分享：2195-T8鋁鋰合金激光焊接接頭的組織與性能
倪 彪,孟 威,李鑄國
(上海交通大學(xué) 上海市激光制造與材料改性重點(diǎn)試驗(yàn)室,上海 ２００２４０)
摘要：采用高功率 CO２ 激光焊機(jī)焊接３．７mm 厚的２１９５ＧT８鋁鋰合金,研究了不同焊接工藝參數(shù)對(duì)焊縫成形質(zhì)量的影響,并對(duì)優(yōu)化焊接工藝條件下焊態(tài)和固溶時(shí)效態(tài)焊接接頭的顯微組織及力學(xué)性能進(jìn)行了比較.結(jié)果表明:焊態(tài)接頭焊縫區(qū)的硬度為８１．８１HV,比母材的下降了３２．３％,接頭的抗拉強(qiáng)度為２９６ MPa,比母材的下降了４９％;經(jīng)固溶時(shí)效處理后,焊縫的組織更加均勻,晶界及晶內(nèi)析出了許多彌散且均勻分布的 T１(Al２CuLi)強(qiáng)化相,焊縫硬度和接頭的抗拉強(qiáng)度比熱處理前的分別提高了２５．６％和１３．７％.
關(guān)鍵詞:激光焊接;鋁鋰合金;固溶時(shí)效;組織與性能
中圖分類號(hào):TG４５６．７ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１７)０５Ｇ００９５Ｇ０５
０ 引 言
隨著航空航天技術(shù)的不斷發(fā)展,飛行器的減重正日益成為飛行器設(shè)計(jì)專家考慮的重要問題.與傳統(tǒng)的飛行器結(jié)構(gòu)用材料———２XXX系及７XXX系高強(qiáng)鋁合金相比,新型鋁鋰合金不僅具有良好的塑性、耐低溫性能和焊接性等特點(diǎn)外,而且其密度更低,彈性模量更高.研究表明:每添加１％(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的鋰于鋁合金中,就能使合金的密度降低３％,彈性模量提高６％;如果用鋁鋰合金替代常規(guī)的高強(qiáng)度鋁合金,則能使構(gòu)件的質(zhì)量減?。保埃２０％,剛度提高１０％~２０％[１].此外,從生產(chǎn)和維護(hù)成本等方面考慮,鋁鋰合金亦優(yōu)于碳纖維復(fù)合材料[２].因此,鋁鋰合金已成為航空航天工業(yè)理想的結(jié)構(gòu)材料之一.激光焊接作為一種高能束焊接技術(shù),具有能量密度高、焊接熱輸入小、焊接速度快、自動(dòng)化程度高、焊接結(jié)構(gòu)變形小、可達(dá)性和柔性強(qiáng)等特點(diǎn),在高強(qiáng)鋁鋰合金的連接中有著十分廣闊的應(yīng)用前景.然而,由于鋁鋰合金存在熱膨脹系數(shù)大、熱導(dǎo)率高、室溫下對(duì)激光反射高、脆性溫度區(qū)間寬等特性,當(dāng)采用激光焊接鋁鋰合金過程中會(huì)出現(xiàn)焊接穩(wěn)定性差、焊縫氣孔和焊接熱裂紋等問題[３Ｇ４].
目前,國內(nèi)外對(duì)２１９５鋁鋰合金的化學(xué)成分、組織、性能、熱處理工藝[５Ｇ６]、焊接方法、接頭的組織性能等方面都進(jìn)行了大量的研究[７Ｇ１０],但焊接方法多為 TIG 焊(鎢極氬弧焊),關(guān)于激光焊接的報(bào)道還極為有限.鑒于此,作者采用 CO２ 激光焊機(jī)對(duì)２１９５鋁鋰合金進(jìn)行了激光焊接,研究了焊接工藝參數(shù)對(duì)焊縫成形質(zhì)量的影響以及焊態(tài)和固溶時(shí)效態(tài)激光焊接接頭的組織和力學(xué)性能.
１ 試樣制備與試驗(yàn)方法
１．１ 試樣制備
試驗(yàn)?zāi)覆臑椋玻保梗担荰８ 鋁鋰合金板材,其主要化學(xué)成分 為 １．２６％LiＧ３．８５％CuＧ０．４４％ Mg(質(zhì) 量 分數(shù)),板厚為３．７ mm,其抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為５８９MPa和９．２２ ％.在焊接試驗(yàn)前,對(duì)試樣表面進(jìn)行清理,即用丙酮擦拭去除表面的油污,用不銹鋼刷去除表面的氧化膜.焊接設(shè)備采用 CO２ 激光焊機(jī),最大輸出功率為１５kW,輸出光束波長為１０．６μm,保護(hù)氣裝置與工作臺(tái)面成３０°角,保護(hù)氣體為高純氦氣,側(cè)吹流量為３０L??min－１,背面保護(hù)氣流量為１５L??min－１,接頭形式為平板對(duì)接,對(duì)接焊的激光功率P 為６~１０kW,焊接速度v 為１．６~４．６m??min－１.
