曹海濤 張鵬 杜云慧 李鴻武

摘要：采用光纖激光焊對T6態(tài)GW103K板材進行焊接，建立了焊接工藝窗口，并采用正交試驗設(shè)計方案，以高溫抗拉強度為評價指標(biāo)，運用極差法和方差法優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，確定了各工藝參數(shù)的影響程度及最優(yōu)焊接工藝。研究激光功率對接頭高溫力學(xué)性能的影響，分析最優(yōu)工藝參數(shù)下焊接接頭高溫力學(xué)性能及高溫拉伸斷口形貌。結(jié)果表明：激光功率對焊接接頭高溫力學(xué)性能影響最為顯著。最優(yōu)工藝參數(shù)下，焊接接頭200 ℃平均高溫抗拉強度為281.1 MPa，為母材的86.3%，延伸率為7.4%，達到母材的65.4%;該參數(shù)下接頭成形良好，焊縫區(qū)域晶粒尺寸較小;此時接頭與母材斷裂模式均為韌性斷裂。

關(guān)鍵詞：激光焊接;稀土鎂合金;正交試驗;高溫力學(xué)性能

中圖分類號：TG456.7 文獻標(biāo)志碼：A 文章編號：1001-2303（2020）07-0085-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.07.13

0 前言

與傳統(tǒng)鎂合金相比，稀土鎂合金不僅具有減震性能佳、比剛度大及比強度高等一系列優(yōu)點[1-2]，同時還兼?zhèn)淞己玫哪透邷匦阅埽蚨艿綇V泛關(guān)注[3]，在汽車、軍工及航空航天等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[4-6]。Mg-Gd-Y-Zr高強耐熱稀土鎂合金，由于Gd、Y元素在Mg中具有顯著的時效強化特性，能形成有效的強化相，具有優(yōu)異的室溫及高溫力學(xué)性能[7]。作為極具潛力的應(yīng)用型結(jié)構(gòu)材料，稀土鎂合金在工程應(yīng)用中必然會涉及到焊接結(jié)構(gòu)。目前，針對常規(guī)鎂合金激光焊接的研究較多，但對于稀土鎂合金焊接工作的關(guān)注很少，尤其是針對Mg-Gd-Y系鎂合金的激光焊接。

湖南大學(xué)齊欣[7]研究了軋制態(tài)Mg-10Gd-4.8Y-0.6Zr合金光纖激光焊接組織及力學(xué)性能。結(jié)果表明，接頭中不存在明顯的熱影響區(qū)，室溫最高抗拉強度為304 MPa，達母材的92%。Wang[8-9]等人利用光纖激光焊對Mg-8.13Gd-3.16Y-0.77Zr合金進行焊接，發(fā)現(xiàn)焊接接頭中Mg24（Gd，Y）5為主要強化相以及適當(dāng)?shù)暮负鬅崽幚碇贫瓤娠@著提高接頭力學(xué)性能。

優(yōu)化激光焊接工藝是實現(xiàn)焊接接頭高效連接、提高稀土鎂合金高溫力學(xué)性能的關(guān)鍵。但目前鮮有關(guān)于稀土鎂合金激光焊接工藝優(yōu)化方面的文獻報道。鑒于此，文中以T6態(tài)GW103K稀土鎂合金為研究對象，采用光纖激光焊，建立焊接工藝窗口并利用正交試驗優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，同時研究了母材及最優(yōu)工藝參數(shù)下焊接接頭的高溫力學(xué)性能及高溫拉伸斷口形貌與斷裂模式。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗材料為T6熱處理的鑄態(tài)GW103K板材，尺寸100 mm×50 mm×4 mm，化學(xué)成分如表1所示。T6熱處理制度為525 ℃/12 h固溶，空冷至室溫后在油浴爐中250 ℃/12 h時效。

1.2 激光焊接試驗及測試方法

使用YLS-6000摻鐿光纖激光器作為焊接熱源，如圖1所示。采用不開坡口的平板對接接頭形式，單面焊雙面成型。焊接接頭高溫拉伸性能試驗參照《ASTM E21-2009》標(biāo)準(zhǔn)進行，拉伸試樣切取示意如圖2a所示，具體尺寸如圖2b所示。在Instron萬能試驗機上對最優(yōu)工藝參數(shù)下的焊接接頭及母材進行高溫拉伸試驗測試，拉伸速度為1 mm/min，溫度為200 ℃。試樣在規(guī)定溫度下保溫10 min后進行拉伸。試驗結(jié)束后截取試樣斷口對其形貌進行觀察。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 焊接窗口的建立

