0. 引　言

鋁合金具有輕質(zhì)、高比強(qiáng)度等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于汽車、船舶、飛機(jī)等工業(yè)制造領(lǐng)域。其中，5083鋁合金具有較高的強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性，但成本較高；5052鋁合金強(qiáng)度和耐腐蝕性略差于5083鋁合金，但成本較低，且成形性和表面處理性能良好。通過將5083和5052異種鋁合金進(jìn)行連接可以優(yōu)化整體設(shè)計(jì)，平衡成本與接頭性能。然而，異種鋁合金的物理和化學(xué)性質(zhì)存在一些差異，不恰當(dāng)?shù)暮附臃绞綐O易導(dǎo)致接頭性能下降。

電子束焊接是常用的鋁合金連接方法，其能量密度高，可以減小接頭熱影響區(qū)面積，提高強(qiáng)度，避免熱裂紋產(chǎn)生[1]，可真空操作從而防止焊縫氧化，減少雜質(zhì)對焊縫的污染，保證焊接穩(wěn)定[2–3]。電子束焊接有直熱式與間熱式兩種加熱方式：直熱式加熱通過陰極自身加熱發(fā)出電子束流；間熱式加熱通過鎢絲加熱后對硼化鑭陰極進(jìn)行轟擊，再由陰極發(fā)出電子束流。相比傳統(tǒng)的直熱式焊接，間熱式焊接電子發(fā)射效率更高，熱源更集中，形成的熱影響區(qū)更小，接頭熱變形和應(yīng)力集中更小[4]。電子束流強(qiáng)度和焊接速度決定著電子束焊接的熱輸入，從而影響著焊縫成形性能[5–6]。合適的束流強(qiáng)度與焊接速度可以有效減少接頭氣孔、裂紋和未焊透等缺陷，進(jìn)而提高抗拉強(qiáng)度[7–8]。作者以硼化鑭為陰極，對5083鋁合金和5052鋁合金進(jìn)行異種金屬間熱式電子束焊接，研究了束流強(qiáng)度和焊接速度對接頭成形質(zhì)量、顯微組織和拉伸性能的影響，以期為實(shí)現(xiàn)鋁合金間熱式電子束焊接的高質(zhì)量連接提供理論和試驗(yàn)依據(jù)。

1. 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為H116-5083鋁合金和H34-5052鋁合金，尺寸均為200 mm×60 mm×4 mm，化學(xué)成分見表1。用尼龍布打磨鋁合金板，用丙酮和乙醇清洗，待用。采用TDW-12型電子束送絲焊接設(shè)備進(jìn)行間熱式電子束焊接，陰極為硼化鑭，采取對接連接方式，無坡口，工藝參數(shù)見表2。

采用線切割方法在焊接接頭上以焊縫為中心制取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光、Keller試劑腐蝕后，采用DMI LM型倒置光學(xué)顯微鏡（OM）觀察焊縫的顯微組織。采用線切割方法在焊接接頭上以焊縫為中心制取拉伸試樣，標(biāo)距尺寸為36 mm×12 mm×4 mm，采用WDW-100型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為4 mm·s−1，測3個(gè)試樣取平均值。采用Zeiss Merlin Compact型掃描電鏡（SEM）觀察拉伸斷口形貌。

2. 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 成形質(zhì)量

由圖1和圖2可見：當(dāng)束流強(qiáng)度為18，20 mA時(shí)，焊縫均沒有出現(xiàn)熔穿、坍塌現(xiàn)象，成形質(zhì)量較好，其中束流強(qiáng)度20 mA下的焊縫較寬，焊縫堆疊高度較大，整體表現(xiàn)為連續(xù)均勻的魚鱗狀；當(dāng)束流強(qiáng)度為22 mA時(shí)，焊縫出現(xiàn)塌陷。在束流強(qiáng)度相同的條件下，隨著焊接速度增加，焊縫熔深減小，塌陷程度降低，這是因?yàn)楹附铀俣仍酱?，電子束停留時(shí)間越短，熱輸入越小，鋁合金熔化程度越小。

