楊芯藝,劉羅林,劉 麗,申文竹,陳 鵬,黃本生,2

(1.西南石油大學(xué) 新能源與材料學(xué)院, 四川 成都 610500; 2.西南石油大學(xué)能源裝備研究院, 四川 成都 610500)

1 前 言

鋁鋰合金是以鋰元素作為重要合金元素的鋁合金,憑借其低密度、強度高、韌性好和耐損傷等優(yōu)點成為最理想的航空航天材料之一[1-3]。但鋁和鋰的物理性能相差較大且均為較活潑金屬元素,采用傳統(tǒng)熔焊等方法焊接時極易產(chǎn)生裂紋、氣孔等缺陷以及較大的焊接應(yīng)力變形,從而降低了接頭性能,影響其可靠性[4]。瞬時液相擴散焊(TLP)是擴散焊的一種連接方法,是指利用中間層合金的直接熔化或中間層和母材之間的共晶反應(yīng)產(chǎn)生液相,通過等溫凝固形成組織均勻的接頭的連接工藝[5-8]。陳文華等[9]添加中間層金屬對1420鋁鋰合金進行擴散焊接,結(jié)果表明采用Cu做中間層可以獲得組織均勻的焊接接頭。牛濤等[10]在大氣環(huán)境下開展鎵作為中間層的1420鋁鋰合金擴散連接試驗。結(jié)果表明,溫度越高,壓力越大,時間越長,形成的界面組織越好,接頭力學(xué)性能越好,接頭剪切強度最高達到81.6 MPa。邵杰等[11]采用Cu做中間層進行1420鋁鋰合金TLP工藝研究,結(jié)果表明在合適的焊接參數(shù)條件下,TLP技術(shù)能有效連接1420鋁鋰合金,并且接頭焊合率超過90%。說明TLP技術(shù)能很好地應(yīng)用于鋁鋰合金的連接。TLP不僅充分結(jié)合釬焊與固相擴散的優(yōu)點,而且彌補了其不足,焊接過程中具有連接溫度低,得到的接頭殘余應(yīng)力小和組織致密等優(yōu)點[12-13],在鋁鋰合金連接領(lǐng)域具有重要的應(yīng)用潛力。

目前關(guān)于2195鋁鋰合金的TLP連接研究的有關(guān)文章很少,并且?guī)缀跷匆婈P(guān)于焊接溫度對2195鋁鋰合金TLP連接接頭性能影響的研究報道。因此,本研究采用純Cu箔作為中間層,利用TLP技術(shù)對2195鋁鋰合金進行連接,探究焊接溫度對TLP連接接頭界面組織與力學(xué)性能的影響。

2 材料與方法

選擇5 mm 厚的2195-T8鋁鋰合金軋制板為母材,其主要化學(xué)成分見表1。利用線切割機切取尺寸為10 mm×10 mm×5 mm 的試樣,選用純度＞99.99%的Cu箔(厚30 μm)作為中間層對鋁鋰合金進行TLP連接。將母材和中間層打磨拋光后,用清水和酒精清洗,最后在丙酮超聲浴中清洗5 min。

表1 2195鋁鋰合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù),wt%)Table 1 Chemical compositions of the 2195-T8 AI-Li alloys (mass fraction, wt%)

焊接前,將母材和中間層按照圖1所示順序進行安放。焊接設(shè)備為50～120 kHz的CX2030C 高頻感應(yīng)加熱儀,利用紅外測溫儀和溫度中控系統(tǒng)控制焊接溫度,并利用帶示數(shù)表的精密液壓機大氣環(huán)境下進行加壓。

圖1 2195鋁鋰合金TLP連接示意圖Fig.1 2195 Al-Li alloy TLP connection diagram

由于2195鋁鋰合金熔點較低,高溫下其強度容易下降,因此焊接溫度不宜過高。由Al-Cu二元相圖可知,在548.2 ℃時Al和Cu的會發(fā)生共晶反應(yīng),形成共晶液相[11],因此本研究利用Cu箔作為中間層,可在較低溫度下實現(xiàn)鋁鋰合金的TLP焊接[11],并且Cu加入到鋁鋰合金中能起到固溶強化作用。為了確保Al-Cu發(fā)生共晶反應(yīng),實驗焊接溫度分別設(shè)定為550、560、570和580 ℃。為了使母材與中間層之間能充分接觸,在焊接過程中需要施加適當壓力。由于鋁鋰合金在焊接時在高溫下容易發(fā)生軟化,結(jié)合文獻和多次實驗最終選擇壓強為4 MPa[9-12]。根據(jù)文獻調(diào)研和前期嘗試性實驗發(fā)現(xiàn),保溫時間過短會導(dǎo)致中間層元素未能完全擴散,接頭組織不均勻,并且在冷卻過程中殘留的液體會在接頭區(qū)域內(nèi)形成有害的微觀成分,降低粘結(jié)材料的性能[5];保溫時間過長,接頭處母材長期處于高溫環(huán)境下,會導(dǎo)致其強度下降和接頭組織晶粒長大,性能下降。因此,綜合焊接效率和焊接質(zhì)量,保溫時間設(shè)定為30 min。

