鋁合金激光焊接時，不僅金屬表面對激光具有極高的初始反射率，影響材料吸收激光能量，而且熔池液態金屬的表面張力很小，當熔池體積較大時，很難維持液體表面張力和熔池金屬重力的力平衡，從而導致焊接缺陷，如焊塌、凹陷、焊漏等.當焊接壁厚不大于1.0 mm的薄壁構件時，焊接熔池足夠小是解決該問題的主要途徑之一.相對固體激光(Yttrium aluminum garnet, YAG)，光纖激光具有更高的輸出功率和更小的聚焦光斑[1]，即光纖激光的功率密度可以達到YAG激光的數倍.采用光纖激光可以獲得體積足夠小的焊接熔池，并能夠有效維持小孔的相對穩定，故更加適用于薄壁鋁合金或超薄壁鋁合金的焊接.
目前關于CO2激光或YAG激光的焊接性和接頭組織性能方面的研究較多[2-3]，而關于光纖激光焊接方面的研究相對較少.光纖激光高功率密度的特點為高速高質量焊接創造了條件，而在焊接過程中填充焊絲不僅能夠保持激光焊接熱輸入低、焊接變形和殘余應力小、焊接質量優良的優點，而且能夠顯著改善激光焊前對裝配精度的要求[4]，提高焊接接頭的力學性能等[4-6]，故進一步拓展了激光焊接的應用范圍.因此，基于前期工藝優化結果，采用大功率光纖激光填絲焊接系統對6A02鋁合金薄板進行了激光填絲焊接試驗，對比研究了填充焊絲對光纖激光焊縫宏觀形貌、微觀組織和力學性能的影響規律，為航空鋁合金的進一步推廣應用提供數據參考.
試驗采用1.0 mm厚6A02-T6鋁合金和直徑φ 1.0 mm的鋁硅合金焊絲ER4043，其化學成分見表1.6A02鋁合金是Al-Mg-Si系可熱處理強化鋁合金，固溶時效熱處理后，具有中等強度和較高的塑性，是熱處理強化鋁合金中耐腐蝕性較好的一種結構材料，常應用于加工塑性和耐腐蝕性要求高的飛機和發動機零件[7].板材尺寸為200 mm×100 mm，焊前用化學清洗方法徹底去除試板表面的油污和氧化膜.
試驗以額定功率5 kW的YLS-5000型光纖激光器為核心的激光填絲焊接系統實現焊接.采用六軸聯動機械手實現機械傳動，推-拉式送絲裝置實現焊絲與母材表面呈60°持續導入指定位置(預置光絲間距1 mm、光絲橫向偏移量不大于±0.2 mm).激光通過光纖傳輸并聚焦于工件表面，聚焦鏡焦距為160 mm，焦斑直徑為φ0.28 mm.激光束的中軸線與焊接平面法線成10°，焊接過程中工作臺靜止，由機械手帶動激光頭和導絲嘴相對運動來實現前送絲方式的激光填絲焊接.焊接過程中采用零離焦，通入兩路氬氣對焊接熔池和焊縫高溫區進行全方位保護.
表1 6A02鋁合金母材和焊絲的化學成分(質量分數，%)
Table 1 Chemical compositions of 6A02 alloy and filler wire
材料 Mg Cu Ti Fe Si Mn Zn Al 6A02-T6 0.45～0.9 0.2～0.6 0.15 0.5 0.5～1.2 0.15～0.35 0.2 余量ER4043 ≤0.05 ≤0.3 ≤0.2 ≤0.8 4.5～6.0 ≤0.05 ≤0.1 余量
試驗均采用對接拼焊方式.為客觀地反映接頭的拉伸力學性能，焊前嚴格控制裝配間隙和錯邊量均不大于0.1 mm.綜合考慮焊絲熔化需要增加熱輸入、送絲穩定性和自熔激光焊接的成形質量等因素，選取兩組優化的焊接參數如表2所示.焊后從焊縫中截取制備橫截面金相試樣和標準橫向拉伸試樣.采用Olympus PMG3光學顯微鏡觀察接頭顯微組織，用HXD-1000 TMC/LCD數字式顯微硬度計測量接頭的顯微硬度分布，沿焊縫中心→熔合區→母材依次進行測試，間隔視具體情況酌情調整，測量載荷0.1 N，加載時間10 s.分別對焊態和固溶時效熱處理后的接頭拉伸力學性能進行了測試.
