蘇頔瑤， 吳素君， 晉會錦

(北京航空航天大學 材料科學與工程學院， 北京 100191)

焊后時效處理對2219鋁合金VPTIG接頭微區(qū)組織和顯微硬度的影響

蘇頔瑤， 吳素君， 晉會錦

(北京航空航天大學 材料科學與工程學院， 北京 100191)

研究了不同溫度焊后時效處理對2219鋁合金變極性鎢極氬弧焊(VPTIG)接頭各微區(qū)顯微組織的影響，采用顯微硬度測試和透射電鏡觀察分析焊接接頭各微區(qū)析出相的形貌和分布。結果表明，焊后時效處理溫度不同，焊接接頭各微區(qū)顯微組織和硬度發(fā)生的變化不同。熱影響區(qū)中的完全回復區(qū)對焊后時效最為敏感，低溫處理時顯微硬度就有明顯增長，并在160℃處理時達到最大漲幅；焊縫區(qū)變化相對較小，其顯微硬度的最高漲幅出現(xiàn)在210℃，且小于前者；熱影響區(qū)中的過時效區(qū)最為穩(wěn)定，顯微硬度的最大增長同樣出現(xiàn)在160℃，但漲幅很小。透射電鏡觀察表明，焊接接頭各微區(qū)的顯微硬度變化主要與時效強化相的析出行為有關。

2219鋁合金；微觀組織；顯微硬度；焊后時效處理；透射電鏡

2219鋁合金是Al-Cu-Mn系可熱處理強化的硬鋁合金，由于其在-250～250℃內(nèi)具有良好的焊接性、抗應力腐蝕性及優(yōu)良的力學性能和斷裂韌度，而在航天工業(yè)中受到青睞[1～4]，并主要被應用于航天運載器低溫貯箱的制造中。目前國內(nèi)貯箱制造水平與國外差距顯著，仍在采用國外已經(jīng)淘汰的2A14鋁合金[5]，采用2219鋁合金取代2A14鋁合金作為新一代航天貯箱材料已成為必然趨勢。變極性鎢極氬弧焊(VPTIG)是指采用輸出按一定周期交變的電流，用鎢電極作為焊接電極，高純度氬氣作為保護氣體的焊接工藝。這種焊接方法具有陰極清理作用，能夠有效地去除熔池表面致密的氧化膜，因此被廣泛應用于鋁、鎂等易氧化的金屬與合金中，2219鋁合金航天運載器低溫貯箱所選用的正是此種連接方法。盡管如此，熔焊2219鋁合金焊接接頭的強度僅能達到基材的50%～70%[6]，嚴重制約了該合金的應用。國內(nèi)外學者在焊后時效處理對2219鋁合金焊接接頭組織和性能的影響方面做了大量研究工作[7～10]，但針對該合金VPTIG焊接接頭各微區(qū)析出相演化的研究則相對較少。本研究采用透射電鏡分析2219-T87鋁合金焊接接頭各微區(qū)析出相在焊后時效處理過程中的演變行為，并采用顯微硬度表征焊接接頭各微區(qū)的性能變化。

1 實驗材料與方法

試驗中所用的材料為6mm厚2219-T87高強鋁合金板材，合金成分見表1。采用變極性鎢極氬弧焊(VPTIG)方法進行焊接，焊接工藝為“單面兩層焊”，焊后將焊接接頭沿橫向切割，并分別在溫度區(qū)間中的不同溫度保溫20h進行時效處理。

試驗沿焊件橫截面(垂直焊接方向)截取試樣。顯微硬度測試在FV800顯微硬度計上進行，測試位置如圖1點劃線所示，相鄰測量點距離0.5mm，加載載荷50g，保持時間10s，平行試樣數(shù)為3個。根據(jù)焊接接頭橫截面顯微硬度分布，選取三個典型位置進行透射電鏡觀察。透射觀察取樣位置如圖1中虛線所示。