試樣焊接完成后,將試樣打磨拋光,采用Keller試劑(2 mL HF + 3 mL HCl + 5 mL HNO3+90 mL H2O)進行腐蝕,采用XD30M 光學(xué)顯微鏡和EVO MA15掃描電鏡(SEM)對接頭顯微組織、微觀形貌和元素擴散情況進行觀察;采用X'Per PRO 型X射線衍射儀(XRD)對接頭處進行物相分析;采用HXD-2000TM/LCD 型數(shù)字式顯微硬度計進行接頭顯微硬度測試(試驗載荷和加載時間分別為300 g 和10 s);采用WDW-1000型萬能試驗機進行接頭剪切實驗。

3 結(jié)果與分析

3.1 顯微組織

實驗的焊接溫度高于Al-Cu 共晶反應(yīng)溫度(548.2 ℃),因此焊接時母材與中間層之間能發(fā)生共晶反應(yīng),形成共晶液相。Al-Cu的共晶液相能有效潤濕母材和中間層,并且能充分填充中間層與母材之間縫隙[14]。在保溫階段,中間層元素與母材元素之間相互擴散,最終使液相合金的成分發(fā)生等溫凝固和固相成分均勻化,形成組織均勻、致密的接頭。從圖2可以看出,當純度＞99.99%的Cu箔作鋁鋰合金TLP 焊接的中間層時,金相組織中未見明顯的中間層區(qū)域。說明中間層與母材之間相互均勻擴散,形成組織均勻的接頭;隨著溫度的升高,焊縫的孔洞和缺陷逐漸減少,接頭結(jié)合處組織更加均勻,但焊接處組織和晶粒變得粗大。2195鋁鋰合金是典型的沉淀強化型鋁合金,在高溫下接頭中元素Li等容易燒損,導(dǎo)致強化相減少,并且高溫下接頭處組織和晶粒會變得粗大,從而降低接頭性能[15-16]。

圖2 接頭的顯微組織 (a) 550 ℃; (b) 560 ℃; (c) 570 ℃; (d) 580 ℃Fig.2 Microstructure of joints (a) 550 ℃; (b) 560 ℃; (c) 570 ℃; (d) 580 ℃

3.2 接頭界面元素擴散和物相分析

從圖3(b)和圖4(b)中可以明顯看出母材與中間層之間均發(fā)生了元素擴散,說明實驗工藝達到了TLP焊接的初步要求[14]。圖3(b)顯示,焊接溫度較低時(550 ℃),焊縫區(qū)Al和Mg元素含量很少,遠遠低于焊縫兩側(cè)母材中的Al和Mg含量,而焊縫區(qū)Cu元素含量很多,遠遠高于母材中的Cu元素含量。圖4(b)顯示,焊接溫度較高時(570 ℃),焊縫區(qū)Al和Mg元素含量明顯增多,而焊縫區(qū)Cu含量減少了,與兩側(cè)母材中元素含量相比,Al、Mg、Cu元素分布都更均勻了。結(jié)合圖2可知,元素的均勻擴散有利于形成組織均,性能優(yōu)異的焊接接頭。表明母材與中間層間的相互元素擴散與溫度正相關(guān),即:溫度越高,原子的激活能越大,其擴散能力越強[17]。

圖3 550 ℃焊接溫度條件下的TLP連接接頭SEM 圖像(a)和EDS元素線掃描圖(b)Fig.3 SEM image (a) and EDS element line scan image (b) of TLP connection joint at 550 ℃

圖4 570 ℃焊接溫度條件下的TLP連接接頭SEM 圖像(a)和EDS元素線掃描圖(b)Fig.4 SEM image (a) and EDS element line scan image (b) of TLP connection joint at 570 ℃

圖3(b)顯示,母材中的主要合金元素Al含量很高,從母材區(qū)到焊縫區(qū)Al元素含量急劇下降。說明溫度較低時,母材中Al-Cu之間共晶反應(yīng)不充分,元素之間擴散程度較小。母材中Cu元素含量較少,而從母材區(qū)到焊縫區(qū)Cu元素含量突然急劇上增,焊縫區(qū)中心出現(xiàn)遠遠高于母材區(qū)的含量峰值。說明中間層有大量的純Cu未與Al發(fā)生共晶反應(yīng),也證明了溫度低時,中間層與母材之間元素擴散程度較小。

