楊康，唐瑜，汪鵬舉，林鵬，張志偉，李喬，喻寬，鄒金才

四川航天長征裝備有限公司，四川 成都 610100

0 引言

2219 鋁合金高強(qiáng)鋁合金不僅具有良好的耐蝕性、較高的比強(qiáng)度和比剛度等綜合性能，其在200～250 ℃溫度范圍內(nèi)還具備良好的焊接性和斷裂韌性，因此2219鋁合金逐漸取代LD10鋁合金成為新一代液體推進(jìn)劑貯箱的主體材料，在航空航天、國防科技領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用［1-3］。目前，國內(nèi)外2219鋁合金的焊接方法主要有鎢極氬弧焊、電子束焊、攪拌摩擦焊等。但是受結(jié)構(gòu)件體積和焊接條件的影響，焊縫以及角焊縫的連接多采用傳統(tǒng)TIG焊焊接工藝［4］。隨著對貯箱填充率和結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性要求的提高，新型推進(jìn)劑貯箱壁厚度達(dá)到15 mm，氬弧TIG焊因其熔深淺、焊接效率低的特性，難以適應(yīng)厚板2219鋁合金貯箱的焊接需要。氦弧TIG焊是將氦氣作為保護(hù)氣體的焊接工藝，其優(yōu)點為焊縫熔深深、熔敷效率高、焊接速度快以及氣孔缺陷較少。氦弧TIG焊的缺點為電弧穩(wěn)定性差、難起弧以及氦氣價格昂貴。但是，隨著國內(nèi)對氦氣資源的不斷開發(fā)，氦氣價格逐步下降，氦弧TIG焊在未來會得到更加廣泛的應(yīng)用［5］。

本研究對15 mm厚2219鋁合金板進(jìn)行堆焊焊接，分別采用氦弧和氬弧TIG焊打底，氦弧TIG焊采用直流電源，氬弧TIG焊采用交流電源。在焊縫背面熔寬相同的條件下，對比兩種焊接接頭的宏觀形貌、微觀組織及第二相組織的差異，并對比分析二者的拉伸性能、斷口形貌及硬度。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料與設(shè)備

試驗用2219鋁合金采用軋制成形，熱處理狀態(tài)為C10S態(tài)（固溶處理+10%冷變形+人工時效），尺寸300 mm×600 mm×15 mm，接頭形式為對接。材料微觀組織如圖1所示［6］，C10S態(tài)2219鋁合金主要組成相為α-Al固溶體、θ（CuAl2）相和T（CuMn2Al2）相［6］。試驗用2219鋁合金以及焊絲的主要成分如表1所示［6］。焊絲采用直徑4 mm的ER2325焊絲（DQJT1149-2007），保護(hù)氣選用純度為99.99%的氬氣與氦氣，氣體流量15 L/min。試樣母材力學(xué)性能如表2所示［6］。焊接采用Miller-700氬弧焊機(jī)，焊接平臺自制，可以實現(xiàn)焊接試片的水平安裝和固定。焊后取金相試樣，并采用DM2300M型號OEM光學(xué)顯微鏡觀察接頭的宏觀形貌和微觀組織。接頭拉伸性能測試（GB/T 2651）采用TCD-A300N-10KW拉伸試驗機(jī)，拉伸試樣尺寸根據(jù)相應(yīng)標(biāo)準(zhǔn)確定，抗拉強(qiáng)度為三個試樣的平均值，拉伸后采用SEM對斷口進(jìn)行觀察。

圖1 C10S態(tài)2219鋁合金母材組織Fig.1 The phase of C10S status 2219 aluminum alloy

表1 試驗用材料成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Composition analysis of experiment （wt.%）

表2 2219鋁合金力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 2219 aluminum alloy base material for experiment

1.2 試驗方法

本研究根據(jù)氬弧和氦弧TIG焊接特性，分別采用兩面三層和兩面四層焊接方法對15 mm厚2219鋁合金試樣進(jìn)行焊接。焊接方法及參數(shù)如表3所示，焊接坡口如圖2所示。1#試樣開Y形坡口，采用氬弧TIG焊打底、填充、蓋面、封底，兩面四層焊接；2#試樣開U形坡口，氦弧TIG焊打底，氬弧TIG焊蓋面、封底，兩面三層焊接。焊前對待焊區(qū)進(jìn)行打磨清理，焊絲進(jìn)行刮削處理。

