铝镁合金MIG焊接气孔分布和形成原因分析

高子傲，闫文青，刘东，胡衍龙，南健

武汉科技大学省部共建耐火材料与冶金国家重点实验室 湖北武汉 430081

1 序言

气孔是焊接过程中常见的缺陷，气孔的存在不仅降低了焊缝金属的致密度和焊接接头的有效承载面积，而且破坏了显微组织的均匀性，影响焊接接头的综合性能。铝合金在高温下吸收的气体主要成分约80%是氢气，氢在铝合金固液两相中溶解度差较大，当熔体凝固速度大于气泡逸出速度时，就会产生析出性气孔[1]。已有研究指出，合金元素影响氢在铝合金熔体中的溶解度[1，2]。本文主要对含Ti与不含Ti焊丝在MIG焊Al-6.2Mg合金焊缝中产生的气孔进行了研究，并分析讨论了微量元素Ti对气孔率的影响。

2 试验材料和步骤

焊接母材为Al-6.2Mg合金，是非热处理型中等强度的铝镁合金，试板尺寸为450mm×300mm×8mm。焊丝采用进口焊丝和自制焊丝，进口焊丝是牌号为GOST7871-75（俄罗斯）的焊丝，自制焊丝在进口焊丝成分基础上添加了0.15%的Ti元素，为方便在正文中描述，两种焊丝及焊接后形成的焊接接头样品符号分别记为0Ti和0.15Ti。焊丝直径为1.2mm，母材和焊丝的化学成分见表1。焊机型号为Fronius VR4000，采用脉冲焊、双V形坡口，焊接参数见表2。

表1 Al-6.2Mg合金及焊丝的化学成分（质量分数）（%）

表2 MIG焊焊接参数

沿着与焊缝长度垂直方向切取金相试样，分别用400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#水磨砂纸打磨焊接接头横截面后，再用2.5μm金相喷雾抛光剂进行抛光。用Keller试剂（95mLH2O＋2.5mLHNO3＋1.5mLHCl＋1.0mLHF）浸蚀30s左右，用水冲洗后，再用无水乙醇冲洗，最后用冷风吹干。制样完成后使用ZEISS Scope.A1金相显微镜观察焊接接头（母材、焊缝区、熔合区、热影响区）的金相组织。

3 试验结果与讨论

3.1 微观组织

0.15Ti和0Ti样品部分焊接接头的金相组织如图1所示。含Ti的焊缝组织主要是细小的等轴晶，而不含Ti的焊缝主要由柱状晶组成。由图1可见，焊接接头分为母材（BM）、热影响区（HAZ）和焊缝（WZ）三个主要区域。在热影响区和焊缝区之间存在很窄的熔合区（FZ）。气孔主要分布在熔合区和焊缝区，两种样品区别在于0.15Ti接头中气孔分布在整个接头的横截面上，0Ti接头中气孔主要分布在熔合区附近。由此表明，熔池中引入Ti元素可以明显改变微观组织形态和气孔的分布。

图1 0.15Ti和0Ti样品部分焊接接头的金相组织

3.2 焊接接头气孔分布

焊接接头横截面微观气孔分布如图2所示。由图2可见，气孔主要分布在焊缝中心以及熔合线附近，主要是冶金型孔隙，气孔形态如图3所示，标黄色虚线的为典型的冶金型气孔，呈规则的圆形。且0.15Ti样品的气孔数量远大于0Ti样品。

图3 焊缝中的冶金气孔形态

使用Image J软件统计图2焊接接头中气孔尺寸分布及气孔投影面积，气孔率的计算依据GB/T 22085.2—2008《电子束及激光焊接接头 缺欠质量分级指南 第2部分：铝及铝合金》，以焊缝气孔的投影总面积与焊缝区域投影面积之比作为气孔率的计算值，即

式中p——气孔率；

S气孔——气孔的投影面积（μm2）；

S焊缝——焊缝区域的投影面积（μm2）。

焊接接头中微观气孔直径分布如图4所示。由图4可知，0.15Ti和0Ti的平均孔隙直径分别为64.65μm和59.29μm，这说明两组样品中气孔直径相差不大。焊缝横截面不同区域的气孔率统计分析结果如图5所示。由图5可知，0.15Ti样品的气孔率大于0Ti样品。在焊缝区域内，0.15Ti样品的气孔率达到最高值（1.7%），是0Ti样品气孔率的1.7倍；在熔合区处，0.15Ti样品的气孔率是0Ti样品气孔率的3倍。气孔率统计结果与图2气孔分布情况一致。

