1. 前言
铝合金具有比强度与比刚度高，耐蚀性优良，导热与导电性良好，成形性与加工性卓越等特点，已广泛应用于航空航天、交通运输、建筑与结构工程等领域，其应用深度与广度持续拓展[1]-[3]。其中，铸造铝合金具有优异的铸造流动性，适用于复杂结构零件的成形[4]。5系铝合金具备卓越的耐腐蚀性和良好的焊接性，在焊接结构件中广泛应用[5]。很多时候，一个产品或结构的不同部位对性能的要求是矛盾的。通过对异种铝合金进行焊接，能够制造出在结构强度、成形能力与耐蚀性等方面综合性能优于单一母材的结构件[6] [7]。异种铝合金材料在导热系数、热膨胀系数等热物理性能上存在差异，会引发焊缝金属化学成分不均匀，裂纹敏感性高和接头软化等问题，是铝合金焊接工艺需要攻克的关键技术难点[8]。
目前，大量学者研究了铝合金弧焊、激光焊、电子束焊等接头组织特征和力学性能并取得了一定进展。李科等人[9]采用MIG工艺焊接ZL114A和6061-T6异种铝合金，对焊接接头的微观组织和力学性能进行了分析。研究表明，接头的微观组织以α-Al相为基体，基体中分布有Al-Mg和Al-Mg-Si析出相。焊接接头两侧的热影响区域发生软化现象，在6061-T6一侧出现最低硬度。Qi Li等人[10]研究了不同热输入和脉冲电流对铸造Al-Li合金接头显微组织的影响。结果表明，接头在熔合区都表现出显著的晶粒细化，等轴晶粒尺寸为9~13 μm，比传统铝锂合金焊缝中通常观察到的粗柱状晶粒(50~200 μm)细得多，熔合区中的初生Al3(Sc, Zr)相和α-Al基体在多个方向上表现出很强的晶体学匹配。李宏伟等人[11]采用激光焊接ZL114和5A06异种铝合金，通过参数优化获得了优良的焊接接头。结果表明，焊缝中心区的金相组织为等轴晶，接头焊后不经热处理抗拉强度达到母材强度的80%以上，具有良好的抗疲劳性能，断裂发生在靠近ZL114母材一侧的熔合线附近。Nan Jiang等人[12]在真空环境中使用振荡激光束焊接对厚铝合金进行了完整的接头熔透对接焊接实验，研究了激光束振荡对全熔透对接接头成形质量、力学性能、显微组织分布、孔隙率和孔隙分布的影响。结果表明，加入具有减少振荡特性的激光有助于完全穿透20 mm铝合金对接接头。激光束振荡可以显著降低孔隙率并塑造焊缝侧壁，接头的整体力学性能得以大大提高，其力学性能在厚度方向上的均匀性也得到了保证。方迪生等人[13]采用万瓦级扫描激光，成功实现了50 mm厚(24 mm钝边)铝合金窄间隙坡口的双面双道立焊。研究表明，接头微观组织倾向于由等轴晶组成，抗拉强度可达到母材的93.6%。P. Mastanaiah等人[14]研究了两种高厚度AA 2219和AA 5083铝合金电子束焊接头的冶金特性，结果表明靠近AA 2219合金的熔合界面存在铜偏析和液化现象，致使熔合界面硬度下降和热影响区软化。
电子束焊由于具有能量密度高、参数控制精确、焊缝深宽比大、焊接变形小及真空保护等优势[15]，是异种金属连接的优选方法。本文对ZL114A和5A06铝合金电子束焊接头的微观组织和力学性能进行了分析，为异种铝合金电子束焊接提供理论依据和工艺保障。
2. 试验及方法
试验使用材料为ZL114A铝合金和5A06铝合金，焊接试样尺寸均为100 mm × 100 mm × 10 mm。两种材料的化学成分见表1，表2。焊接前对板材进行机械抛光，并用丙酮进行清洁，去除表面杂质和油污。在试板底部添加锁底垫板，并施加约束。采用中国航空制造技术研究院自研的高压电子束焊接设备，焊接时电子枪真空度为3.5 × 10−4 Pa，真空室真空度为5 × 10−2 Pa，焊接工艺参数如表3所示。
Table 1. Chemical composition of ZL114A aluminum alloy (Mass Fraction, %)
表1. ZL114A铝合金化学成分(质量分数，%)
Si |
Mg |
Mn |
Ti |
Cu |
Al |
6.8 |
0.6 |
<0.1 |
0.15 |
<0.2 |
余量 |
Table 2. Chemical composition of 5A06 aluminum alloy (Mass Fraction, %)
表2. 5A06铝合金化学成分(质量分数，%)
Mg |
Mn |
Si |
Ti |
Cu |
Fe |
Al |
6.2 |
0.6 |
0.3 |
0.08 |
<0.1 |
<0.4 |
余量 |
Table 3. Welding process parameters
表3. 焊接工艺参数
加速电压 (KV) |
束流 (mA) |
焊接速度 (mm/min) |
聚焦电流 (mA) |
120 |
21 |
2000 |