表2 6A02鋁合金焊接工藝參數
Table 2 Welding parameters of 6A02 alloy
焊接方法 焊接速度v/(m·min-1)熱輸入E/(J·mm-1)自熔激光焊接 8.4 2 - 14.3激光填絲焊接 6 2 4 20激光功率P/kW送絲速度vf /(m·min-1)
在激光焊接過程中，當激光束的功率密度高于106 W/cm2時，將會形成“小孔效應”深熔焊接.對于厚度為1.0 mm的薄壁母材，更易形成熔池貫穿母材壁厚的穿透焊接.光纖激光的功率密度至少不低于3×106 W/cm2，這不僅有利于小孔貫穿熔池，而且能夠保持小孔相對穩定(處于常開狀態).因此，無論是自熔激光焊接，還是激光填絲焊接，均能夠獲得成形良好的焊接接頭，其橫截面形貌如圖1所示.
圖1 6A02鋁合金焊接接頭橫截面形貌
Fig.1 Cross-section of welded joints of 6A02 alloy
激光填絲焊接同自熔激光焊接一樣，都是基于“小孔效應”原理，在激光束作用下，伴隨著劇烈的金屬蒸發、汽化現象.然而，填充焊絲不僅可以彌補焊接飛濺的損失量、使焊縫飽滿(圖1a)，而且焊絲中較高含量的Si元素能夠增加液態金屬的流動性，有利于熔池中氣泡的逸出，從而獲得更優質的焊接接頭.同時，在薄壁構件焊接過程中，瞬間失穩變形[8-9]是導致對接拼焊產生瞬間錯邊量的主要原因.當瞬間錯邊量較大時，焊接有效厚度的急劇下降造成液體表面張力的降低.焊接熔池主要受液態金屬的重力和液體表面張力的作用，當重力大于表面張力時，就會產生下塌現象，嚴重時出現焊漏缺陷.而填充焊絲過渡到熔池中的液態金屬可以有效緩解焊接有效厚度的急劇變化，維持熔池金屬的力平衡，極大地改善激光焊接對裝配間隙的依賴.通過開展對接變間隙法試驗，獲得激光填絲焊接的最大間隙容忍裕度可以達到0.5 mm，遠大于自熔激光焊接通常要求的0.1 mm.
在高能量密度的光纖激光束作用下，焊接熔池中的液態金屬處于過熱狀態，自發形核的可能性極小，異質形核是液態熔池結晶的主要機制.熔池邊緣未熔化的母材晶粒表面和熔池中未熔化的懸浮質點等相界面，可以顯著降低臨界晶核形核功[10-11]，在成分過冷條件的驅動下，隨激光熱源的遠離，快速結晶形成焊縫.
根據課堂教學目標自設情境模擬教學方法評價問卷，內容詳（見表1）。教學結束后對學生進行問卷調查，共發放調查問卷270份，收回有效問卷258份，有效回收率95%。
在文中試驗條件下，獲得的激光填絲焊接接頭顯微組織如圖2所示.可以發現，接頭熔合區很窄，柱狀晶組織依附于熔合線附近未熔化的母材晶粒表面，以聯生結晶、外延長大[11]的方式，沿最大溫度梯度方向(垂直于熔合線)向焊縫中心生長.由于焊接速度極快，伴隨著熔池固液界面的溫度梯度很大和晶粒生長平均線速度很快，故柱狀晶組織非常細小(其寬度僅為母材晶粒寬度的1/4～1/2)且該類組織從熔合線貫穿至焊縫中心.柱狀晶組織的快速生長，將大量溶質元素推向熔池中心，即從熔合線附近至焊縫中心的成分過冷逐漸增大.在焊縫中心局部區域，當成分過冷超過某一閾值時，柱狀晶組織的生長被抑制，晶核依附于熔池中未熔化的懸浮質點相界面，快速長大形成等軸晶組織.因此，焊縫中心呈柱狀晶和等軸晶的混合組織特征.焊縫組織經歷快速熔凝過程后，呈現出亞共晶組織特征.
在新媒體時代，新聞和信息采編工作的界限并不十分清晰，且信息傳播流程及各環節趨于前瞻化和扁平化。針對此，要以大編輯部為核心，實現有形和無形運作流程的相互疏通，優化人力資源分配，提高專業技術水平，從而為各大編輯部統籌規劃提供必要的支持。在新媒體背景下，各大編輯部可以實現對靜態時政新聞的整合報道，協調統一整個信息共享過程。
圖2 激光填絲焊接接頭組織(6A02，δ=1.0 mm)
Fig.2 Microstructure of joint by laser welding with filler wire (6A02, δ=1.0 mm)
對比自熔激光焊接接頭顯微組織(圖3)，發現激光填絲焊接接頭各區域顯微組織均相對粗化.這不僅與相對較高的熱輸入有關，而且也與焊絲中的合金元素密切相關.焊絲中高含量的Si元素不僅能夠在一定程度上加劇固液相界面前沿的成分過冷，從而促使等軸晶的進一步長大，而且也能夠與Al，Mg等元素形成大量低熔共晶組織.因此，激光填絲焊縫中心混合組織的等軸晶不僅相對粗大、所占比例相對較多，而且呈現為初晶α-Al和細小的共晶組織(α-Al+Si二元共晶、α-Al+Mg2Si二元共晶、α-Al+Mg2Si+Si三元共晶).晶界處彌散分布的大量低熔共晶組織，可能會對焊態時接頭的力學性能帶來一定的損失.