圖 1不同束流強(qiáng)度和焊接速度下間熱式電子束焊接接頭表面形貌

Figure 1.Surface morphology of indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

圖 2不同束流強(qiáng)度和焊接速度下間熱式電子束焊接接頭截面形貌

Figure 2.Cross-section morphology of weld zone of indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

2.2 顯微組織

由圖3可見：不同工藝參數(shù)所得接頭焊縫組織均主要由α-Al基體和β-Mg2Al3相組成，還存在Mg2Si相。在焊接速度800 mm • min−1條件下，當(dāng)束流強(qiáng)度為18 mA時(shí)，焊縫組織中還析出了α+Mg2Si+Si共晶體和初晶硅雜質(zhì)；當(dāng)束流強(qiáng)度為20 mA時(shí)，β相充分生長，以等軸態(tài)分布在鋁基體上，α-Al晶粒細(xì)化，組織中析出Mg2Si強(qiáng)化相，該相會提高合金的強(qiáng)度和硬度，但會降低合金的塑性[9]；當(dāng)束流強(qiáng)度為22 mA時(shí)，熱殘留嚴(yán)重，合金出現(xiàn)過燒，β相晶粒顯著粗化，且由于溫度梯度較大，金屬液快速冷卻，形成柱狀晶。在焊接速度1 000 mm • min−1條件下，當(dāng)束流強(qiáng)度為18 mA時(shí)，β相呈等軸狀，析出了Mg2Si+Si共晶組織；當(dāng)束流強(qiáng)度為20 mA時(shí)，組織中析出β'相和少量枝晶網(wǎng)絡(luò)狀Mg2Si；當(dāng)束流強(qiáng)度增加至22 mA時(shí)，過量的熱輸入使β相晶粒顯著粗化，枝晶網(wǎng)絡(luò)狀Mg2Si部分固溶，析出少量Al-Mn相彌散質(zhì)點(diǎn)。在焊接速度1 200 mm • min−1條件下，當(dāng)束流強(qiáng)度為18 mA時(shí)，熱輸入低且冷卻快，晶粒來不及長大，尺寸較小，組織中出現(xiàn)未完全成形的β相與大量Mg2Si相；當(dāng)束流強(qiáng)度為20 mA時(shí)，析出極少量Mg2Si相和初晶硅；當(dāng)束流強(qiáng)度為22 mA時(shí)，β相呈長條狀，Mg2Si相尺寸增大，高焊接速度配合大束流強(qiáng)度下得到的組織表現(xiàn)良好。隨著束流強(qiáng)度增加，β相晶粒粗化，Mg2Si強(qiáng)化相析出量增多，形成Al-Mn彌散相；隨著焊接速度增加，β相和Mg2Si相析出量減少。

圖 3不同束流強(qiáng)度和焊接速度下間熱式電子束焊接接頭焊縫的顯微組織

Figure 3.Microstructure of weld in indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

2.3 拉伸性能

由表3可見：隨著束流強(qiáng)度增加，接頭抗拉強(qiáng)度大幅增大，屈服強(qiáng)度小幅增大；隨著焊接速度增加，抗拉強(qiáng)度小幅增大，屈服強(qiáng)度先增大后減小。當(dāng)束流強(qiáng)度為18 mA、焊接速度為1 200 mm·min−1時(shí)，熱輸入過小，鋁合金熔化不充分，導(dǎo)致焊縫成形質(zhì)量差，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度最小，拉伸性能最差。當(dāng)束流強(qiáng)度為22 mA、焊接速度為1 200 mm·min−1時(shí)，雖然拉伸性能較好，但鋁合金過分熔化，結(jié)合圖2可知熔池塌陷后在焊件背面堆積，屬于焊接缺陷，不能實(shí)際應(yīng)用。