激光焊接功率選取2.7～4.2 kW，焊接速度選取1.8～5.4 m/min，離焦量取0 mm，工藝參數(shù)分配如表2所示。以焊接接頭焊后的3種形式——燒穿、焊透以及未焊透為參考，對設(shè)計參數(shù)共進行42組焊接，根據(jù)結(jié)果繪制激光焊接工藝窗口，如圖3所示。

2.2 正交試驗方案設(shè)計

焊接窗口顯示，較高的激光功率和焊接速度有利于獲得焊透的焊接接頭。但當(dāng)激光功率過高時接頭表面燒損嚴重，而焊接速度過高時接頭背寬較小，對力學(xué)性能會產(chǎn)生不利影響。因此，綜合考慮激光功率3.3～3.9 kW、焊接速度3～4.2 m/min為相對合適的焊接區(qū)間。但僅依據(jù)燒穿、焊透、未焊透3種結(jié)果來確定工藝參數(shù)，其內(nèi)的工藝參數(shù)難免會有不佳的情況，因此需利用正交試驗進一步優(yōu)化焊接工藝參數(shù)。

正交試驗參考關(guān)鍵參數(shù)：激光功率（A）、焊接速度（B）以及離焦量（C）設(shè)計正交試驗因素水平如表3所示，采用L9（34）型正交表，試驗方案及結(jié)果如表4所示。以200 ℃下焊接接頭高溫抗拉強度為評定指標(biāo)，分別采用極差法和方差法分析試驗結(jié)果。

2.3 激光焊接試驗的極差分析

表4對應(yīng)的極差分析結(jié)果如表5所示。比較極差R發(fā)現(xiàn)：焊接功率（因素A）對焊接接頭高溫抗拉強度影響最大，其次是焊接速度（因素B），而離焦量（因素C）則最小。由于表中Rj誤差<RjA、RjB、RjC，因此可認為因素A、因素B、因素C之間的交互作用對正交試驗的影響可以忽略。表4中各列數(shù)值最大者對應(yīng)的水平即為該因素的最優(yōu)水平，因此各因素的最優(yōu)水平為A1、B3、C1，即焊接功率3.3 kW、焊接速度4.2 m/min、離焦量-2 mm。

2.4 激光焊接試驗的方差分析

方差分析是將因素水平變化所引起的試驗結(jié)果間的差異與誤差波動所導(dǎo)致的試驗結(jié)果間的差異區(qū)分開的一種有效的數(shù)學(xué)方法[10]，其主要是通過F檢驗來判斷因素的顯著性水平。公式為：

SA=3j=1-（1）

ST=Xij2-（2）

SE=ST-SA（3）

式中 SA、SE分別為因素以及誤差的偏差平方和;ST為偏差平方和的總和;Tj為正交表中第j列所有水平試驗結(jié)果之和;Xij為正交表中第j列第i水平試驗結(jié)果;nj為因素j的水平重復(fù)次數(shù);n為正交試驗設(shè)計下的焊接次數(shù)。其中因素（誤差）的偏差平方和SA（SE）與其自由度f的比值為因素（誤差）的均方差。F為因素的均方差與誤差的均方差比值，其比值越大則表示該因素對評定指標(biāo)的影響越顯著。表4對應(yīng)的方差分析結(jié)果如表6所示。

將表6中的F值與查表給定的Fα臨界值[F0.05（2，2）=19.0，F(xiàn)0.25（2，2）=3.0]相比較發(fā)現(xiàn)，表中因素A（激光功率）的F值大于給定的F0.05與F0.25的臨界值。而因素B（焊接速度）、C（離焦量）則僅大于F0.25的臨界值，因此因素A（激光功率）對焊接接頭高溫抗拉強度的影響最為顯著，方差分析與極差分析結(jié)果一致。

