劉洪旭，侯旭儒，劉 峰，趙 琳，彭 云，田志凌

（1 遼寧石油化工大學 機械工程學院，遼寧 撫順 113001；2 鋼鐵研究總院 焊接所，北京 100081；3 北京科技大學新材料技術研究院，北京 100083）

7A52 鋁合金是以Zn 和Mg 為主要強化元素的Al-Zn-Mg 合金，該合金強化機制為時效強化，經(jīng)軋制、固溶及時效處理后，可以獲得綜合性能優(yōu)良的板材，現(xiàn)已廣泛應用于眾多制造領域［1-3］。焊接質(zhì)量的好壞會直接影響整個焊接結(jié)構(gòu)件的安全。目前，熔化極惰性氣體保護焊（melt inert gas，MIG）是鋁合金焊接的常用方法，但鋁合金經(jīng)傳統(tǒng)MIG 焊接后，由于熱輸入過大導致焊接接頭質(zhì)量和力學性能較差，而降低熱輸入不僅會降低焊接效率，而且會導致焊接過程不穩(wěn)定、飛濺較大、氣孔率較高等諸多問題。

冷金屬過渡（cold metal transfer，CMT）技術是奧地利Fronius 公司于2005 年研發(fā)的一種先進的數(shù)字化焊接技術，該技術采用機械回抽原理，因此在相同焊接參數(shù)下的總熱輸入遠低于MIG 焊接，避免晶粒粗大以及元素燒損，現(xiàn)已被越來越多的用于焊接鋁合金及其他板材［4-5］。但是CMT 焊接技術較低的熱輸入也會帶來熔深和熔覆效率偏低等問題，相關文獻［6］已指出，當CMT 焊接電流超過100 A 時，熔滴過渡會變得不穩(wěn)定從而容易產(chǎn)生焊接缺陷，因而CMT 已無法滿足中厚板鋁合金的焊接要求。為解決這一問題，F(xiàn)ronius 公司于2012 年將CMT 的短路過渡和脈沖MIG 的射滴過渡模式相結(jié)合，提出了一種新的焊接方法，即冷金屬過渡+脈沖焊接（CMT+P）方法。大量的文獻［7-9］已經(jīng)對CMT+P 焊接工藝的熱輸入進行了研究，表明該工藝的熱輸入可以通過CMT 和脈沖MIG 兩者波形比例進行自由調(diào)整，實現(xiàn)對焊接熱輸入的精確控制，避免因焊接參數(shù)的調(diào)整造成不穩(wěn)定的熔滴過渡，從而使焊接過程更加穩(wěn)定可控。

除了焊接熱輸入，也有部分研究人員對CMT+P焊接接頭氣孔等焊接缺陷進行了研究。Cong 等［10］經(jīng)研究發(fā)現(xiàn)，相比于CMT 焊接，CMT+P 焊接工藝可以顯著減少氣孔數(shù)量和尺寸。Huan 等［11］采用兩種焊絲對6063 鋁合金進行CMT+P 焊接，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，采用ER5183（Al-Mg）焊絲焊縫的氣孔率明顯小于ER4047（Al-Si）焊絲。

CMT+P 焊接技術作為一種新型電弧焊接方法，雖然已有文獻使用這種方法成功焊接鋁合金，并對其焊接穩(wěn)定性和氣孔等方面有一定研究，但目前關于不同電弧焊接模式下熱輸入和氣孔率對高強度中厚板Al-Zn-Mg 合金焊接接頭強度影響的研究仍然較少。故本工作采用ER5356 焊絲并利用MIG 和CMT+P兩種焊接模式對20 mm 厚7A52 鋁合金板進行對接焊對比實驗，研究不同電弧焊接模式對焊縫組織與性能的影響規(guī)律，為7A52 鋁合金CMT+P 焊接方法的可靠性提供依據(jù)。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

本工作焊接所用母材為7A52 鋁合金軋制板材，板材尺寸規(guī)格為250 mm×125 mm×20 mm，焊接方向垂直于軋制方向，熱處理狀態(tài)為固溶+人工時效（T6）。焊接所用的焊絲為直徑1.2 mm 的ER5356 焊絲，母材的力學性能如表1 所示，其中Rm為抗拉強度，Rp0.2為屈服強度，A為伸長率，母材和焊絲的化學成分如表2 所示。