2 結果與分析

2.1 顯微硬度分析

焊接態(tài)及經(jīng)焊后時效處理的焊接接頭的顯微硬度測試結果如圖2所示。焊接態(tài)的焊接接頭焊縫區(qū)顯微硬度最低(85HV)，隨著遠離熔合線，顯微硬度呈現(xiàn)先上升至極大值(110HV)，后下降至極小值(90HV)，隨后又逐漸上升至母材硬度的變化趨勢。一般認為，熱影響區(qū)中距離熔合線1～3mm的顯微硬度極大值區(qū)為完全回復區(qū)[11]，該區(qū)域強化相充分回溶形成過飽和固溶體，導致固溶強化；熱影響區(qū)中距離熔合線5～7mm的顯微硬度極小值區(qū)為過時效區(qū)，該區(qū)域強化相嚴重過時效導致性能惡化。不同溫度的焊后人工時效處理并沒有改變焊接接頭顯微硬度的變化趨勢，但對焊接接頭各微區(qū)的顯微硬度造成了不同影響。低溫時效處理時，完全回復區(qū)和焊縫區(qū)的顯微硬度有小幅增加，過時效區(qū)則變化不大。逐漸升高時效溫度，完全回復區(qū)顯微硬度漲幅有所升高，并在160℃處理時達到顯微硬度的最大值(150HV)，與此同時，過時效區(qū)顯微硬度也達到最大漲幅，但幅度很小。此外，焊縫區(qū)顯微硬度也出現(xiàn)較為明顯的增長。繼續(xù)升高時效溫度，焊縫區(qū)顯微硬度明顯提高，并在210℃時達到最大值(115HV)，完全回復區(qū)和過時效區(qū)顯微硬度均開始回落。當時效溫度達到250℃時，焊縫區(qū)和完全回復區(qū)顯微硬度漲幅明顯下降，過時效區(qū)顯微硬度則降至焊態(tài)以下。焊后時效處理對焊接接頭顯微硬度的影響源于其對焊接接頭各微區(qū)強化析出相形貌和分布的改變。

表1 母材成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

圖1 顯微硬度測試及透射觀察取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of microhardness test line and locations (broken lines) of TEM specimens

圖2 焊接接頭顯微硬度分布對比圖Fig.2 The profile of the microhardness values across the weld

2.2 析出相演變

2219-T87母材是固溶處理后，經(jīng)7%冷加工變形，然后人工時效獲得[12]，其組織為伴有大量位錯和細小針狀強化θ′和θ″相[13]的α(Al)固溶體。2219鋁合金是Al-Cu系熱處理可強化變形鋁合金[14]，其時效強化序列為：過飽和固溶體→GP區(qū)→θ″→θ′→θ[15～18]，沉淀強化相在焊接和焊后時效過程中的演變是焊接接頭各微區(qū)顯微硬度發(fā)生不同變化的主要原因(如圖3)。

焊接態(tài)焊縫區(qū)(圖4a)為伴有大量位錯的α(Al)固溶體，這些位錯主要是固溶后大量過飽和空位在焊后快速凝固過程中聚集形成的。焊接態(tài)焊縫區(qū)顯微硬度最低，一方面是由于大量的共晶相在晶界和枝晶處析出降低了基體的Cu含量，減小了由晶格畸變引起的固溶強化效應；另一方面該區(qū)域沒有強化相析出，缺少時效強化作用。160℃時效處理20h后，該區(qū)域析出大量θ″相，這些析出相在質(zhì)厚襯度和畸變場襯度的共同作用下形成由一亮線分割成兩個黑色花瓣的形貌，如圖4b所示。θ″相的析出是該區(qū)域顯微硬度升高的主要原因。210℃時效處理20h使焊縫區(qū)顯微硬度上升最多，這主要是因為在該溫度下時效，針狀強化相θ″相較低溫處理時進一步長大，并有小部分轉(zhuǎn)變?yōu)棣取湎?，使該區(qū)域達到峰時效的強化效果。圖4c顯示此時析出相長軸方向的最大尺寸可達1μm。當時效溫度達到250℃時，析出相進一步密集和粗化(圖4d)，從對應的基體SAD花樣(圖4e)可以確定這些析出相基本為θ′相[19]。大量θ′相的析出說明此時該區(qū)域進入了過時效狀態(tài)，因此，顯微硬度較210℃處理態(tài)有所降低。此外，從圖4的對比中可以看出，焊縫區(qū)的位錯密度在時效處理后有所降低，這主要是由于高溫下析出相在位錯處大量非均勻形核，消耗位錯能量導致位錯減少并消失。

