達到了母材抗拉強度的70.8%，此時斷后伸長率為3.3%，僅比文中研究的工藝參數(shù)范圍內(nèi)獲得的最大斷后伸長率低0.2%，總體較低的伸長率與熔化焊中不可避免地存在氣孔有關(guān).

由于主絲電流的增加，熔池的峰值溫度上升，更多母材熔化進入熔池，提高了WZ 中Zn 元素含量，且降低了WZ 中氣孔數(shù)量，因而接頭抗拉強度和斷后伸長率也相應(yīng)上升.然而，過大的主絲電流則會加重WZ 中Zn 元素的燒損并導(dǎo)致WZ 晶粒粗化，以致接頭強度又有所下降而斷后伸長率基本不變.通過觀察焊接過程中的電弧，發(fā)現(xiàn)當從絲電流明顯小于94 A 時，從絲電弧的熔滴過渡不穩(wěn)定，不僅沒有起到從絲對熔池的攪拌作用，反而引起熔池飛濺，熔池熱量分布嚴重不均勻，導(dǎo)致WZ 部分區(qū)域易產(chǎn)生氣孔及偏析，降低了接頭力學(xué)性能；當從絲電流增加至114 A 及以上時，電弧穩(wěn)定性顯著提高，從絲電弧不易受主絲電弧的干擾，焊縫力學(xué)性能也相應(yīng)提高，但是過大的從絲電流使得熱輸入過大，這樣反而會失去了利用從絲同時降低WZ 溫度梯度和熔池溫度的效果，引起WZ 組織粗化并加重晶間偏析，造成接頭強度降低甚至伸長率也略有下降.

沿焊縫向母材方向的接頭硬度分布和焊縫中心平均硬度如圖9 所示.在文中研究的所有焊接工藝參數(shù)下，WZ 的硬度均明顯低于HAZ 和母材，且在各個不同電流參數(shù)下，WZ 硬度基本保持穩(wěn)定.當從絲電流為114 A 和主絲電流在190～ 270 A 范圍內(nèi)變化時，WZ 的寬度基本不變，但WZ 中心硬度有明顯變化，WZ 中心平均硬度最大差值約為HV25；隨主絲電流增加，WZ 中心平均硬度先增加后減小，230 A 時WZ 中心的硬度最高.而保持主絲電流230 A 不變，隨從絲電流在54～ 134 A 范圍內(nèi)增大時，WZ 寬度逐漸增大，WZ 中心硬度也發(fā)生了一定程度變化，呈現(xiàn)出先降低后增加再降低的趨勢，平均硬度最大差值約為HV15.當主、從絲電流分別為230 A 和114 A 時，WZ 中心硬度達到最大值(HV104.7).接頭硬度最大值出現(xiàn)在FZ，達到了HV175，硬度增加與該區(qū)域形成的細晶組織有關(guān).HAZ 的硬度相比于母材有所降低，是此處受熱作用晶粒和析出相發(fā)生粗化所致，但由于DW-CMTP 對熱輸入的有效控制，其粗化程度并不十分明顯，HAZ 的硬度僅小幅度下降.對比圖8 和圖9，WZ處的硬度隨主、從絲電流變化趨勢與接頭抗拉強度的變化趨勢基本一致.

2.4 斷口特征及分析

不同工藝參數(shù)下獲得的接頭的拉伸斷裂出現(xiàn)在如圖10 所示的四類位置處.當從絲電流為114 A且主絲電流小于230 A 時，或主絲電流為230 A 且從絲電流小于114 A 時，斷裂發(fā)生在如圖10a 所示的FZ 與WZ 交界處，略靠近焊縫側(cè).主、從絲電流分別為230 A 和114 A 時，斷裂位于圖10b 所示的HAZ.當從絲和主絲電流分別高于114 A 和230 A時，斷裂位置分別如圖10c 和圖10d 所示，前者斷裂于鄰近FZ 的WZ，后者則完全斷裂于WZ.

為進一步分析產(chǎn)生上述四種不同的斷裂位置的原因，對不同焊接工藝參數(shù)下的拉伸斷口進行觀察，如圖11 所示.在拉伸斷面上可以觀察到氣孔存在，氣孔會減少接頭有效承載面積，導(dǎo)致應(yīng)力集中，降低接頭塑性性能，因而試樣的斷后伸長率總體較低，當焊縫中氣孔率降低時，焊縫塑性承載能力增加，塑性相對提高，然而過大的熱輸入使得焊縫晶粒組織粗大，強度和塑性有所降低.圖11a～ 11c 顯示了當主絲電流為230 A，從絲電流在54～ 134 A范圍內(nèi)變化時，隨從絲電流增大，斷面單位面積上的氣孔數(shù)量雖有明顯降低，然而韌窩也變得更淺、更小，這意味著接頭塑性有所降低，這與圖8b 的結(jié)果相一致.圖11d～ 11f 顯示了當從絲電流為114 A，主絲電流在190～ 270 A 范圍內(nèi)變化時，斷面韌窩形貌變化較小，同時單位面積上氣孔數(shù)量隨主絲電流增加而降低，使得接頭抗拉強度和斷后伸長率相應(yīng)增加，但是過高的主絲電流又增加了熱輸入，使得WZ 組織粗化，又會降低接頭抗拉強度，甚至斷后伸長率也有所下降.圖11g 為主、從絲電流分別為230 A 和114 A 時的斷口形貌，不同于其它工藝參數(shù)下的斷口形貌，該參數(shù)下的斷口形貌出現(xiàn)了較多的解理臺階，同時韌窩數(shù)量明顯減少，以脆性主導(dǎo)的斷裂為主；由于WZ 的氣孔數(shù)量減少和較細小的晶粒組織增強了WZ 的強度和塑性，而HAZ 因熱輸入的增加使得強度和塑性降低，以致斷裂位置出現(xiàn)在HAZ 處.