表1 7A52 鋁合金母材的力學性能Table 1 Mechanical properties of 7A52 aluminum alloy base metal

表2 7A52 鋁合金與焊絲的化學成分（質(zhì)量分數(shù)/%）Table 2 Chemical compositions of 7A52 aluminum alloy and welding wires（mass fraction/%）

1.2 實驗方法

本工作采用MIG 和CMT+P 兩種電弧焊接模式對20 mm 厚7A52 鋁合金板進行對接焊實驗，并利用高速攝像觀察和拍攝兩種電弧焊接模式下熔滴過渡過程和熔池動態(tài)行為，焊接設備由Fronius TPS4000 CMT Advanced 焊機和ABB 六軸機器人組成，后者為焊接控制系統(tǒng)，焊接前對試板坡口進行打磨，去掉表面氧化皮并用99.9%酒精清洗，采用角度為60°的V形坡口，氦氬1∶1 混合（50% He+50% Ar，體積分數(shù)）的保護氣體，層間溫度控制在60 ℃左右，焊接設備如圖1 所示，其他焊接工藝參數(shù)如表3 所示。

圖1 焊接設備（a）、焊接道次（b）及取樣位置（c）示意圖Fig.1 Welding equipment（a），schematic diagram of welding passes（b） and sampling location（c）

表3 7A52 鋁合金兩種焊接工藝參數(shù)Table 3 Two welding process parameters of 7A52 aluminum alloy

焊后分別對兩種模式的焊接接頭進行組織與性能分析。試樣均在接頭橫截面方向截取，金相試樣經(jīng)過研磨拋光后采用Keller試劑（HF∶HCl∶HNO3∶H2O=1∶1.5∶2.5∶95）進行腐蝕，腐蝕時間大約為1.5 min。采用Image-Pro Plus （IPP）軟件對拋光態(tài)金相的氣孔進行統(tǒng)計，腐蝕后的焊接接頭顯微組織采用Leica DMIL LED 顯微鏡進行觀察；TEM 觀察在Tecnai G2-F20 型透射電子顯微鏡上進行，試樣經(jīng)機械減薄后，再雙噴減薄，雙噴腐蝕液采用體積比為3∶7 的HNO3+CH3OH 溶液，溫度為-25～-30 ℃；采用配有能譜儀（EDS）和電子背散射衍射（EBSD）探頭的Quanta650場發(fā)射掃描電鏡對拉伸斷口形貌、斷口第二相粒子成分以及焊縫析出相進行觀察與分析；EBSD 樣品經(jīng)打磨、機械拋光后，采用EP06 型電解拋光腐蝕儀進行電解拋光，電解液采用體積比為1∶9 的HCLO4+CH3OH溶液。

室溫拉伸力學性能測試在萬能拉伸試驗機上進行，拉伸測試標準采用GB/T228.1—2010，拉伸速率為2 mm/min，拉伸方向垂直于焊縫軸線方向；采用自動維氏顯微硬度計測量焊接接頭的顯微硬度，從焊縫中心開始向兩側(cè)母材逐點（間隔0.5 mm）測量，其維氏硬度加載載荷為1.96 N，加載時間為10 s。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 熔池動態(tài)過程

圖2 為兩種電弧焊接模式下溶滴過渡與熔池形貌圖像。通過高速攝像可以清晰發(fā)現(xiàn)，兩種電弧焊接模式的熔滴過渡方式明顯不同，從圖2（a）中發(fā)現(xiàn)，傳統(tǒng)MIG 焊接為能量較大的射流過渡，并且焊接時熔池四周飛濺較大；而CMT+P 焊接過渡模式為混合過渡，圖2（b）為CMT+P 焊接脈沖階段的一脈一滴的射滴過渡，電弧將焊絲熔化后在焊絲末端形成球形液滴，當液滴達到一定尺寸時，在電磁收縮力和重力的作用下，液滴會從焊絲末端脫落，之后焊絲接觸熔池，進入CMT 階段的短路過渡。相比于MIG 焊接模式，CMT+P 焊接模式具有更好的焊接穩(wěn)定性，這無論對焊縫成型還是焊接缺陷都具有積極的作用，從而提高焊后接頭的力學性能。