焊接態(tài)完全回復區(qū)同樣為伴有位錯的α(Al)固溶體(圖5a)，但位錯數(shù)量較焊縫區(qū)有所降低。對應的Al基體<100>軸選區(qū)電子衍射花樣(圖5b)中未出現(xiàn)由于第二相的存在導致的衍射斑點，說明該區(qū)域為純凈的α(Al)固溶體，這主要是由于在焊接過程中，該區(qū)域在高溫停留時間較長，使原有強化相全部回溶，而隨后較高的冷卻速度又抑制了強化相的重新析出。元素過飽和導致的固溶強化是該區(qū)域顯微硬度出現(xiàn)極大值的主要原因。較高過飽和度導致的較大的形核驅(qū)動力和原子擴散驅(qū)動力使Cu原子更容易發(fā)生偏聚，從而導致了低溫時效時該區(qū)域顯微硬度的小幅增長。當時效溫度為160℃時，該區(qū)域形成了大量細小彌散的針狀θ″強化相(圖5c)，這些相的析出使該區(qū)域的顯微硬度獲得了最大提高。時效溫度升高到210℃，強化相進一步長大(圖5d)，并向θ′相轉(zhuǎn)變，該區(qū)域開始進入過時效狀態(tài)，顯微硬度的漲幅較160℃處理時有所回落。繼續(xù)升高時效溫度到250℃，析出相嚴重粗化(圖5e)，發(fā)生嚴重過時效。圖5f給出了250℃時效后Al基體的SAD花樣，其中已可見由于θ′相的大量形成導致的衍射斑點。

焊接態(tài)過時效區(qū)析出相形貌如圖6a所示，大量針狀強化相θ″和θ′發(fā)生重溶，殘余相粗化并轉(zhuǎn)化為平衡θ相，脫離與基體的共格關系，出現(xiàn)嚴重過時效，這是該區(qū)域顯微硬度出現(xiàn)極小值的主要原因。與此同時，粒子粗化導致的固溶體過飽和度下降對該區(qū)域析出相在時效處理過程中的演變行為造成了顯著影響。焊后經(jīng)過160℃時效處理20h，該區(qū)域有少量針狀強化相析出(圖6b)，造成顯微硬度的小幅增長，但焊后殘余粗化相并沒有發(fā)生明顯長大。

圖5 焊態(tài)及不同溫度焊后時效處理20h完全回復區(qū)析出相演變 (a)焊接態(tài)；(b)焊接態(tài)Al基體的SAD花樣；(c)160℃；(d)210℃；(e)250℃；(f)250℃處理后Al基體的SAD花樣Fig.5 Precipitate evolution in full reversion area at as welded state and after aging at different temperatures for 20h (a)as welded;(b) the SAD patterns of Al along the zone axis [100]α at as welded state;(c)160℃; (d)210℃;(e)250℃;(f)the SAD patterns of Al along the zone axis [100]αshowing θ′ after aging at 250℃

這是由于該區(qū)域過飽和度較低，在較低溫度時效處理時原子擴散速率有限。時效溫度升高到210℃，該區(qū)域析出高密度微米級針狀θ′相(圖6c)，進入過時效階段，因此顯微硬度較160℃處理時有所下降，但焊后殘余粗化相的增長仍不顯著。繼續(xù)升高時效溫度到250℃，該區(qū)域發(fā)生嚴重過時效，時效析出相嚴重粗化并脫離和基體的共格關系形成平衡θ相，焊后殘余粗化相也進一步長大。由此可見，包括時效析出相和原有殘余相在內(nèi)的相的粗化是此時該區(qū)域顯微硬度降至焊接態(tài)以下的主要原因。