綜上，經(jīng)正交試驗優(yōu)化后較優(yōu)的焊接工藝參數(shù)為激光功率3.3 kW，焊接速度4.2 m/min，離焦量為

-2 mm。

2.5 激光功率對高溫力學(xué)性能的影響

由于焊接接頭的高溫力學(xué)性能對激光功率的選取有很強的敏感性，因此在正交試驗優(yōu)化結(jié)果上，以高溫抗拉強度為參考進一步優(yōu)化激光功率。在不改變其他次要因素（焊接速度4.2 m/min、離焦量-2 mm）、只改變顯著性因素（激光功率）的條件下進行焊接試驗。激光功率以50 W為間隔從3.1 kW至3.5 kW進行選取，重復(fù)3次試驗取平均值，結(jié)果如圖4所示?？梢钥闯觯附咏宇^的高溫抗拉強度隨激光功率增大呈先上升后下降趨勢。當(dāng)激光功率小于3.2 kW時，焊縫的縱截面呈“V”字型，雖然可以焊透板件，但是背面熔寬較窄，在拉伸過程中接頭處的應(yīng)力分布不均，從而導(dǎo)致力學(xué)性能下降。但是當(dāng)激光增至3.2～3.5 kW時焊縫呈“I”字型，此時影響接頭力學(xué)性能的主要因素則是焊縫中心處微觀組織的變化。

不同激光功率下焊縫中心組織SEM像如圖5所示，可以看出，焊縫中心組織晶粒尺寸隨激光功率的增大而減小。根據(jù)焊接冶金學(xué)原理，焊縫組織晶粒的大小取決于焊縫的G×R（G為溫度梯度，R為結(jié)晶速度即晶粒生長的平均線速度）。G×R值越大，焊縫組織中晶粒越細小，其中R=vcosα（v為焊接速度，α為焊接方向與熔池邊界法向的夾角）。對于結(jié)晶速度R，由于焊接速度及焊接方向保持不變，因此焊縫中心晶粒的R保持不變。但同時由于激光束對熔池的熱作用，增大激光功率會使單位時間、單位面積內(nèi)焊件吸收的熱量增多、母材的過熱程度增大，最終使得液相溫度梯度G減小，G×R減小。同時焊接熱輸入的不同還會導(dǎo)致峰值溫度與焊后冷卻速度發(fā)生變化。峰值溫度與熱輸入之間的關(guān)系[11]為

Tmax=T0+（4）

式中 Tmax為焊件的峰值溫度;T0為焊件的初始溫度;E為焊接熱輸入;cρ為體積比熱容;r0為焊件某點距離熱源的軸向坐標(biāo)距離。由式（4）可知，焊接熱輸入越大，焊件的峰值溫度越高。而熱輸入與焊后冷卻時間的關(guān)系為

t=

2-

2（5）

式中 t為冷卻時間;η為焊接熱效率;δ為板厚;λ為導(dǎo)熱系數(shù)。由式（5）可知，焊接熱輸入越大，焊后冷卻速度越慢，凝固結(jié)晶溫度區(qū)間內(nèi)停留時間增加，晶界遷移的驅(qū)動力增大，更有利于晶粒的長大。綜合分析，焊縫中心組織的晶粒尺寸隨著激光功率的增大而增大。正是由于此原因，根據(jù)Hall-Petch公式σ=σ0+kd-1/2（σ0、k為常數(shù)，d為晶粒直徑），在激光功率為3.2～3.5 kW時，激光功率增大導(dǎo)致焊縫中心晶粒粗化，從而使得接頭高溫抗拉強度的下降。

因此綜合焊接工藝窗口、正交試驗以及激光功率對接頭高溫力學(xué)性能的研究，得出焊接T6態(tài)鑄造GW103K稀土鎂合金板材的最優(yōu)焊接工藝參數(shù)為：激光功率3.2 kW、焊接速度4.2 m/min、離焦量-2 mm。

2.6 最優(yōu)工藝參數(shù)下的焊接接頭

最優(yōu)工藝參數(shù)下的焊接接頭成形質(zhì)量良好，無明顯缺陷。對母材與最優(yōu)工藝參數(shù)下的焊接接頭進行200 ℃高溫拉伸試驗并進行對比，3次拉伸取平均值，結(jié)果如表7所示。200 ℃下母材與焊接接頭的高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6所示。

由表7可知，母材平均高溫抗拉強度為345.6 MPa，而焊接接頭平均抗拉強度為281.1 MPa，接頭強度系數(shù)達86.3%，延伸率為7.4%，達母材的65.4%。高溫拉伸試驗中接頭斷裂位置位于近縫區(qū)，其原因主要是激光焊接后冷卻速度極快，近縫區(qū)附近存在很大的殘余應(yīng)力，當(dāng)外載應(yīng)力與近縫區(qū)某區(qū)域的殘余應(yīng)力疊加之和達到屈服極限時，該區(qū)域的材料就會產(chǎn)生局部塑性變形進而喪失承受外載的能力，最終導(dǎo)致拉伸過程中裂紋的萌生及擴展;同時近縫區(qū)析出相受焊接熱循環(huán)影響在焊接過程中大量溶解，也導(dǎo)致拉伸過程中的位錯滑移阻礙減弱，綜合作用使得接頭高溫抗拉強度及斷后延伸率低于母材。但相對于普通鎂合金材料在高溫下的力學(xué)性能，GW103K稀土鎂合金在高溫下其抗拉強度相比母材下降幅度較小，仍可保持較高的抗拉強度。

