黃 誠(chéng) 王非凡 鄢東洋 劉德博 胡正根

0 引言

隨著輕量化、高可靠、大運(yùn)載能力要求的不斷提高，航天運(yùn)載火箭貯箱材料體系正逐步升級(jí)，從第一代中等強(qiáng)度鋁鎂合金（5052、5086）和第二代高強(qiáng)度鋁銅合金（2219、2014）向第三代高性能鋁鋰合金2195、2198 發(fā)展［1］。 其中，2219 鋁合金由于具有強(qiáng)度高、焊接性好、斷裂韌性高、耐低溫性能強(qiáng)等突出優(yōu)勢(shì)，已在土星5號(hào)、阿里安5號(hào)等運(yùn)載火箭已取得了重要應(yīng)用［2］，正逐步成為我國(guó)新一代航天運(yùn)載火箭貯箱的主體結(jié)構(gòu)材料［3］。

貯箱作為典型薄壁壓力容器，是由箱底、叉形環(huán)和中間筒段的焊接組裝而成［1］。在我國(guó)新一代運(yùn)載火箭貯箱研制中，為充分發(fā)揮材料的力學(xué)性能和結(jié)構(gòu)效率，叉形環(huán)通常采用整體鍛環(huán)＋機(jī)加成形態(tài)2219－T852鋁合金（固溶處理＋冷鍛＋人工時(shí)效），而中間筒段則采用軋制板材＋機(jī)加成形態(tài)2219－T87鋁合金（固溶處理＋7%冷變形＋人工時(shí)效）［4］。 一方面，不同熱處理狀態(tài)2219鋁合金具有顯著不同的微觀組織與焊接性能，導(dǎo)致了焊接工藝選擇與失效評(píng)價(jià)面臨重要挑戰(zhàn)［4］，也嚴(yán)重影響了貯箱強(qiáng)度設(shè)計(jì)可靠性。另一方面，變極性鎢極氬弧焊（VPTIG），作為目前鋁合金貯箱制造應(yīng)用最廣泛的焊接技術(shù)之一，國(guó)內(nèi)外對(duì)2219鋁合金焊接已有較多報(bào)道，但是對(duì)不同熱處理態(tài)2219的焊接研究較少，焊接組織與性能演變規(guī)律尚不全面［3－6］。因此，開展不同熱處理狀態(tài)下2219鋁合金焊接研究，將為新一代貯箱材料與結(jié)構(gòu)的一體化設(shè)計(jì)提供重要支撐。

本文以貯箱用T87和T852熱處理態(tài)2219高強(qiáng)鋁合金的異質(zhì)VPTIG焊接為研究對(duì)象，分析接頭斷裂特性，研究接頭組織晶粒形態(tài)、晶界偏析特性、強(qiáng)化相分布特征，闡明接頭力學(xué)性能弱化及斷裂機(jī)制。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)選用不同熱處理態(tài)6 mm厚2219鋁合金進(jìn)行對(duì)接，熱處理狀態(tài)分別為T87和T852。采用單面兩層焊，變極性氦弧焊打底、氬弧蓋面，焊絲為2219鋁合金專用ER2319。焊接方向垂直于板材的軋制方向。焊前采用機(jī)械方法去除氧化膜，并在丙酮清洗后1 h內(nèi)實(shí)施焊接。

在接頭垂直于焊縫方向截取金相試樣，磨拋后采用 1.0%HF＋1.5%HCl＋ 2.5%HNO3＋ 95%H2O 混合酸溶液腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡（OM）和掃描電鏡（SEM）對(duì)觀察微觀組織及斷口形貌，采用能譜（EDS）和透射電鏡（TEM）觀察接頭強(qiáng)化相。根據(jù) GB／T 2651－2008制備拉伸試樣，并在INSTRON5569拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接頭拉伸性能測(cè)試。

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭拉伸性能及斷口形貌

由于接頭拉伸試樣是從大型環(huán)形工件直接截取，根據(jù)相關(guān)測(cè)試要求進(jìn)行了100余組測(cè)試，為便于本研究分析，表1僅給出了2219鋁合金異質(zhì)焊接接頭的5組隨機(jī)抽樣拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果，可以看出，接頭抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率的平均值分別為（314±24.9）MPa、（197±7.3）MPa 和（5.68±0.47）%。 與 2219－T852母材相比，異質(zhì)接頭抗拉系數(shù)達(dá)到71%，但屈服強(qiáng)度和延伸率均下降明顯。從表中還可以看出，接頭的強(qiáng)度分散性較大，其可能的影響因素包括焊接不同位置熱循環(huán)差異及測(cè)試過程引入的誤差等，因此表中的平均值也不是實(shí)際工程中參考許用值。此外，接頭斷裂位置全部為靠近2219－T852側(cè)熔合區(qū)，即焊接熱影響區(qū)與熔化區(qū)之間過渡區(qū)，表明該區(qū)為接頭力學(xué)性能弱區(qū)。