圖2 坡口形式Fig.2 Groove form

表3 試樣焊接參數(shù)Table 3 Welding parameters of the specimens

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 接頭組織分析

1#、2#試樣接頭宏觀形貌如圖3所示。對比兩種接頭的宏觀組織，由于焊接方法不同，接頭1#焊縫區(qū)域明顯分為蓋面、填充、打底、封底四層，接頭2#焊縫區(qū)域可分為蓋面、打底、封底三層。1#、2#接頭蓋面層與封底層熔深基本相同（4～5 mm）；但由于坡口形式及焊接間隙不同，接頭1#蓋面層寬度達(dá)到28 mm，而接頭2#蓋面層寬度僅為19 mm左右。此外接頭2#打底層焊縫熔深比接頭1#打底層更大，即氦弧打底焊縫熔池深寬比更大。分析原因：①同樣的弧長下，氦弧TIG焊電弧陽極壓降更大，功率密度分布比氬弧TIG焊更為集中，即熔池的熱輸入更為集中，從而獲得更大的熔深；②相同電流條件下，氦弧TIG焊陽極區(qū)面積較小，電流密度分布更為集中，使得電磁力的攪拌作用更強(qiáng)，可以同時增大熔深減小熔池半徑。兩方面原因綜合作用使得氦弧TIG焊打底層深寬比比氬弧更大［7］。

圖3 接頭宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of the joints

接頭典型微觀形貌如圖4所示。TIG焊接頭縱向剖面區(qū)域主要分為焊縫區(qū)、熔合線區(qū)及熱影響區(qū)（母材區(qū)）。熱影響區(qū)域晶粒組織為板條狀，分布均勻，延軋制方向生長。焊縫區(qū)晶粒呈柱狀，尺寸較粗大且不均勻，并沿軋制方向生長。熔合線區(qū)域晶粒呈細(xì)小等軸狀，但熔合線兩側(cè)晶粒迅速長大，過渡不均勻。焊縫中心區(qū)晶粒呈細(xì)小枝狀晶，有方向性但排列呈無序狀態(tài)。

圖4 接頭典型微觀組織形貌Fig.4 Typical microstructure morphology of joints

為了進(jìn)一步對比接頭1#、2#微觀組織的差異，觀察兩種接頭每一層的焊縫及層間組織，其顯微組織分別如圖5、圖6所示。對比兩種接頭的微觀組織，接頭1#、2#焊縫區(qū)各層的微觀組織基本一致，均由等軸晶組成，而且蓋面層與封底層組織相對于打底層、填充層的等軸晶粒更為細(xì)小。TIG接頭的微觀組織特點與多層、多道焊接工藝密切相關(guān)，即后道焊縫的熱作用會影響前到焊縫的組織［8］。在焊接時，各層熔池首先凝固結(jié)晶的組織為α相，顏色為白褐色，隨著溫度升高α相逐漸長大，并且呈條狀或呈點狀黑褐色組織為亞共晶相和析出的θ相，晶粒長大和θ相的析出是焊縫力學(xué)性能下降的主要原因。

圖5 接頭焊縫微觀組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of the joint

圖6 接頭1#、2#試樣層間顯微組織形貌Fig.5 Interlayer microstructure morphology of joint 1# and joint 2#

縱向比較，圖5c為1#接頭打底層微觀組織，打底層組織經(jīng)歷了4次熱循環(huán)（本身1次和填充、蓋面、封底3次），其晶粒大小、黑色θ相數(shù)量與圖5b中填充層（3次熱循環(huán)）差別不大，但遠(yuǎn)多于蓋面層和打底層；圖5f中2#接頭打底層組織經(jīng)歷了3次熱循環(huán)，其α晶粒較蓋面和封底層（1次熱循環(huán)）晶粒有明顯的增大，且黑色θ相數(shù)量更多。

橫向比較1#、2#接頭各層組織，兩種接頭該面層、封底層均經(jīng)歷1次熱循環(huán)，且焊接電流及速度相同，因此組織均為細(xì)小的α等軸晶+少量的θ相。對比圖2c、2f，2#接頭打底層晶粒較1#接頭更大、黑色θ相數(shù)量更多，這是由于氦弧打底時熔深更深，單次熱輸入量較氬弧打底、蓋面層更大［9］，因此α晶粒較大并析出更多的θ相。

從圖6對比層間組織的微觀形貌，層間組織形態(tài)主要為胞狀樹枝晶，原因是焊縫成形時在熔合線處冷卻速度塊，從而導(dǎo)致胞狀樹枝晶在該位置形成。研究表明，后道焊縫對前道焊縫的影響表現(xiàn)為使前道焊縫的組織形態(tài)發(fā)生變化，在兩道焊縫交界處生成網(wǎng)狀共晶組織，易成為裂紋萌生和擴(kuò)展的位置，使接頭性能降低。