１．２ 試驗(yàn)方法
焊后截取焊縫橫截面金相試樣,用 Keller試劑(HF、HCl、HNO３、H２O 的體積比為２∶３∶５∶１９０)腐蝕后,在JSM７６００F型掃描電鏡(SEM)下觀察焊縫的顯微組織,用電鏡附帶的能譜儀(EDS)分析焊縫析出相的成分.采用 Buehler１６００Ｇ６４０６型硬度儀對(duì)接頭的硬度進(jìn)行測試,加載載荷為２N,保載時(shí)間為１５s;在ZwickZ１００/SN５A(chǔ) 型萬能拉伸材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸速度為１mm??min－１,拉伸試樣的厚度為２mm,寬度為４mm.用 UltimaIV 型X射線衍射儀(XRD)分析析出相的物相,采用掃描電鏡觀察拉伸斷口的形貌.
為進(jìn)一步提升焊接接頭的強(qiáng)度,對(duì)焊接接頭進(jìn)行固溶時(shí)效處理,其工藝為:５０５ ℃固溶４５min,水淬,１６０ ℃人工時(shí)效１２h.
２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論
２．１ 焊縫成形質(zhì)量
由表１可見:在三種工藝參數(shù)下試樣均剛剛焊 透,焊縫背部沒有明顯的下塌.從焊縫的正面和背 面形貌來看,隨著激光功率和焊接速度增加(熱輸入 基本不變),焊縫的波紋開始變得粗大且不均勻,焊 縫成形質(zhì)量變差,試樣３的焊縫中出現(xiàn)了裂紋.從 焊縫橫截面的宏觀形貌來看,試樣２和試樣３的焊 縫中出現(xiàn)了氣孔.
２．２ 逆變奧氏體含量和硬度
２．２．１ 時(shí)效溫度的影響
由圖２可以看出:時(shí)效溫度為５１０~５５０ ℃時(shí),試驗(yàn)鋼中逆變奧氏體的含量變化不大;時(shí)效溫度為５５０~６２０ ℃時(shí),逆變奧氏體含量隨時(shí)效溫度的升高迅速增加,并在時(shí)效溫度為６２０℃時(shí)達(dá)到最大,約為３５％(體積分?jǐn)?shù),下同);當(dāng)時(shí)效溫度超過６２０ ℃后,逆變奧氏體含量迅速降低,在時(shí)效溫度為７００ ℃時(shí)
在高激 光 功 率 下,焊 接 區(qū) 域 在 熔 池 結(jié) 晶 凝 固過程中受 到 的 內(nèi) 應(yīng) 力 較 大[３],所 以 焊 接 熱 裂 紋 數(shù)量呈現(xiàn)增加 的 趨 勢,同 時(shí) 激 光 和 材 料 的 相 互 作 用加強(qiáng),熔 池 和 匙 孔 的 波 動(dòng) 性 增 加,導(dǎo) 致 氣 孔 率 增大.在高焊 接 速 度 下,焊 縫 處 易 形 成 方 向 性 很 強(qiáng)的束狀晶組織,且焊縫的應(yīng)變速率增大[４],促使熱裂紋數(shù)量的增加;同時(shí)熔池凝固冷卻速率加快,熔池中氣體的 有 效 逸 出 時(shí) 間 縮 短,所 以 導(dǎo) 致 氣 孔 率增大.因此采用較低的激光功率和焊接速度更容易得到成形良好的焊縫.在試驗(yàn)中,為了獲得高質(zhì)量的焊接接頭,并進(jìn)一步降低熱裂紋的敏感性,在基于激光焊接工藝參數(shù)
正交試驗(yàn)設(shè)計(jì)的基礎(chǔ)上,采用焊前預(yù)熱,并使用導(dǎo)熱更慢的不銹鋼板夾具來進(jìn)行焊接.在P＝６kW,v＝２．２m??min－１的工藝參數(shù)條件下焊接能獲得成形良好的焊接接頭,在該焊接接頭焊縫的 X射線探傷底片上未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋等缺陷,如圖１所示,這說明焊縫內(nèi)部質(zhì)量良好.所以以下試驗(yàn)的焊接接頭均是在P＝６kW,v＝２．２m??min－１的工藝參數(shù)下制備的.