圖2 高速攝像下的熔滴過渡和熔池形貌圖像 （a）MIG；（b）CMT+PFig.2 Droplet transition and molten pool morphology images under high-speed photography （a）MIG;（b）CMT+P

2.2 宏觀形貌

圖3 是兩種焊接模式的表面及截面宏觀形貌。從圖3 中可以發(fā)現(xiàn)兩種焊接模式的接頭成型均良好，無明顯裂紋以及未焊透等焊接缺陷。為了對二者氣孔進行細致分析，利用IPP 軟件對拋光態(tài)金相照片進行氣孔數(shù)量和氣孔率的統(tǒng)計分析，結(jié)果如圖4 所示。從圖4（a）～（d）金相照片中可以看出，大部分氣孔呈圓形或橢圓形，是典型的冶金氣孔形態(tài)特征，但兩種焊接接頭的氣孔分布差異明顯，MIG 焊接模式下的氣孔數(shù)量更多、尺寸更大。統(tǒng)計結(jié)果也表明，采用MIG 焊接的氣孔數(shù)量明顯更多，其氣孔率達到2.73%，而采用CMT+P 焊接的氣孔率可以降至0.64%。

圖3 接頭表面（1）及截面（2）宏觀形貌 （a）MIG；（b）CMT+PFig.3 Macro morphologies of joint surface（1） and section（2） （a）MIG;（b）CMT+P

圖4 氣孔金相照片以及氣孔統(tǒng)計柱狀圖（a），（b）MIG;（c），（d）CMT+P;（e）氣孔統(tǒng)計柱狀圖Fig.4 Metallographic photos and statistical histogram of pores（a）,（b）MIG;（c）,（d）CMT+P;（e）statistical histogram of pores

焊縫中氣孔數(shù)量及尺寸與熔池動態(tài)過程密切相關。由前面分析已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，CMT+P 焊接方法飛濺較少，具有更穩(wěn)定的焊接過程，這是CMT+P 焊接氣孔率較低的原因之一；其次，MIG 焊接方法的熱輸入較大，合金當中的Mg，Zn 等元素，尤其是Mg 元素大量燒損并揮發(fā)，一部分Mg 蒸氣殘留在焊縫熔池中來不及溢出，另一部分Mg 元素與空氣中的O 結(jié)合，形成黑色MgO 雜質(zhì)，在焊接過程中同樣會殘留在液態(tài)熔池金屬當中，從而形成氣孔；最后，相比于傳統(tǒng)MIG 焊接，CMT+P焊接由于脈沖攪拌作用使熔池流動性更好，氣孔難以長大，因此氣孔尺寸相對更小。MIG 焊接接頭大量氣孔的存在會使焊接接頭的致密性降低，并且在拉伸時也容易成為裂紋源，最終導致接頭力學性能下降。

2.3 顯微組織形貌

兩種焊接模式的顯微組織形貌如圖5 所示。從圖5（a-1）和（b-1）中可以發(fā)現(xiàn)，由于高溫電弧熱作用以及鋁合金較快的凝固冷卻速率使兩種接頭的焊縫區(qū)均為典型的鑄態(tài)組織，呈等軸枝晶組織形貌特征，這種急冷鑄態(tài)組織會使焊縫區(qū)的硬度較低，塑性較差，黑色或白色點狀物質(zhì)是經(jīng)過Keller 試劑腐蝕后形成的，相比于MIG 焊接，CMT+P 焊接的晶界偏析程度更弱。圖5（a-2），（b-2）是兩種接頭熔合線附近組織形貌，包括焊縫區(qū)、部分熔化區(qū)以及熱影響區(qū)，從圖中發(fā)現(xiàn)部分熔化區(qū)由于靠近焊縫，導致受焊接熱循環(huán)影響較大，使纖維狀晶粒的母材發(fā)生部分或完全再結(jié)晶，這導致形變組織亞結(jié)構(gòu)強化效應消失，而熱影響區(qū)的組織均為軋制態(tài)的纖維狀組織，所以這一區(qū)域仍然具有形變強化效果。由于兩種焊接模式的熱輸入不同，導致部分熔化區(qū)寬度也略有差異，通過IPP 軟件分析，MIG 焊接和CMT+P 焊接的部分熔化區(qū)寬度分別為393.55 μm 和258.40 μm，說明MIG 焊接過大的熱輸入導致部分熔化區(qū)寬度也較大。