200 |
焊接完成后，使用线切割沿焊缝横截面切取接头金相样品和力学性能测试样品，焊接件模型和试样尺寸如图1所示。金相试样经过打磨、抛光后进行腐蚀，腐蚀剂采用Keller试剂(2% HF，3% HCI和5% HNO3)。采用Axio Vert A1金相显微镜和FEI Quanta 250F型扫描电镜对焊缝宏观形貌和微观组织进行观察。在HVS-1000Z型显微硬度计上对接头各区域进行测量，载荷0.98 N，保载时间15 s；使用CSS-44100万能试验机上进行室温拉伸试验，拉伸后对断口形貌进行观察。
3. 试验结果与分析
3.1. 接头宏观成形
图2为ZL114A/5A06电子束焊接头截面形貌。由图中可知，该电子束焊接头展现出典型的钉头状深熔焊缝，焊缝深宽比较大，揭示了焊接过程能量高度集中的特征。左侧5A06变形铝合金为细密组织，而右侧ZL114A铸造铝合金组织呈现出粗大的铸态组织。焊缝中心区域可以看到两种母材熔化后混合形成的复杂流动纹理，表明熔池内部发生了剧烈的元素混合与对流。
Figure 1. The welding component model and sample dimensions
图1. 焊接件模型和试样尺寸
Figure 2. The sectional morphology of the ZL114A/5A06 electron beam welded joint
图2. ZL114A/5A06电子束焊接头截面形貌
3.2. 接头微观组织
图3(a)为ZL114A/5A06电子束焊接头微观组织形貌，可以观察到接头各部分存在明显组织差异，左侧为5A06母材区，右侧为ZL114A母材区，中间部分为焊缝区，热影响区紧邻焊缝熔合线，狭窄而集中。焊缝整体组织致密，局部区域存在个别孔洞。从图3(b)中接头的高倍显微组织可见，焊缝区由细小的等轴晶和树枝晶组成，其晶粒尺寸显著小于两侧母材，该组织特征归因于电子束焊接极高的能量密度和极快的冷却速度。熔池在高速冷却下产生了极大的过冷度，不仅显著增大了形核率，抑制了枝晶的粗化长大，还促进了溶质元素(如Mg、Si)的再分配，最终形成了细小的混合晶粒组织。
Figure 3. The microscopic morphology of the ZL114A/5A06 electron beam welded joint
图3. ZL114A/5A06电子束焊接头微观组织形貌
对比分析两侧界面的形貌差异，图3(c)展示了5A06一侧的界面形貌。在熔合线附近形成细小的柱状晶，并向焊缝中心生长，在母材与熔合区间存在明显的过渡带，界面附近存在部分裂纹及孔洞缺陷。此类缺陷的形成主要归因5A06中富Mg相的低熔点共晶组分，其在快速凝固过程中沿晶界发生偏聚，并在焊接热应力作用下诱发液化开裂[16]。同时，部分气孔沿界面分布，进一步降低了该侧熔合区的致密性。图3(d)展示了ZL114A侧的界面显微组织，与5A06侧相比，该侧界面形貌更为粗糙。在熔合区附近可观察到典型的枝晶与共晶组织，反映出明显的成分偏析现象。这是由于ZL114A中含有较高的Si元素，在凝固过程中大量共晶Si相沿界面析出，削弱了界面的连续性。这种Si相多呈网状或块状分布，易成为微裂纹形核位置，从而降低接头的韧性。图3(e)为焊缝中心区域的高倍SEM图像，可见其中分布着均匀的树枝晶结构，晶粒间弥散析出大量细小的共晶Si相。整体而言，焊缝区枝晶细小、取向随机，显示出快速凝固条件下的典型组织特征。此类细化结构有利于提升焊缝强度，但过量的共晶Si相可能作为脆性相存在，从而对接头塑性产生不利影响。
3.3. 接头显微硬度分析
焊接时，由于焊接热循环的影响，焊接接头各区域的硬度呈现显著的差异，结果如图4所示。图中表明，其中5A06母材一侧硬度均值为85 HV，ZL114A母材一侧硬度均值为65 HV，由两侧向焊缝中心急剧攀升，在焊缝区中心达到了约116 HV的最高峰值，接头表现出最显著的“焊缝区急剧强化”的现象。从ZL114A母材向焊缝中心，组织从粗大的Al基体固溶体，演变为微观尺度的细小组织，乃至纳米级的析出相，导致硬度急剧攀升。从5A06母材向焊缝中心，组织由“较粗大α-Al + Mg固溶体”的固溶强化组织，转变为“细小α-Al晶粒 + (Mg, Si)复合固溶体 + 可能存在的纳米级析出相”的复合强化组织。晶粒细化和Si元素的加入带来的复合强化，使得硬度在原有较高的基础上进一步大幅提升。焊缝中心区成分混合较为均匀，且在高冷却速率下形成了显著细化的晶粒与过饱和固溶体，在后续时效中，纳米尺度析出相(如Mg₂Si)进一步贡献沉淀强化[17]。细晶强化、固溶强化和沉淀强化三种机制在此处达到最佳协同状态，因而出现了硬度的最高峰值。