表1 2219鋁合金異質(zhì)接頭及母材－196℃拉伸性能Tab.1 Tensile properties of 2219 aluminum alloy joints and base metal at－196℃

圖1給出了接頭在－196°C條件下接頭斷裂位置及斷口形貌。

圖1 接頭拉伸斷裂位置及斷口形貌Fig.1 Tensile fracture location and fractography of joint

從圖1（a）中可見VPTIG接頭起裂點(diǎn)位于2219－T852側(cè)背部打底層焊趾，裂紋沿熔合線向上擴(kuò)展，最終在蓋帽層頂部從熔合線處沿45°斷裂。從斷口底部SEM圖1（b）中可見，起裂區(qū)表面形貌以晶界脆性斷裂為主，斷口形貌呈明顯的多面體，外形如巖石狀花樣，沒有明顯的塑性變形。從斷口頂部圖1（b）中可見，該區(qū)域表現(xiàn)出一定的塑性斷裂形式，盡管斷口韌窩及撕裂棱數(shù)量較少、韌窩尺寸較小且深度較淺。因此，接頭整體上表現(xiàn)為斷裂方式為沿晶脆性斷裂為主，并伴隨一定的韌性斷裂的混合型斷裂特征。

2.2 接頭晶粒特征分析

圖2（a）為2219鋁合金VPTIG接頭橫截面宏觀形貌?？梢钥闯?，2219－T852母材為形狀不規(guī)則粗大晶粒組織，而2219－T87母材呈細(xì)小板條狀晶粒組織。焊縫區(qū)無明顯氣孔傾向，表明所選取的焊接工藝可獲得無缺陷接頭。根據(jù)接頭晶粒形態(tài)特征，可將接頭劃分為焊縫區(qū)、熔合區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)。

圖2（b）對(duì)應(yīng)焊縫中心區(qū)域，原始母材中的軋制細(xì)形晶粒和鍛造變形晶粒完全消失，呈現(xiàn)均勻等軸晶。一方面，在VPTIG過程中，變極性脈沖電流對(duì)熔池產(chǎn)生了強(qiáng)烈的攪拌作用，加強(qiáng)了熔池材料的流動(dòng)，有效促進(jìn)熔池氣泡逸出，抑制了柱狀晶的形成；另一方面，由于焊縫中心熔池附近溫度梯度較小，易形成局部成分過冷區(qū)，導(dǎo)致液相內(nèi)部形核并產(chǎn)生新晶粒，新晶粒自由長(zhǎng)大，最終形成了均勻等軸晶。

圖2（c）（d）為分別為接頭兩側(cè)熱影響區(qū)與焊縫過渡熔合區(qū)組織特征，分別對(duì)應(yīng)圖2（a）中C和D位置。從圖2（c）中可以看出，2219－T87側(cè)熔合過渡區(qū)沒有出現(xiàn)通常熔焊的明顯柱狀晶，這是由脈沖電弧攪拌沖擊所致，并且母材中軋制平行的細(xì)條狀晶粒也發(fā)生部分彎曲、長(zhǎng)大，最終形成明顯的組織過渡熔合區(qū)。從圖2（d）中可以看出，在2219－T852鋁合金側(cè)熔合線過渡區(qū)組織晶粒更復(fù)雜，混合了細(xì)小等軸晶帶和受熱長(zhǎng)大粗晶組織。這種組織狀態(tài)可歸因于兩點(diǎn)：（1）焊接產(chǎn)生的非均勻熱循環(huán)，導(dǎo)致了接頭晶粒的非均勻長(zhǎng)大；（2）環(huán)軋后機(jī)加工態(tài)2219－T852鋁合金母材本身組織非均勻化，這也是我國(guó)在大型環(huán)件軋制加工技術(shù)面臨的重要挑戰(zhàn)之一。對(duì)比兩側(cè)熱影響區(qū)與焊縫過渡熔合區(qū)組織可以發(fā)現(xiàn)，2219－T852側(cè)組織過渡更不均勻，在拉伸載荷作用下，非均勻組織易導(dǎo)致拉伸變形不協(xié)調(diào)，因此在2219－T852側(cè)更容易形成高應(yīng)力集中。此外，焊后接頭發(fā)生明顯了背向應(yīng)力彎曲變形，見圖2（a），也直接造成試樣背面拉應(yīng)力顯著高于正面，進(jìn)一步促使焊縫打底層焊趾處發(fā)生起裂。