為進一步研究焊縫的斷裂特征及機理，利用SEM觀察GW103K稀土鎂合金母材與焊接接頭斷口形貌，如圖7所示。由圖7可知，母材和焊接接頭可觀察到大量韌窩，這說明200 ℃下母材和接頭的斷裂模式均為韌性斷裂。相比而言，母材斷口處韌窩較大且深度較深，這也意味著母材在斷裂前塑性變形程度更大，塑性更好，其斷后伸長率也更高。這與實際測得的力學(xué)性能結(jié)果一致。

3 結(jié)論

通過調(diào)整工藝參數(shù)獲得了焊接工藝窗口，并利用正交試驗優(yōu)化獲得了GW103K最優(yōu)激光焊接工藝參數(shù)，研究了激光功率對接頭高溫力學(xué)性能的影響，得到以下結(jié)論：

（1）T6態(tài)鑄造GW103K板材激光焊最優(yōu)工藝參數(shù)為激光功率3.3 kW、焊接速度4.2 m/min、離焦量-2 mm。激光功率是影響焊接接頭高溫力學(xué)性能的顯著性因素。

（2）焊接接頭200 ℃高溫抗拉強度隨激光功率的升高先增大后減小，在最優(yōu)工藝參數(shù)下獲得峰值為281.1 MPa，接頭強度系數(shù)為86.3%，斷后延伸率為7.4%，達到母材的65.4%。

（3）200 ℃高溫拉伸斷口形貌顯示，母材和焊接接頭的斷裂模式均為韌性斷裂，但母材斷口處的韌窩更大更深，塑性更好，與力學(xué)性能測試結(jié)果一致。

參考文獻：

[1] Zeng Z R，Stanford N，Davies C H J，et al. Magne-sium extrusion alloys：a review of developments and pros-pects[J]. International Material Reviews，2019，64（1）：27-62.

[2] Li W X，Wang L Y，Zhou B J，et al. Grain-scale deforma-tion in a Mg-0.8wt% Y alloy using crystal plasticity finiteelement method[J]. Journal of Material Science & Techn-ology，2019，35（10）：2200-2206.

[3] 張東陽，王林生，郭斗斗. 稀土鎂合金性能研究及應(yīng)用[J].材料導(dǎo)報，2015，29（11）：514-516.

[4] 丁文江，吳玉娟，彭立明，等. 高性能鎂合金研究及應(yīng)用的新進展[J]. 中國材料進展，2010，29（8）：37-45.

[5] 魯志龍，張大童，張文，等. 不同冷卻介質(zhì)下多道次攪拌摩擦加工對AZ91鎂合金組織和性能影響[J]. 航空材料學(xué)報，2016，36（1）：33-38.

[6] Yang Z，Li J P，Zhang Z X，et al. Review on Research andDevelopment of Magnesium Alloys[J]. Acta MetallurgicaSinica （English Letter），2008，21（5）：313-328.

[7] 齊欣. Mg-Gd-Y-Zr鎂合金的軋制及焊接工藝研究[D].湖南：湖南大學(xué)，2013：64-65.

[8] Wang L Y，Huang J，Li Z G，et al. Microstructure andStrengthening Mechanism of Fiber Laser-Welded High-Strength Mg-Gd-Y-Zr Alloy[J]. Journal of Materials Eng-ineering and Performance，2016，25（10）：4506-4513.

[9] Wang L Y，Huang J，Dong J，et al. High temperature ten-sile properties of laser-welded high-strength Mg-Gd-Y-Zr alloy in as-welded and heat-treated conditions[J]. WeldWorld，2017，61（2）：299-306.

[10] 陶博浩，李紅，宋永倫，等. 電阻點焊冷軋DP600雙相鋼焊接接頭性能的正交試驗分析[J]. 焊接學(xué)報，2013，34（6）：81-84，117.

[11] 牛濟泰. 材料和熱加工領(lǐng)域的物理模擬技術(shù)[M]. 北京：國防工業(yè)出版社，1999：72-73.