由圖4可見：在焊接速度800 mm·min−1條件下，當(dāng)束流強(qiáng)度為18 mA時(shí)，拉伸斷口處出現(xiàn)內(nèi)部裂紋形成的準(zhǔn)解理平面和由裂紋形成、長大、撕裂后得到的撕裂棱[10]，表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂；當(dāng)束流強(qiáng)度為20 mA時(shí)，斷口呈現(xiàn)均勻密集、尺寸較小的等軸韌窩形態(tài)，表現(xiàn)為韌性斷裂；當(dāng)束流強(qiáng)度為22 mA時(shí)，斷口存在大量滑移平直區(qū)，相對平整光滑，韌窩沿相同方向變形，形成大量拋物線狀剪切韌窩。在焊接速度1 000 mm·min−1條件下，當(dāng)束流強(qiáng)度為18 mA時(shí)，接頭拉伸斷口以解理臺階和解理舌為主，形成較長的撕裂棱，表現(xiàn)為解理斷裂；當(dāng)束流強(qiáng)度為20 mA時(shí)，斷口呈現(xiàn)均勻密集的剪切韌窩形態(tài)，方向性顯著，表現(xiàn)為韌性斷裂；當(dāng)束流強(qiáng)度為22 mA時(shí)，斷口以大而淺的剪切韌窩為主，大韌窩底部轉(zhuǎn)化為滑移平直區(qū)，接頭韌性較大。在焊接速度1 200 mm·min−1條件下，當(dāng)束流強(qiáng)度為18 mA時(shí)，斷口出現(xiàn)解理臺階、解理舌和魚骨狀花樣等解理特征，由于熱輸入不足，晶粒生長不充分，拉伸性能差[11]；當(dāng)束流強(qiáng)度增至20 mA時(shí)，斷口呈現(xiàn)小而多的撕裂韌窩形態(tài)，有大量第二相粒子殘留；當(dāng)束流強(qiáng)度為22 mA時(shí)，斷口呈現(xiàn)均勻密集的等軸韌窩形態(tài)，伴隨少許撕裂棱，表現(xiàn)為韌性斷裂。

圖 4不同束流強(qiáng)度和焊接速度下間熱式電子束焊接接頭的拉伸斷口形貌

Figure 4.Fensile fracture morphology of indirect heating electron beam welded joints under different current intensity and welding speed

綜上，隨著束流強(qiáng)度增加，拉伸斷裂機(jī)制由脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變，微觀形貌總體上由準(zhǔn)解理斷裂特征轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S韌窩與剪切韌窩特征；隨著焊接速度增加，拉伸斷裂機(jī)制由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?，微觀形貌由等軸韌窩特征轉(zhuǎn)變?yōu)榧羟许g窩特征再轉(zhuǎn)變?yōu)樗毫秧g窩特征。相比焊接速度，束流強(qiáng)度對拉伸斷裂機(jī)制的影響更顯著。當(dāng)焊接難熔金屬需要提高束流強(qiáng)度時(shí)，可以通過提高焊接速度抵消高強(qiáng)度熱量給材料帶來的破壞性影響。

3. 結(jié)　論

（1）在束流強(qiáng)度18，20，22 mA，焊接速度800，1 000，1 200 mm·min−1，聚焦電流560 mA下進(jìn)行間熱式電子焊接，隨著束流強(qiáng)度增加，5083/5052鋁合金異種金屬接頭的焊縫出現(xiàn)塌陷，成形質(zhì)量變差；隨著焊接速度增加，焊縫熔深減小，坍塌程度降低。

（2）不同束流強(qiáng)度和焊接速度下接頭焊縫區(qū)組織均主要為α-Al基體相和β-Mg2Al3相，還存在Mg2Si強(qiáng)化相；隨著束流強(qiáng)度增加，β相晶粒粗化，Mg2Si強(qiáng)化相析出量增多，逐漸形成Al-Mn彌散相；隨著焊接速度增加，β相和Mg2Si相析出量減少。

（3）隨著束流強(qiáng)度增加，接頭抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增大，拉伸斷裂機(jī)制由脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變；隨著焊接速度增加，抗拉強(qiáng)度小幅增大，屈服強(qiáng)度先增后減，拉伸斷裂機(jī)制由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/span>

文章來源——材料與測試網(wǎng)