圖3 自熔激光焊接接頭組織(6A02，δ=1.0 mm)
Fig.3 Microstructure of joint by autogenous laser welding (6A02, δ=1.0 mm)
由于6A02鋁合金屬于典型的時效強化鋁合金，激光填絲焊接后呈現一定的接頭軟化現象(圖4)，焊縫區平均顯微硬度達到母材水平的89%.這不僅與激光填絲焊接接頭顯微組織相對粗化有關，而且也與焊縫區存在較多的低熔共晶組織密切相關.同時還發現，焊接接頭存在兩個硬度最低區，分別位于焊縫中心和熔合線附近.焊縫中心為熔池最后凝固結晶的區域，該區混合組織晶界彌散分布著大量低熔共晶相，致使該區硬度起伏相對較明顯，同時形成一個硬度低區.而靠近熔合線的母材部分，存在一個非常窄的過熱區，該區部分低熔共晶析出并聚集在晶界處，從而也會產生一個硬度低區.無論對于自熔激光焊接，還是激光填絲焊接，其焊縫中心的硬度低區均相對不太明顯.當測試拉伸性能時，焊接接頭很可能從這兩個硬度低區首先發生變形并產生最終斷裂.
圖4 焊接接頭橫截面的橫向顯微硬度分布
Fig.4 Microhardness distribution of welded joints in transverse direction
文中分別對激光填絲焊接接頭和自熔激光焊接接頭的表面余高打平后，按國家標準GB/T2651-2008《焊接接頭拉伸試驗方法》制備成標準拉伸試樣，并分別開展焊態和熱處理態的拉伸性能測試，結果詳見表3.熱處理采用固溶時效工藝，先530 ℃固溶50 min，經水淬處理，最后165 ℃時效8 h.
對比焊態時接頭的拉伸性能，發現是否填充焊絲對接頭的抗拉強度和屈服強度影響不大，但對斷后伸長率和斷裂位置影響較大.對于激光填絲焊接接頭，在拉伸外力作用下，硬度最低的焊縫中心區域最先發生屈服變形，但該區域晶粒形態差別較小，變形比較均勻，并伴隨著一定程度的應變強化；而熔合區附近的晶粒形態差異較大，該區更易形成應力集中，起裂的機率更大.故接頭均起裂于母材一側表面的熔合區附近，呈45°向母材另一側表面的熔合區附近擴展，如圖5a所示.自熔激光焊接接頭的熔合區附近硬度最低(圖4)，且該區晶粒形態差異較大，故從熔合區附近起裂并產生斷裂的機率較大，如圖5b所示.
2.協整檢驗。為檢驗各個變量之間是否存在協整關系，接下來利用Johansen協整檢驗方法對相關變量進行協整關系檢驗。通過協整檢驗發現，人民幣匯率預期（DNDF）、境內外利差（DLC）與經常賬戶跨境資金流入（DLIJC）、經常賬戶跨境資金流出（DLOJC）、金融賬戶跨境資金流入（DIJR）、金融賬戶跨境資金流出（DOJR）以及資本賬戶跨境資金流入（DLIZB）等五項跨境資金流動指標之間不存在協整關系，而在分析人民幣匯率預期（DNDF）、境內外利差（DLC）與資本賬戶跨境資金流出（DLOZB）之間的協整關系時，得出它們之間存在至少一個協整關系，即存在長期均衡關系（如表2所示）。
表3 6A02鋁合金焊接接頭不同狀態拉伸試驗結果
Table 3 Tensile test of welded joints of 6A02 alloy in different states
斷裂位置(焊態每組4件，熱處理態每組3件)激光填絲焊接焊態 245.48 188.47 2.75 起裂于熔合區附近，斷裂面與母材表面約呈45°自熔激光焊接焊態 243.19 192.82 2.46 1件斷于焊縫中心，其余3件斷于熔合區附近激光填絲焊接熱處理態 372.50 332.55 21.29 全部斷于熔合區附近，斷裂面與母材表面近似垂直自熔激光焊接熱處理態 407.54 376.18 8.13 全部斷于熔合區附近，斷裂面與母材表面近似垂直母材標準 ≥295 ≥225 ≥11 —試樣狀態 抗拉強度Rm/MPa屈服強度ReL /MPa斷后伸長率A(%)
圖5 焊態時接頭拉伸斷裂位置
Fig.5 Tensile fracture position of joints in welded state
由于6A02鋁合金屬于可熱處理強化鋁合金，通過焊后熱處理工藝，可以實現接頭中更多強化相的析出，從而獲得綜合力學性能良好的焊接接頭.從表3中可以發現，熱處理后激光填絲焊接接頭的拉伸性能得到了很大的提高.與自熔激光焊接接頭相比，激光填絲焊接接頭的抗拉強度和屈服強度均略低，但斷后伸長率很高，達到21.29%.