圖2 2219鋁合金VPTIG接頭組織形貌Fig.2 Typical microstructure at different zone

2.3 接頭晶界偏析特征

圖3 所示為接頭不同區(qū)晶界SEM照片和能譜分析結(jié)果。從圖3（a）可以看出，焊縫中心區(qū)存在大量沿晶界分布的白色析出物，通過能譜分析該白色析出物的元素組成，發(fā)現(xiàn)焊縫以α－Al為基體，晶界白色析出物為Al－Cu共晶相。從圖3（b）中可以看出，靠熔合線區(qū)析出大量的共晶相，最終沿晶界呈粘連網(wǎng)狀分布，共晶層的平均厚度達(dá)到1.2 μm。顯然，在焊接熱循環(huán)及填充焊絲傳質(zhì)交互作用下，接頭微觀組織也發(fā)生了明顯變化，合金元素在向晶界附近形成偏析，最終形成粗化共晶相。最后，從圖3（c）中可以看出，遠(yuǎn)離焊縫中心的熱影響區(qū)，在溫度循環(huán)作用下，晶界處也發(fā)生明顯的晶界偏析，但共晶層厚度明顯小于熔合線區(qū)，其厚度約為0.6 μm，但由于遠(yuǎn)離熔合區(qū)，母材晶界幾乎沒有變形，共晶層連續(xù)性較強(qiáng)。

圖3 接頭微觀組織SEM圖及共晶相能譜Fig.3 SEM photos of microstructures and EDS results of the joint

晶界偏析作為合金中普遍存在的金屬學(xué)現(xiàn)象，它直接影響了晶界遷移、晶界滑動(dòng)和晶界強(qiáng)化作用［7］。對(duì)于2219鋁合金而言，由于固溶＋時(shí)效處理態(tài)2219鋁合金主要強(qiáng)化相為Al2Cu，當(dāng)晶界處出現(xiàn)大量富Cu共晶化合物時(shí)，實(shí)際是晶粒內(nèi)部Cu元素向晶界附近偏析的結(jié)果，最終導(dǎo)致貧Cu帶和富Cu共晶化合物混合弱化組織。由于貧Cu帶為純鋁基體，而富Cu共晶化合物為硬脆相，在外載荷作用下，貧Cu帶α相帶在很小的應(yīng)力下發(fā)生屈服，共晶相發(fā)生脆斷，導(dǎo)致強(qiáng)度和塑性下降［3，7］。在本研究中，接頭熔合線區(qū)晶界共晶層厚度最大（圖3），在拉伸過程中，裂紋更易沿該區(qū)域晶界產(chǎn)生，形成力學(xué)性能弱區(qū)，進(jìn)而導(dǎo)致接頭強(qiáng)度與塑性整體下降。

2.4 接頭強(qiáng)化相分布分析

接頭不同區(qū)域強(qiáng)化相分布見圖4。圖4（a）可以看出，母材由α（Al）固溶體和細(xì)小針狀強(qiáng)化相組成，強(qiáng)化相長(zhǎng)軸方向尺寸為20～200 nm，主要是在時(shí)效過程中析出的強(qiáng)化相Al2Cu，由于母材為鍛造變形態(tài)，具有較高位錯(cuò)密度。

圖4 接頭不同區(qū)域強(qiáng)化相分布Fig.4 Distribution of precipitates in different zones

圖4 （b）為靠近母材的熱影響區(qū)透射電鏡形貌，與母材相比，強(qiáng)化相發(fā)生了明顯粗化，但強(qiáng)化相數(shù)目和位錯(cuò)密度都明顯降低，這表明在焊接熱作用下，強(qiáng)化相發(fā)生了部分固溶，而部分未溶解強(qiáng)化相則發(fā)生粗化。圖4（c）為靠近焊縫的熱影響區(qū)透射電鏡形貌，顯然由于焊接熱循環(huán)溫度峰值的進(jìn)一步提高，強(qiáng)化相溶解程度更嚴(yán)重，母材位錯(cuò)形態(tài)徹底消失。圖4（d）為接頭焊縫中心區(qū)透射電鏡形貌及明場(chǎng)衍射花樣，原始強(qiáng)化相已完全溶解，組織為完全過飽和固溶體。