由以上分析，伴隨時效溫度的升高，焊接接頭各微區(qū)均經(jīng)歷了強化效應的增長、峰值及回落過程。然而，各個區(qū)域在不同的時效溫度下的強化效應有所不同，這主要歸因于各區(qū)域初始態(tài)基體的過飽和度及原有析出相的形貌和分布不同。從焊縫區(qū)與完全回復區(qū)的對比中看出，此二者的基體均為相對純凈的過飽和固溶體，但前者在較高的時效溫度下才能達到峰時效效果，并且析出強化相數(shù)量較少，顯微硬度漲幅小。這主要是由于焊縫區(qū)的初始態(tài)過飽和度較低，降低了原子擴散驅(qū)動力，且減緩了GP區(qū)及亞穩(wěn)相的形成，并最終延緩了時效進程。此外，過時效區(qū)對熱處理過程消極響應并且變化較小主要是由于原有殘留粗化相的存在導致了該區(qū)域過飽和度降低，減緩了時效強化進程。而高溫熱處理后該區(qū)域顯微硬度降至焊態(tài)以下則主要是由于原有殘留粗化相和新析出的強化相均發(fā)生了較大程度的粗化所致。

圖6 焊態(tài)及不同溫度焊后時效處理20h過時效區(qū)析出相演變 (a)焊接態(tài)；(b) 160℃；(c)210℃；(d)250℃Fig.6 Precipitate evolution in overaging zone at as welded state and after aging at different temperatures for 20h (a)as welded; (b)160℃; (c)210℃; (d) 250℃

3 結論

(1)2219-T87鋁合金VPTIG焊接接頭橫截面的顯微硬度分布如下：焊縫區(qū)顯微硬度最低(85HV)，隨著遠離熔合線，顯微硬度呈現(xiàn)先上升至極大值(110HV)，后下降至極小值(90HV)，隨后又逐漸上升至母材硬度的變化趨勢。

(2)焊后時效處理不會改變焊接接頭橫截面顯微硬度的變化趨勢，但處理溫度不同，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的顯微硬度變化不同。熱影響區(qū)中的完全回復區(qū)對焊后時效處理最為敏感，它與過時效區(qū)的顯微硬度均是在160℃處理時達到最大漲幅，但后者漲幅很小。焊縫區(qū)顯微硬度隨時效溫度的變化相對較小，其最高漲幅出現(xiàn)在210℃。

(3)在焊接接頭各微區(qū)中，不同的時效溫度會導致不同的時效狀態(tài)，這主要歸因于各區(qū)域原始態(tài)固溶體過飽和度及析出相形貌和分布不同。

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Effects of Aging Treatments on Microstructure and Micro-hardness of 2219-T87 Welds

SU Di-yao, WU Su-jun, JIN Hui-jin

(School of Material Science and Engineering, Beihang University, Beijing 100191, China)

The effects of post-weld aging treatment on microstructure and micro-hardness of aluminum alloy grade 2219 welds are presented. The microstructure including the precipitates distribution and morphology was observed by transmission electron microscopy (TEM) and micro-hardness was measured to characterize the different micro-areas across the weld. The results show that different post-weld aging temperatures lead to variations in microstructure and micro-hardness across the weld. Full reversion area (RA) in the heat affected zone (HAZ)is the most sensitive to the aging process. Micro-hardness in this area shows obvious improvement when it is processed at low aging temperatures, and the maximum increase is achieved at 160℃. The micro-hardness in the weld metal (WM) remains relatively stable. The maximum increase is achieved at 210℃. The over-aged area (OA) shows a very limited increase in micro-hardness and the maximum value is obtained at 160℃. TEM observation revealed that the changes in micro-hardness of micro-areas across the weld are mainly related with the precipitate evolution during the aging process.

2219 aluminum alloy; microstructure; micro-hardness; post-weld aging treatment; transmission electron microscopy

2014-11-21；

2015-01-23

吳素君(1960—)，男，教授，主要從事材料微觀組織及強韌化；材料疲勞，斷裂，磨損及脆化；失效分析，結構完整性及使用壽命評估等研究工作，(E-mail)wusj@buaa.edu.cn。

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.3.009

TG146.2+1

A

1005-5053(2015)03-0049-06