圖5 焊接接頭焊縫區(qū)（1）和融合線附近區(qū)域（2）顯微組織形貌 （a）MIG;（b）CMT+PFig.5 Microstructures of welding seam （1） and near the fusion line areas （2） of welded joint （a）MIG;（b）CMT+P

圖6 是母材及兩種接頭焊縫區(qū)的EBSD 晶粒形貌、尺寸以及｛111｝晶面極圖。由圖6（a-1），（a-2）可知，母材組織形貌是沿軋制方向的纖維狀晶粒，平均晶粒尺寸約為17.05 μm，極圖｛111｝晶面最高極密度為8.79，極密度是織構(gòu)強弱的直觀體現(xiàn)，因此對于α（Al）面心立方金屬材料而言，表明母材存在典型的形變織構(gòu)，主要包括Copper｛112｝〈111〉和Brass｛011｝〈211〉等織構(gòu)，沿軋制方向具有明顯擇優(yōu)取向。由圖6（b-1）～（c-2）可知，兩種接頭焊縫區(qū)呈等軸晶組織形貌特征，對兩種焊接接頭焊縫區(qū)晶粒尺寸進行統(tǒng)計，發(fā)現(xiàn)MIG 和CMT+P 兩種焊接接頭晶粒尺寸分別約為50.19 μm 和45.04 μm，兩種焊接接頭平均晶粒尺寸均大于母材，并且CMT+P 焊接焊縫區(qū)的平均晶粒尺寸相比于MIG 焊接減小約10.3%；另外，經(jīng)MIG 和CMT+P 兩種電弧模式焊接后，接頭焊縫區(qū)晶粒取向隨機，極圖｛111｝晶面最高極密度分別降至3.20 和2.54，相比于母材，可以認為幾乎沒有織構(gòu)存在。

圖6 母材及兩種焊縫的EBSD 晶粒形貌（1）、尺寸以及｛111｝極圖（2） （a）母材;（b）MIG;（c）CMT+PFig.6 EBSD grain morphologies（1），size and ｛111｝ pole diagrams（2） of base metal and two kinds of welds （a）base metal;（b）MIG;（c）CMT+P

2.4 物相分析

焊縫及熔合線處背散射電子掃描圖像如圖7 所示。由圖7（a-1），（b-1）可知，焊縫區(qū)分布著許多白色第二相，大多呈塊狀或條狀，此外還分布著許多大小不一的黑色物質(zhì)，為了確定這些第二相的成分，對其進行能譜分析，如表4 所示。經(jīng)各元素含量占比分析后發(fā)現(xiàn)，這些白色第二相（點2，3）主要富含Al，Mg，F(xiàn)e，Mn 等元素并且元素含量占比也基本相同，根據(jù)這些第二相的形貌、能譜分析以及相關研究報道［12-13］，這些析出相可以定性認為是富鐵雜質(zhì)相AlFeMn，它們是在凝固過程中形成的，尺寸已達到微米級且不容易產(chǎn)生變形，對性能不利。黑色物質(zhì)一類（點5）含有Al，Mg，C，O 等元素，由于C 和O 元素非基體所含元素，應該是拋光時殘留的拋光劑，其他與基體相（點1）成分基本相同，因此推斷是在研磨拋光時第二相脫落造成的；另一類（點6）含有Al，Mg，Si 等元素，從Mg 和Si的原子比例可以推斷此類黑色物質(zhì)為第二相Mg2Si。部分熔化區(qū)彌散分布著大量的白色第二相，由于尺寸十分細小無法對其進行準確的能譜點掃分析，除此之外還零散地分布著尺寸更大的塊狀白色第二相，經(jīng)點掃分析后發(fā)現(xiàn)，主要含有Al，F(xiàn)e，Mn，Si 等元素，為AlFeMnSi 雜質(zhì)相。通過上述分析可知，不同電弧焊接模式對雜質(zhì)相的數(shù)量和種類影響不大，但MIG 焊接焊縫區(qū)的晶界偏析程度更加明顯，說明過大的熱輸入造成組織過熱，元素分布不均，這對焊后接頭性能是不利的。