2219鋁合金作為析出強(qiáng)化鋁合金，接頭各區(qū)域分別經(jīng)歷了不同的焊接熱循環(huán)條件，必然引起強(qiáng)化相尺寸、數(shù)量和分布差異［7－9］。 大量研究均表明，強(qiáng)化相的溶解與粗化，均會(huì)造成材料的力學(xué)性能下降，如硬度、抗拉強(qiáng)度等下降［8，9］。 從本研究的 TEM分析可以看出，熔合區(qū)和焊縫中心材料強(qiáng)化相溶解程度最大，直接表明了接頭整體力學(xué)性能低于母材的微觀機(jī)制，而熔合區(qū)存在惡化粗大的強(qiáng)化相，這也是進(jìn)一步導(dǎo)致斷裂發(fā)生在熔合區(qū)的重要因素。

3 結(jié)論

（1）2219鋁合金異質(zhì)焊接頭力學(xué)性能低于母材的力學(xué)性能，－196℃平均抗拉強(qiáng)度為314 MPa，平均延伸率為5.68%，斷裂位置全部位于2219－T852側(cè)焊縫與熱影響區(qū)之間過渡熔合線處。

（2）異質(zhì)接頭焊縫中心為均勻等軸晶，而熱影響區(qū)為受熱長(zhǎng)大粗晶，因此二者過渡區(qū)為明顯非均勻混合晶粒區(qū)，同時(shí)受宏觀變形的影響，拉伸過程易產(chǎn)生變形不協(xié)調(diào)，造成接頭背面焊趾處形成嚴(yán)重應(yīng)力集中區(qū)形成起裂源。

（3）強(qiáng)化相溶解與粗化、晶界偏析作用共同導(dǎo)致了接頭整體力學(xué)性能的下降，在熔合區(qū)，強(qiáng)化相幾乎完全溶解，且晶界偏析最嚴(yán)重，共晶層平均厚度達(dá)到1.2 μm，且沿晶界粘連呈網(wǎng)狀分布，導(dǎo)致了接頭塑性惡化，是接頭呈現(xiàn)脆性斷裂為主的混合斷裂特征的主因。

參考文獻(xiàn)

［1］熊煥.低溫貯箱及鋁鋰合金的應(yīng)用［J］.導(dǎo)彈與航天運(yùn)載技術(shù)， 2001（6）：33－40， 46.

［2］熊歡，莊來杰，曲文卿，等.2219－T87鋁合金變極性TIG接頭微觀組織與力學(xué)性能［J］.航空制造技術(shù)，2014，454（10）： 75－78

［3］鄢東洋，吳會(huì)強(qiáng)，常志龍，等.2219鋁合金單、雙道焊接頭性能分析［J］.宇航材料工藝，2013，43（6）：79－84

［4］郝云飛，畢煌圣，孫宇明，等.同質(zhì)異種熱處理狀態(tài)鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與性能［J］.宇航材料工藝，2016，46（3）：27－32.

［5］張 聃，陳文華，孫耀華，等.焊接方法對(duì)2219鋁合金焊接接頭力學(xué)性能的影響［J］.航空材料學(xué)報(bào)，2013，33（1）：45－49.

［6］從保強(qiáng)，齊鉑金，周興國(guó)，等.2219高強(qiáng)鋁合金超快變換 VPTIG 焊縫組織和性能［J］.焊接學(xué)報(bào)，2010，31（4）：85－88.

［7］ LI Q，WU A P，LI Y J，et al.Influence of temperature cycles on the microstructures and mechanical properties of the partially melted zone in the fusion welded joints of 2219 aluminum alloy［J］.Materials Science ＆ Engineering A，2015，623： 38－48.

［8］孫世烜，張勤練，李延民等.2219鋁合金變極性TIG橫焊接頭組織與性能研究［J］.航天制造技術(shù)，2015（1）：5－10.

［9］王國(guó)慶，熊林玉，田志杰，等.不同熱處理狀態(tài) 2219鋁合金TIG焊接頭組織性能分析［J］.焊接學(xué)報(bào)，2017，38（1）：121－124.