圖4(b)顯示,當溫度較高時(570 ℃),從母材區(qū)到焊縫區(qū)的Al元素含量只有微小降低,焊縫區(qū)Al含量與550 ℃試樣相比明顯增加。并且從母材區(qū)到焊縫Cu銅元素的分布更加均勻。特別是焊縫區(qū)Cu含量與550 ℃試樣相比明顯降低,并且?guī)缀鹾秃缚p區(qū)附近母材區(qū)含量一樣。說明大量的Cu與母材中的Al發(fā)生了充分的共晶反應(yīng),在元素濃度梯度下促進了母材與中間層間的相互元素擴散,最終形成組織均勻的優(yōu)質(zhì)接頭。

為了進一步探究焊接溫度對接頭處母材與中間層之間元素擴散的影響,對550和570 ℃的TLP連接接頭處進行EDS面掃描,結(jié)果如圖5所示。在EDS面掃描時,由于母材和中間層中都有Cu元素,并且Li元素太輕無法被EDS 準確檢測到[11],所以本實驗用2195鋁鋰合金的主要合金元素之一Mg元素的分布來研究元素擴散。從圖可見,原本中間層元素中不含Mg元素,焊接后中間層出現(xiàn)了Mg元素,說明母材與中間層發(fā)了元素擴散,并且隨著溫度的升高中間層處Mg元素增多,元素擴散越充分越均勻。

圖5 不同溫度條件下的EDS面掃描圖 (a)550 ℃;(b)570 ℃Fig.5 EDS surface scanning images under different temperature (a) 550 ℃; (b)570 ℃

從圖5(a)中還可以看出,當焊接溫度為550 ℃時,Mg元素在接頭處存在明顯的濃度梯度,表明Mg在接頭處分布不均,這與圖2(a)中接頭處存在明顯界面缺陷的結(jié)果相一致,導(dǎo)致接頭結(jié)合強度較差。當焊接溫度進一步提高到570 ℃時,如圖5(b)所示,接頭處Mg 元素濃度梯度消失,Mg 元素分布更加均勻。上述的結(jié)果可歸因于2195鋁鋰合金與Cu箔中間層之間的不同化學(xué)成份,導(dǎo)致合金元素在界面上擴散。

為了探究焊接溫度對接頭物相組成的影響,通過XRD對不同焊接溫度條件下焊縫區(qū)進行物相分析,結(jié)果見圖6。從圖可見,隨著焊接溫度的升高,焊接接頭的衍射峰強度只有輕微的變化,并且沒有出現(xiàn)新的峰。由此可見,用TLP 連接鋁鋰合金,用Cu箔作為中間層時,焊接溫度對焊接接頭區(qū)域的物相種類影響不大。

圖6 焊縫區(qū)的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of the weld zone

3.3 力學(xué)性能

由圖7可知,在不同焊接溫度條件下,由于焊接接頭區(qū)域的元素擴散程度不同,導(dǎo)致焊縫區(qū)域處的顯微硬度也各不相同。隨著焊接溫度升高,焊縫區(qū)的平均顯微硬度呈下降趨勢,并且當焊接溫度為580 ℃時,接頭焊縫區(qū)的顯微硬度變化波動較大。由圖2可知,這是因為隨著焊接溫度升高,會引起接頭晶粒粗大損害了力學(xué)性能,同時焊接溫度較高時,2195鋁鋰合金存在Li等元素燒損現(xiàn)象,導(dǎo)致強化相減少,焊縫區(qū)的顯微硬度變化波動較大。

圖7 接頭顯微硬度Fig.7 Micro hardness of joints

由圖8可知,在550 ℃到580 ℃溫度范圍內(nèi),隨焊接溫度升高,剪切強度呈先上升后下降的趨勢,其中當焊接溫度為570 ℃時,其抗剪切強度最大。因為擴散連接是一個熱激活過程,一定溫度以內(nèi),隨著焊接溫度上升,原子的激活能越大,其擴散系數(shù)越大,焊接接頭元素擴散越充分,界面焊合率更高,成型質(zhì)量更好,因此得到的焊接接頭剪切強度越高。但當溫度過高時,母材會出現(xiàn)強化相析出和過燒等的情況,使其組織受到破壞,導(dǎo)致其剪切強度下降。這與圖2中結(jié)果一致,由此可見焊接溫度對接頭剪切強度有重要影響,當焊接溫度為570 ℃時,接頭的剪切強度達到最高,為108.6 MPa。

圖8 接頭剪切強度Fig.8 Joint shear strength

綜合接頭的力學(xué)性能測試結(jié)果可知,當焊接溫度為570 ℃時,焊接質(zhì)量較佳。

4 結(jié) 論

1.TLP焊接溫度為570 ℃時,焊接質(zhì)量較佳。

2.隨TLP焊接溫度的升高,擴散更均勻,接頭結(jié)合處組織更均勻,但焊縫區(qū)域會出現(xiàn)晶粒粗大的現(xiàn)象,焊接溫度對焊接接頭區(qū)域的物相影響不大。

3.隨TLP焊接溫度的增加,顯微硬度下降,剪切強度先升后降,焊接溫度為570 ℃時,接頭剪切強度最大,為108.6 MPa。