圖7 焊縫（1）及熔合線處（2）背散射電子掃描圖像 （a）MIG;（b）CMT+PFig.7 Backscattered electron scanning images of weld（1） and fusion line（2） （a）MIG;（b）CMT+P

表4 圖7 中第二相EDS 點分析結(jié)果Table 4 EDS analysis results of second phase in fig.7

Al-Zn-Mg 系鋁合金是時效強化型鋁合金，故其性能與納米級沉淀強化相的種類、尺寸、分布以及數(shù)量等密切相關。7A52 鋁合金經(jīng)過T6 處理后，時效析出序列一般為過飽和固溶體（SSS）-GP 區(qū)-η′（MgZn2）-η（MgZn2）/T（Al2Mg3Zn3）［11］。為了進一步分析焊接接頭的析出相分布，對焊后兩種接頭的不同區(qū)域進行TEM 觀察，其結(jié)果如圖8～10 所示。

圖8 MIG 焊接焊縫區(qū)析出相的明場形貌（a）、衍射花樣（b）以及能譜分析（c）Fig.8 Open field morphology（a），diffraction pattern（b） and energy spectrum analysis（c） of precipitates in MIG welding seam

圖8 是MIG 焊接焊縫區(qū)析出相TEM 形貌、衍射花樣以及能譜點掃分析圖。兩種焊接模式下接頭焊縫區(qū)均無明顯的強化相，但均發(fā)現(xiàn)如圖8（a）所示的豆瓣狀析出相，尺寸約為300～400 nm，經(jīng)過能譜點掃、衍射花樣標定以及結(jié)合相關文獻分析可知，這種析出相為Al3Mg2。Al3Mg2的形成與填充焊絲有關，ER5356 焊絲主要含Mg 元素（質(zhì)量分數(shù)為4.76%），Zn 元素含量較低，再加之焊接過程中元素燒損，焊縫就容易形成Mg 元素的富集區(qū)，因此焊縫中產(chǎn)生了Al3Mg2相。這種析出相是面心立方結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=b=c=2.824 nm，雖然該相與基體呈非共格取向關系，但由于是初生第二相粒子，可以為晶粒提供形核核心，在一定程度上可以起到晶粒細化作用。

熱影響區(qū)析出相形貌及衍射花樣如圖9 所示。從圖9（a）中可以發(fā)現(xiàn)，熱影響區(qū)具有多種形狀和尺寸不一的析出相，包括尺寸較大的短棒狀、規(guī)則多邊形狀，以及尺寸相對較小的橢球狀、針狀，通過對這幾種析出相進行衍射花樣標定，結(jié)果如圖9（b）所示，發(fā)現(xiàn)針狀和橢球狀均為密排六方結(jié)構(gòu)的η-MgZn2，尺寸約為20～50 nm，針狀多分布于晶界處，橢球狀多分布于晶內(nèi)，η-MgZn2作為時效析出系列的平衡相，是Al-Zn-Mg 合金主要的析出強化相；規(guī)則多邊形狀為TAl2Mg3Zn3，尺寸約為100～200 nm，也是平衡相；短棒狀為四方結(jié)構(gòu)的Al6Mn 析出相，它同Al3Mg2一樣，雖然與基體呈非共格取向關系，但可以在形成過程中對再結(jié)晶晶粒長大起阻礙作用，從而達到細晶強化的作用。

圖9 熱影響區(qū)不同析出相形貌以及相應衍射花樣 （a）明場形貌;（b）衍射花樣Fig.9 Morphology and diffraction patterns of different precipitates in heat affected zone （a）open field morphology;（b）diffraction pattern