圖11 焊接接頭試樣拉伸斷口形貌及氣孔率Fig.11 Tensile fracture morphology of welded joint specimens.(a) B1;(b) B3;(c) B4;(d) B5;(e) B6;(f) B8;(g) B0

圖12 表明在文中研究的工藝參數(shù)下，隨著主絲和從絲電流的增加，焊縫中的氣孔率都呈現(xiàn)下降趨勢，然而增加從絲電流對降低氣孔率的效果更加顯著，推測二者降低氣孔率的機制可能并不相同.從絲電流的增加主要是通過增強熔池流動促進焊縫中氣體逸出.主絲電流增加則傾向于提高熔池溫度和增大電弧壓力.Katayama 等人[18]認為大的電弧壓力會加大熔池表面下凹，縮短了氣泡上浮到熔池表面的路徑，加速了氣泡的逸出.然而DWCMTP 焊具有較大的熔覆率，熔池凹陷并不明顯，基于Zhang 等人[19]的研究，可推斷主絲電流增加提高了下熔池和上熔池體積之比(φ)，使得氣泡上浮速度增加，氣孔率降低，如圖12a 所示，在單位焊縫長度上φ可表示為：

圖12 焊接接頭試樣拉伸斷口氣孔率Fig.12 Porosity of welded joint specimens

式中：Slower和Supper分別為下熔池和上熔池的截面積.

氣泡在熔池主要受自身重力(G)、浮力(FB)和黏滯阻力(FD)的作用，如圖13 所示.因而氣泡從底部逸出的加速度a可表示為：

式中，μ；D；vT；g；ρm和 ρg分別表示熔池黏度系數(shù)、氣泡直徑、熔池流動速度、重力加速度、熔液液體密度和氣泡密度；θ為黏滯阻力方向與豎直方向的夾角，與下熔池輪廓有關(guān)，隨φ值的增加而增加.

DW-CMTP 焊接過程中主絲電流的增加在增大熔深的同時也增大了焊根寬度，增加了下熔池的體積，使得φ值增加，這意味著 θ增加，從而加大了氣泡上浮的加速度，氣泡傾向于沿豎直向上方向逃逸，氣泡能沿著更短的路徑更快逸出(圖12b)，最終導(dǎo)致氣孔易出現(xiàn)在如圖12d 所示的焊縫中心位置，因而在較大的主絲電流下斷裂位置易發(fā)生于圖10d所示的WZ 中心位置；反之，低主絲電流下的因熱輸入低，下熔池體積減小，因而φ值和 θ值較小，氣泡上浮的加速度也相應(yīng)較小，氣泡逸出路徑增加，因而氣泡上浮慢且傾向于沿熔合線逸出(圖12c)，最終導(dǎo)致氣孔易出現(xiàn)在如圖12e 所示的熔合線附近，因而斷裂易產(chǎn)生于此處.上述兩種情況主要考慮了氣孔誘發(fā)斷裂.實際上，雖然電流的增加會降低氣孔率，然而過大的電流會導(dǎo)致焊縫區(qū)晶粒粗化，適當控制熱輸入，既有利于降低氣孔率，又可以獲得細小的晶粒組織，從而提高WZ 強度，進而提高接頭抗拉強度.主絲和從絲電流分別為230 A 和114 A 時(對應(yīng)B0 試樣)，WZ 氣孔率相對較低且晶粒細小以致其WZ 強度高于HAZ，拉伸時斷裂發(fā)生于HAZ.

3 結(jié)論

(1)雙絲脈沖冷金屬過渡焊接過程中，主絲電流主要提供熱輸入，隨主絲電流增大，熔深和焊根寬度增加明顯；從絲則利于降低熔池熱輸入，增大從絲電流可促進熔池流動和提高熔覆率.

(2)主、從絲電流增大分別通過增大氣泡上浮力和增強熔池流動而促進焊縫中氣體逸出，且增大從絲電流對降低焊縫氣孔率的效果更明顯.

(3)接頭抗拉強度受主絲電流變化的影響相對較大，隨主絲電流的增加呈先增加后降低趨勢，隨從絲電流增加則呈先降低后增加趨勢.主、從絲電流分別為230 A 和114 A 時獲得的接頭焊縫中氣孔率相對較低且晶粒細小而具有最大強度389 MPa，達到了母材的70.8%.