0.   引　言

鋁合金具有輕質、高比強度等特點，廣泛應用于汽車、船舶、飛機等工業制造領域。其中，5083鋁合金具有較高的強度、優異的耐腐蝕性，但成本較高；5052鋁合金強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異種鋁合金進行連接可以優化整體設計，平衡成本與接頭性能。然而，異種鋁合金的物理和化學性質存在一些差異，不恰當的焊接方式極易導致接頭性能下降。 

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面積，提高強度，避免熱裂紋產生[1]，可真空操作從而防止焊縫氧化，減少雜質對焊縫的污染，保證焊接穩定[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出電子束流；間熱式加熱通過鎢絲加熱后對硼化鑭陰極進行轟擊，再由陰極發出電子束流。相比傳統的直熱式焊接，間熱式焊接電子發射效率更高，熱源更集中，形成的熱影響區更小，接頭熱變形和應力集中更小[4]。電子束流強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，進而提高抗拉強度[7–8]。作者以硼化鑭為陰極，對5083鋁合金和5052鋁合金進行異種金屬間熱式電子束焊接，研究了束流強度和焊接速度對接頭成形質量、顯微組織和拉伸性能的影響，以期為實現鋁合金間熱式電子束焊接的高質量連接提供理論和試驗依據。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為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備進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，經打磨、拋光、Keller試劑腐蝕后，采用DMI LM型倒置光學顯微鏡（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，標距尺寸為36 mm×12 mm×4 mm，采用WDW-100型電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為4 mm·s−1，測3個試樣取平均值。采用Zeiss Merlin Compact型掃描電鏡（SEM）觀察拉伸斷口形貌。 

2.   試驗結果與討論

2.1   成形質量

由圖1和圖2可見：當束流強度為18，20 mA時，焊縫均沒有出現熔穿、坍塌現象，成形質量較好，其中束流強度20 mA下的焊縫較寬，焊縫堆疊高度較大，整體表現為連續均勻的魚鱗狀；當束流強度為22 mA時，焊縫出現塌陷。在束流強度相同的條件下，隨著焊接速度增加，焊縫熔深減小，塌陷程度降低，這是因為焊接速度越大，電子束停留時間越短，熱輸入越小，鋁合金熔化程度越小。 

圖  1  不同束流強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，當束流強度為18 mA時，焊縫組織中還析出了α+Mg2Si+Si共晶體和初晶硅雜質；當束流強度為20 mA時，β相充分生長，以等軸態分布在鋁基體上，α-Al晶粒細化，組織中析出Mg2Si強化相，該相會提高合金的強度和硬度，但會降低合金的塑性[9]；當束流強度為22 mA時，熱殘留嚴重，合金出現過燒，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，當束流強度為18 mA時，β相呈等軸狀，析出了Mg2Si+Si共晶組織；當束流強度為20 mA時，組織中析出β'相和少量枝晶網絡狀Mg2Si；當束流強度增加至22 mA時，過量的熱輸入使β相晶粒顯著粗化，枝晶網絡狀Mg2Si部分固溶，析出少量Al-Mn相彌散質點。在焊接速度1 200 mm • min−1條件下，當束流強度為18 mA時，熱輸入低且冷卻快，晶粒來不及長大，尺寸較小，組織中出現未完全成形的β相與大量Mg2Si相；當束流強度為20 mA時，析出極少量Mg2Si相和初晶硅；當束流強度為22 mA時，β相呈長條狀，Mg2Si相尺寸增大，高焊接速度配合大束流強度下得到的組織表現良好。隨著束流強度增加，β相晶粒粗化，Mg2Si強化相析出量增多，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：隨著束流強度增加，接頭抗拉強度大幅增大，屈服強度小幅增大；隨著焊接速度增加，抗拉強度小幅增大，屈服強度先增大后減小。當束流強度為18 mA、焊接速度為1 200 mm·min−1時，熱輸入過小，鋁合金熔化不充分，導致焊縫成形質量差，屈服強度和抗拉強度最小，拉伸性能最差。當束流強度為22 mA、焊接速度為1 200 mm·min−1時，雖然拉伸性能較好，但鋁合金過分熔化，結合圖2可知熔池塌陷后在焊件背面堆積，屬于焊接缺陷，不能實際應用。 

由圖4可見：在焊接速度800 mm·min−1條件下，當束流強度為18 mA時，拉伸斷口處出現內部裂紋形成的準解理平面和由裂紋形成、長大、撕裂后得到的撕裂棱[10]，表現為準解理斷裂；當束流強度為20 mA時，斷口呈現均勻密集、尺寸較小的等軸韌窩形態，表現為韌性斷裂；當束流強度為22 mA時，斷口存在大量滑移平直區，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，當束流強度為18 mA時，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，表現為解理斷裂；當束流強度為20 mA時，斷口呈現均勻密集的剪切韌窩形態，方向性顯著，表現為韌性斷裂；當束流強度為22 mA時，斷口以大而淺的剪切韌窩為主，大韌窩底部轉化為滑移平直區，接頭韌性較大。在焊接速度1 200 mm·min−1條件下，當束流強度為18 mA時，斷口出現解理臺階、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]；當束流強度增至20 mA時，斷口呈現小而多的撕裂韌窩形態，有大量第二相粒子殘留；當束流強度為22 mA時，斷口呈現均勻密集的等軸韌窩形態，伴隨少許撕裂棱，表現為韌性斷裂。 

圖  4  不同束流強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，隨著束流強度增加，拉伸斷裂機制由脆性斷裂向韌性斷裂轉變，微觀形貌總體上由準解理斷裂特征轉變為等軸韌窩與剪切韌窩特征；隨著焊接速度增加，拉伸斷裂機制由韌性斷裂轉變為脆性斷裂，微觀形貌由等軸韌窩特征轉變為剪切韌窩特征再轉變為撕裂韌窩特征。相比焊接速度，束流強度對拉伸斷裂機制的影響更顯著。當焊接難熔金屬需要提高束流強度時，可以通過提高焊接速度抵消高強度熱量給材料帶來的破壞性影響。 

3.   結　論

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

（2）不同束流強度和焊接速度下接頭焊縫區組織均主要為α-Al基體相和β-Mg2Al3相，還存在Mg2Si強化相；隨著束流強度增加，β相晶粒粗化，Mg2Si強化相析出量增多，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）隨著束流強度增加，接頭抗拉強度和屈服強度增大，拉伸斷裂機制由脆性斷裂向韌性斷裂轉變；隨著焊接速度增加，抗拉強度小幅增大，屈服強度先增后減，拉伸斷裂機制由韌性斷裂轉變為脆性斷裂。

文章來源——材料與測試網