母材與兩種電弧模式下接頭的熱影響區(qū)形貌如圖 10 所示。從圖10（a）可以發(fā)現(xiàn)，在母材中均出現(xiàn)了上述幾種析出相，圖10（b），（c）分別為母材區(qū)晶內(nèi)和晶界放大圖，從圖中可以發(fā)現(xiàn)大量細小的析出相彌散分布在晶內(nèi)，尺寸只有幾納米，結(jié)合相關文獻［14］確定為η′-MgZn2，晶格常數(shù)a=b=0.522 nm，c=0.857 nm，由于這種析出相與基體呈半共格取向關系，對位錯運動有較強的阻礙作用，有效地提高焊接接頭的力學性能。此外在晶界處還發(fā)現(xiàn)了無沉淀析出帶（PFZ）以及晶界析出相（GBPs）。

圖10 母材與熱影響區(qū)明場形貌 （a）～（c）母材;（d）～（f）MIG;（g）～（i）CMT+PFig.10 Open field morphologies of base metal and heat affected zone （a）-（c）base metal;（d）-（f）MIG;（g）-（i）CMT+P

兩種接頭熱影響區(qū)析出相形貌如圖10（d）～（i）所示。不同電弧焊接模式對熱影響區(qū)的析出相形貌影響不大，在靠近焊縫的區(qū)域，如圖10（d），（g）所示，由于受熱作用影響較大，導致大部分的析出相重新回溶到α（Al）基體當中，部分析出相長大粗化，而靠近母材的這部分區(qū)域受焊接熱循環(huán)作用較小，析出相數(shù)量基本和母材類似，只是尺寸略有粗化，但對其晶界放大后發(fā)現(xiàn)，如圖10（f），（i）所示，在晶內(nèi)和晶界處亞穩(wěn)相η′-MgZn2以及無沉淀析出帶均已消失，只發(fā)現(xiàn)了尺寸約為20～50 nm 的橢圓狀析出相分布于晶界處。

2.5 力學性能

圖11 為兩種焊接模式下接頭的顯微硬度分布圖。從圖中可以發(fā)現(xiàn)兩種焊接接頭硬度曲線的變化趨勢基本一致，均以焊縫（WZ）中心為對稱軸呈近似對稱分布。兩種接頭最低硬度均在焊縫區(qū)且硬度值基本相同，約為74HV，到熔合線附近時硬度值迅速升高，這種硬度值的變化僅出現(xiàn)在不足1 mm 的狹窄范圍內(nèi)，到達熱影響區(qū)（HAZ）后，靠近焊縫這部分硬度值變化較為穩(wěn)定。隨著離焊縫中心距離的增大，硬度值也不斷增大，在距離焊縫中心約27 mm 處到達母材區(qū)（BM），硬度值穩(wěn)定在約150HV。從圖中發(fā)現(xiàn)，兩種接頭最明顯的區(qū)別在于焊縫區(qū)和熱影響區(qū)寬度不同，主要是由于MIG 焊接的熱輸入比CMT+P焊接大造成的。

圖11 焊接接頭顯微硬度分布圖Fig.11 Microhardness distributions of welded joint

晶粒尺寸和析出相分布是決定硬度的重要因素，整個接頭焊縫處的硬度最低有以下3方面原因：（1）焊縫在高溫電弧熱的影響下發(fā)生晶粒粗化，原來軋制態(tài)的纖維狀晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)殍T態(tài)的粗大樹枝晶，細晶強化和形變強化作用減弱；（2）焊縫中的Mg 和Zn 等強化元素同樣受熱作用的影響導致燒損嚴重，使焊縫的主要強化相MgZn2十分稀少，導致第二相沉淀強化作用減弱；（3）焊絲與母材的低強匹配也會造成焊縫區(qū)的硬度較低。