2.2 接頭力學(xué)性能

2.2.1 拉伸性能分析

接頭1#、2#拉伸性能結(jié)果如表4所示，焊縫斷裂位置均為熔合線處。拉伸結(jié)果表明，2219鋁合金母材的抗拉強(qiáng)度為370 MPa，延伸率為10%。1#接頭的抗拉強(qiáng)度為268.3 MPa，強(qiáng)度系數(shù)0.72；2#接頭抗拉強(qiáng)度為272 MPa，強(qiáng)度系數(shù)0.74，兩種接頭的抗拉強(qiáng)度基本一致。此外，1#接頭斷后伸長率為4.3%，2#接頭的延伸率為3%。

表4 1#、2#接頭拉伸性能Table 4 Tensile properties of joint 1# and joint 2#

采用掃描電子顯微鏡對1#、2#接頭斷口形貌進(jìn)行觀察，結(jié)果如圖7所示。1#、2#接頭的斷口形貌均由撕裂嶺和韌窩組成，且韌窩形狀較深且數(shù)量更多，表明兩種接頭在拉伸時均發(fā)生韌性斷裂，在斷裂前經(jīng)歷了大量的塑性變形。對比圖7發(fā)現(xiàn)，1#接頭斷口處韌窩數(shù)量更多且形狀較為規(guī)整，2#接頭斷口處韌窩較淺且數(shù)量少，表明1#接頭韌性較2#接頭更好，宏觀上表現(xiàn)為1#試樣的斷后伸長率要高于2#試樣。

圖7 接頭斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of the joints

2.2.2 接頭硬度

硬度用來表征金屬材料抵抗局部塑性變形能力，主要評價金屬材料的軟硬程度［10］。以焊縫中心線為0點，沿接頭垂直方向別在打底、填充、蓋面、封底層測量四組（2#接頭為3組）硬度值，測量位置及硬度曲線如圖8所示。結(jié)果顯示兩種工藝方法的硬度值曲線走向趨勢相同，均是在焊縫中心最低，到熔合線后迅速升高，在淬火粗晶區(qū)達(dá)到一個高值后，進(jìn)入過時效軟化區(qū)（熱影響區(qū)）再下降，最后升高到母材區(qū)。此外還發(fā)現(xiàn)，蓋面層硬度偏小，封底層硬度偏大，這是因為該層組織為更加細(xì)小的等軸晶，容易在應(yīng)力下發(fā)生晶界偏移，宏觀表現(xiàn)為韌性較好、硬度較低。

圖8 接頭硬度分布曲線Fig.8 Hardness distribution curve of the joints

對比1#、2#接頭各層硬度發(fā)現(xiàn)，2#接頭焊縫區(qū)硬度略高于1#接頭，且其各層硬度較為均勻，1#接頭各層硬度突變更為明顯。這是由于下一層焊縫的熱作用不僅會促進(jìn)上層焊縫中的α晶粒長大，以及θ相析出，同時使熱影響區(qū)板條狀晶粒長大（過時實效）。焊縫組織中α晶粒長大和θ相得析出均不利于晶界的偏移，導(dǎo)致焊縫區(qū)域硬度增加；二熱影響區(qū)過時實效會使其硬度下降，最終導(dǎo)致1#接頭各層硬度分布更為復(fù)雜。由圖5可以看出，2#接頭焊縫區(qū)各層組織中的等軸晶更大、黑色θ相更多，因此其硬度高于1#接頭。

3 結(jié)論

（1）兩面四層氬弧TIG焊接工藝，其焊接速度慢，其熱影響區(qū)中部分區(qū)域最多經(jīng)歷四次熱循環(huán)，導(dǎo)致其硬度分布跨度較大、熱影響區(qū)范圍更寬，抗拉強(qiáng)度達(dá)268.3 MPa，強(qiáng)度系數(shù)0.72，延伸率4.3%。

（2）氦弧打底的兩面三層焊接工藝，其焊接速度快、熱影響區(qū)更窄，焊縫經(jīng)歷熱循環(huán)次數(shù)少，因此其硬度分布較兩面四層焊更均勻，但由于打底層單次熱輸入量較大，等軸α晶粒長大與θ相數(shù)量增多，導(dǎo)致接頭硬度、強(qiáng)度增加的同時，延伸率降低，抗拉強(qiáng)度達(dá)到272 MPa，強(qiáng)度系數(shù)0.74，延伸率3.0%。

（3）氦弧打底可以極大提高焊接效率，減少焊縫中氣孔的數(shù)量，但是仍需從控制單層熱輸入量改善焊接工藝，從而提高焊縫延伸率。