Figure 4. The microhardness of the ZL114A/5A06 electron beam welded joint
图4. ZL114A/5A06电子束焊接头显微硬度
3.4. 拉伸试验结果分析
对ZL114A母材、5A06母材和ZL114A/5A06异种铝合金电子束焊接头进行常温拉伸测试，如图5所示。结果表明，铸态ZL114A母材抗拉强度约为277 MPa，其断后伸长率约为4.58%。相比之下，5A06母材表现出优秀的综合力学性能，其抗拉强度可达456 MPa，并且具有25.8%的伸长率，这归功于较高Mg含量带来的固溶强化作用与机加工时产生的加工硬化效果。ZL114A/5A06接头的抗拉强度为251 MPa，延伸率仅为2.91%，这表明其力学性能低于ZL114A母材。
Figure 5. The tensile strength and elongation after fracture of the base material ZL114A, the base material 5A06, and the joint of ZL114A/5A06
图5. ZL114A母材、5A06母材和ZL114A/5A06接头抗拉强度和断后伸长率
图6为ZL114A母材、5A06母材和ZL114A/5A06接头拉伸断口微观形貌。图6(a)中ZL114A母材断口分布有少量小尺寸韧窝，且韧窝边缘附着有细小、破碎的共晶硅颗粒，断口同样存在着大量平整光滑的解理面和解离台阶以及在其周围分布有撕裂脊。图6(b)中5A06母材断口由尺寸均匀、较深的等轴韧窝和边缘的剪切韧窝组成，因此它表现出极好的强度和韧性。图6(c)和图6(d)中ZL114A/5A06接头断口观察到大量平整的解理面和解离台阶，存在大量微裂纹，分布有少量小尺寸韧窝，因此接头整体表现为典型的低塑性断裂。其主要原因是界面处形成了脆性金属间化合物，导致接头塑韧性不足。研究表明，通过添加Al-5Ti-B晶粒细化剂，可促进熔池异质形核，从而获得细小的等轴晶组织，可以有效改善接头性能[18]。
(a) (b)
(c) (d)
Figure 6. Microscopic morphology of the tensile fracture surfaces of the ZL114A base material, the 5A06 base material, and the ZL114A/5A06 joint. (a) The fracture morphology of the ZL114A base metal during tensile testing, (b) The fracture morphology of the 5A06 base material after tensile testing, (c) The microscopic morphology of the tensile fracture surface of the ZL114A/5A06 joint (low magnification), (d) The microscopic morphology of the tensile fracture of the ZL114A/5A06 joint (high magnification)
图6. ZL114A母材、5A06母材和ZL114A/5A06接头拉伸断口微观形貌。(a) ZL114A母材拉伸断口断口形貌，(b) 5A06母材拉伸断口断口形貌，(c) ZL114A/5A06接头拉伸断口微观形貌(低倍)，(d) ZL114A/5A06接头拉伸断口微观形貌(高倍)
4. 结论
1) 焊缝区由细小的等轴晶和树枝晶组成，其晶粒尺寸显著小于两侧母材。5A06一侧熔合线附近形成细小的柱状晶，并向焊缝中心生长，在母材与熔合区间存在明显的过渡带。ZL114A侧熔合区附近可观察到典型的枝晶与共晶组织，存在成分偏析现象，大量共晶Si相沿界面析出。
2) 焊接接头焊缝处显微硬度最高，焊缝中心区成分混合较为均匀，且在高冷却速率下形成了显著细化的晶粒与过饱和固溶体。这些微观组织特征共同作用，显著提升了焊缝区域的硬度。
3) ZL114A/5A06电子束焊接头在室温下的抗拉强度略低于ZL114A母材。断口形貌分析揭示，接头失效源于典型的低塑性断裂，具体表现为断口上存在大量平整的解理面、解离台阶和微裂纹，分布有少量小尺寸韧窝。
基金项目
基础科研(JCKY2023204B012)；
中央高校基本科研业务费专项资金资助(No. 30924010935)；
国家自然科学青年基金资助项目(52305380)。
NOTES
*第一作者。
#通讯作者。