熱影響區(qū)出現(xiàn)了兩個階段的變化趨勢主要是由于受焊接熱循環(huán)影響的程度不同，經(jīng)前面分析可以發(fā)現(xiàn)，雖然這兩部分依舊保持著形變組織，但靠近熔合線處的熱影響區(qū)，析出相發(fā)生了明顯回溶以及粗化等現(xiàn)象，致使其硬度值相比于母材下降明顯，但元素溶解所產(chǎn)生的固溶強化以及析出相的沉淀強化仍然在一定程度上對其性能的提升起到幫助；而越靠近母材的這一區(qū)域則受熱循環(huán)的影響越小，析出相數(shù)量不斷增加、粗化程度也逐漸減弱，導致硬度逐漸升高，直到易受熱循環(huán)影響的亞穩(wěn)相η′-MgZn2的析出使硬度值最終達到母材區(qū)。

圖12 為拉伸斷口表面及截面宏觀形貌。從圖中可以看出，兩種模式均斷裂于焊縫處，結(jié)合硬度說明焊縫是整個焊接接頭最薄弱的位置。圖13 為兩種焊接接頭的拉伸性能。從圖13 可以看出，CMT+P 焊接的平均抗拉強度、屈服強度分別為289，156 MPa，伸長率為4.2%；MIG 焊接的抗拉強度、屈服強度分別為278，152 MPa，伸長率為3.5%。

圖12 拉伸斷口表面（1）及截面（2）宏觀形貌 （a）MIG;（b）CMT+PFig.12 Macromorphologies of tensile fracture surface（1） and section（2） （a）MIG;（b）CMT+P

圖13 7A52 鋁合金兩種焊接接頭拉伸力學性能Fig.13 Tensile mechanical properties of two kinds of welded joints of 7A52 aluminum alloy

為了進一步確定不同焊接模式下接頭力學性能差異的原因，對拉伸微觀斷口進行觀察，結(jié)果如圖14所示。從圖中可以看出，兩種焊接模式的斷口形貌均為以韌窩和撕裂棱為主的韌性斷裂，但采用MIG 焊接的接頭拉伸斷口存在明顯的氣孔分布，如圖14（a）所示，氣孔的存在減少了焊接接頭的有效承載面積，造成應力集中，并且這些氣孔容易成為裂紋源，這會使接頭在拉伸過程中率先產(chǎn)生裂紋而發(fā)生斷裂，如圖14（b）所示。進一步將斷口韌窩形貌放大，如圖14（c），（f）所示，結(jié)果發(fā)現(xiàn)當采用MIG 焊接時韌窩形貌為等軸狀，而采用CMT+P 焊接時韌窩形貌以剪切狀居多。相關文獻［15］表明抑制熱輸入有助于增大斷裂角度，使接頭以切斷斷裂為主，從而產(chǎn)生更多剪切韌窩，提高接頭的伸長率。

圖14 拉伸斷口微觀形貌 （a）～（c）MIG;(d)～(f)CMT+PFig.14 Microstructures of tensile fracture （a）-（c）MIG;（d）-（f）CMT+P

3 結(jié)論

（1）兩種接頭成型良好且無明顯焊接缺陷，但由于MIG 焊接不穩(wěn)定的熔滴過渡以及過大的熱輸入，導致其氣孔數(shù)量多于CMT+P 焊接，兩者氣孔率分別為2.73%和0.64%。

（2）兩種接頭焊縫處幾乎無強化相，只發(fā)現(xiàn)尺寸約為300～400 nm 的Al3Mg2相，而熱影響區(qū)與母材的析出相基本相同，包括η 相-MgZn2、T 相-Al2Mg3Zn3以及Al6Mn 等強化相，且隨著距離焊縫位置不同，析出相發(fā)生回溶以及粗化現(xiàn)象的程度也不同，離焊縫越遠，熱影響區(qū)中析出相的數(shù)量越多、尺寸越小。

（3）兩種接頭硬度最低值及拉伸斷裂位置均在焊縫處，說明焊縫為整個接頭最薄弱的區(qū)域。拉伸斷口微觀形貌均顯示出明顯的韌窩以及撕裂棱，兩種接頭均屬于典型的韌性斷裂，但采用CMT+P 焊接接頭的抗拉強度、屈服強度以及伸長率分別達到289，156 MPa 以及4.2%，均高于MIG 焊接接頭。