图2 焊接接头横截面微观气孔分布

图4 焊接接头中微观气孔直径分布

图5 不同区域的气孔率统计分析结果

3.3 结果分析与讨论

焊接接头的熔合区附近通常是性能最薄弱的部位，也是焊缝柱状晶开始凝固结晶和长大的起始部位。赵艳秋等[3]在研究5A06铝合金激光-MIG复合焊接气孔缺陷时指出，气泡的存在显著改变了柱状晶的生长方向。在凝固的过程中，熔合线附近的区域温度梯度较大，液态金属凝固结晶存在明显的方向性。部分气泡的逸出速度远小于柱状晶的生长速度，所以滞留在柱状晶区生成气孔。在熔合线附近，0.15Ti样品的气孔直径为42～120μm，0Ti样品的气孔直径为48～78μm，0.15Ti样品的气孔数量较多于0Ti的气孔数量。LEO等[4]在研究激光-MIG复合焊接参数对Al-Mg合金气孔率影响时，指出熔合区边界气孔改变柱状晶生长方向的现象。因此，在凝固过程中，部分的柱状晶会受到气孔的影响而停止生长，有的则会继续沿着法线生长，这会对焊缝显微组织均匀性造成影响。

在焊缝中心0.15Ti的气孔率高达1.7%，0Ti只有0.79%，因此，0.15Ti焊缝中心金属的致密度小于0Ti样品。LIU等[5]研究了超声波辅助激光-MIG复合焊对焊缝气孔率和力学性能的影响。结果表明，当超声波功率达到200W时，瞬态空化产生的大量气泡无法从熔体中逸出并停留在焊缝中，导致孔隙率增加，空化效应产生的巨大冲击力也会破坏生长的一次枝晶，形成更多的形核点，进而增大形核率，焊缝具有气孔率高、晶粒细化的特点。力学性能测试结果表明，晶粒细化对力学性能的提升可以抵消气孔率的不利影响。

焊缝中的氢主要来源于空气和试样表面的氢。铝镁合金的化学性质极其活跃，表面容易氧化生成Al2O3和MgO薄膜，而MgO薄膜疏松很容易吸收空气中的水分。在电弧高温作用下，H2O直接分解或与熔融铝溶液反应生成氢，其反应机理为

在温度冷却至Al熔点（660℃）时，氢的溶解度由0.67（100g/cm3）降至0.036（100g/cm3）[6]，此时氢气会从液态熔池大量逸出。由于铝合金热导率快，熔池凝固速度极快，导致部分气泡来不及逸出，就会在焊缝中形成气孔，这是形成气孔的主要原因。

Ti与H有很高的亲和力，Ti在高温下可以进行同素异构转变，883℃以下为α-Ti，883℃以上为β-Ti，而H在α-Ti中的溶解度只有20～200ug/g，然而在β-Ti中的饱和度可达104ug/g。这是因为H更倾向于占据四面体间隙，α-Ti具有密排六方结构，由4个四面体间隙和2个八面体间隙组成，β-Ti具有体心立方结构，由12个四面体间隙和6个八面体间隙组成，所以H为β-Ti稳定元素[7]。H大量固溶在β-Ti中，当温度下降至325℃时，含H的β-Ti在325℃发生共析转变：β→α+γ，其中γ是一种平衡态的面心立方氢化物（TiH2）[8]。β-Ti向α-Ti转变，固溶在β-Ti中的H元素溶解度急剧降低，氢气将从熔池中逸出，而当温度达到325℃时，熔池基本已凝固成形，氢气来不及逸出，进而导致气孔的产生。因此，含Ti焊缝比不含Ti焊缝中气孔率高。

4 结束语

1）含Ti的焊缝中气孔数量比不含Ti的焊缝多，气孔平均直径分别为64.65μm和59.29μm，气孔类型为冶金氢气孔。

2）添加Ti元素能够提高氢在熔池中的溶解度，H在α-Ti中的溶解度非常小，焊接过程中，H大量固溶在β-Ti中，随着温度降低，β-Ti向α-Ti转变，过饱和的氢形成气泡，气泡来不及逸出时便产生气孔，导致含Ti焊缝中的气孔率较高。