(1) 在光纖激光焊接過程中，填充焊絲有利于獲得成形飽滿的焊縫.同時，能夠顯著降低焊前裝配精度要求，最大間隙容忍裕度可以達到0.5 mm.
新學期第一天終于來臨了，我懷著憧憬也帶著忐忑走進了教室，并特別留意了班上那對“冤家”——兩個小姑娘，一個叫小劉，略胖些，見人就笑，笑起來甜甜的，看起來文質彬彬；一個叫小鄒，略瘦些，長相清秀，性格似乎有些內向，不喜歡說話。
(2) 激光填絲焊接接頭中細小的柱狀晶組織從熔合線貫穿至焊縫中心，在焊縫中心呈現出柱狀晶和等軸晶的混合組織特征.與自熔激光焊接接頭組織相比，填充焊絲后焊縫區組織相對粗化，且焊縫中心等軸晶所占比例相對較多.
(3) 激光填絲焊接接頭軟化現象比自熔激光焊接接頭更加明顯，且存在焊縫中心和熔合線附近兩個硬度最低區，而自熔激光焊接接頭焊縫中心的硬度最低區并不明顯.
再看莊昶，其詩特點在于善用邵雍《觀物內外篇》之寓意，以物襯理，闡發己說。如《題沈石田畫鵝為文元作》，詩云：“天機我不言，言之欲誰領。柳塘春水深，弄此白鵝影。”［3］卷二，2葉b
(4) 焊態時，是否填充焊絲對接頭的抗拉強度和屈服強度影響不大，但對斷后伸長率和斷裂位置影響較大.經固溶時效熱處理后，激光填絲焊接接頭抗拉強度恢復至372.5 MPa，低于自熔激光焊接接頭，但是，前者的斷后伸長率顯著高于后者.
參考文獻：
[1]陳 俐, 鞏水利.鋁合金激光焊接技術的應用與發展[J].航空制造技術, 2011(11): 46 - 49.Chen Li, Gong Shuili.Application and development of laser welding technology for aluminum alloy[J].Aeronautical Manufacturing Technology, 2011(11): 46 - 49.
[2]左鐵釧, 肖榮詩, 陳 鎧, 等.高強鋁合金的激光加工[M].北京:國防工業出版社, 2002.
[3]陳武柱.激光焊接與切割[M].北京: 機械工業出版社, 2010.
[4]許 飛.鋁合金激光填絲和電弧復合焊接技術研究[D].北京:北京工業大學, 2009.
[5]Chen Yanbin, Li Liqun, Peng Xiaoyun, et al.Joints performance in laser welding Al alloy with filler wire[J].Transactions of the Nonferrous Metals Society of China, 2005, 15(2): 87 - 91.
[6]王紅英, 莫守形, 李志軍.AZ31鎂合金CO2激光填絲焊工藝[J].焊接學報, 2007, 28(6): 93 - 96.Wang Hongying, Mo Shouxing, Li Zhijun.CO2 laser welding of ZA31 magnesium alloys with filler wire[J].Transactions of the China Welding Institution, 2007, 28(6): 93 - 96.
[7]中國航空材料手冊編輯委員會.中國航空材料手冊第3卷, 鋁合金 鎂合金[M].第2版.北京: 中國標準出版社, 2002.
[8]溫 鵬, 張旭東, 陳武柱, 等.薄板激光焊時失穩變形及其控制[J].焊接學報, 2006, 27(9): 99 - 102.Wen Peng, Zhang Xudong, Chen Wuzhu, et al.Buckling distortion of laser welded thin plates and its control by dynamic cooling[J].Transactions of the China Welding Institution, 2006, 27(9):99 - 102.
[9]Chon L T, Han M S.Thermal and mechanical evolution of welding induced buckling distortion[J].Journal of the Chinese Institute of Engineers, 2004, 27(6): 905 - 918.
[10]石德珂, 高守義, 柴惠芬, 等.材料科學基礎[M].北京: 機械工業出版社, 1995.
[11]陳伯蠡.焊接冶金原理[M].北京: 清華大學出版社, 1991.