２．２ 焊接接頭的組織與力學(xué)性能
由圖２(a)可見,試驗(yàn)合金母材為軋制態(tài),晶粒沿軋制方向呈條狀分布,并彌散分布著許多尺寸較小的球狀和條狀第二相.由圖２(b)可見,焊縫熱影響區(qū)的第二相發(fā)生部分溶解,尺寸變小,熔合線區(qū)(FL)的組織為細(xì)小的等軸晶粒,細(xì)晶區(qū)的晶粒尺寸
為３~５μm,靠近細(xì)晶區(qū)處有方向性較為一致的柱狀晶.由圖２(c)可見,焊縫中心組織主要為等軸晶和粗大的樹枝晶,焊縫中的析出相很少,晶界處有大量α(Al)＋θ′(Al２Cu)共晶相的存在.由圖 ３ 可 知,母 材 中 的 主 要 強(qiáng) 化 相 為 T１ 相(Al２CuLi),焊縫中的析出相為 TB 相(Al７．５Cu４Li).
由圖４可見:焊接接頭的硬度以焊縫中心線為對(duì)稱軸分布,合金母材的硬度最高,其次為熱影響區(qū)的,焊縫的硬度最低.母材、熱影響區(qū)和焊縫的平均硬度分別為１２０．８,１０５．４,８１．８１HV.與母材相比,焊縫的硬度下降了３２．３ ％,說明焊縫區(qū)發(fā)生了較嚴(yán)重的軟化現(xiàn)象.這主要是因?yàn)榧す夂附拥睦鋮s速率過大,導(dǎo)致焊縫中的強(qiáng)化相來不及析出,強(qiáng)化相含量很少,如圖２(c)所示.另外,熱影響區(qū)受熱后組織發(fā)生固溶現(xiàn)象,導(dǎo)致部分強(qiáng)化相 T１(Al２CuLi)固溶到α(Al)基體中,形成過飽和固溶體,強(qiáng)化相含量下降,如圖２(b)所示.
拉伸試 驗(yàn) 結(jié) 果 表 明,焊 接 接 頭 的 抗 拉 強(qiáng) 度 為２９６MPa(與母材相比下降了４９％),伸長率為０．９３％.該激光焊接接頭的抗拉強(qiáng)度與２mm 厚２１９５鋁鋰合金板材 TIG焊接接頭的抗拉強(qiáng)度(３１０MPa)相近[７].
焊接接頭的拉伸斷口位于焊縫區(qū).由圖 ５ 可見,焊接接頭的拉伸斷口表現(xiàn)為沿晶斷裂,在斷口處有明顯的撕裂棱存在,這說明斷裂前的塑性變形量較小.拉伸時(shí),在外應(yīng)力作用下,晶界共晶組織周圍產(chǎn)生位錯(cuò)塞積并導(dǎo)致應(yīng)力集中,當(dāng)應(yīng)力超過晶界共晶組織的極限強(qiáng)度時(shí),晶界共晶組織處會(huì)產(chǎn)生微孔,微孔逐漸演變成微裂紋,之后隨著拉伸應(yīng)力的增大,微裂紋沿著晶界共晶組織擴(kuò)展,使焊接接頭呈現(xiàn)出沿晶脆性斷裂的特征.
２．３ 固溶時(shí)效處理后焊接接頭的組織與力學(xué)性能
由圖６(a)可見,固溶時(shí)效處理后,母材組織分布更加均勻,且沿軋制方向拉長的晶粒更為明顯,第二相出現(xiàn)聚集長大的現(xiàn)象.由圖６(b)可見,熔合線附近的晶粒已長大,晶粒內(nèi)部有大量的強(qiáng)化相析出.
由圖６(c)可見,焊縫組織由等軸樹枝晶變成等軸晶,枝晶組織基本消除,析 出 了 更 多 細(xì) 小 的 彌 散 強(qiáng)化相,組 織 更 加 均 勻. 對(duì) 焊 縫 中 的 析 出 相 進(jìn) 行EDS分析可知,析出相中的主要成分為鋁、銅和少量銀,如圖６(d)所示.微量銀作為合金元素,不參與形成化合物,其在{１１１}T 面上的層錯(cuò)中偏聚,同時(shí) AgＧMg團(tuán)簇 對(duì) 鋰 和 銅 原 子 擴(kuò) 散 起 到 了 促 進(jìn) 作用,這 些 都 為 T１ 相 形 核 提 供 了 結(jié) 構(gòu) 和 成 分 條件[１１].由圖７可見,固溶時(shí)效后的合金焊縫中的析出相為 T１(Al２CuLi)相.
由表２可見:固溶時(shí)效態(tài)焊接接頭焊縫區(qū)的硬度達(dá)到了１０３．００HV,比焊態(tài)焊接接頭焊縫區(qū)的提高了２５．６％;固 溶 時(shí) 效 態(tài) 焊 接 接 頭 的 抗 拉 強(qiáng) 度 為３４３．８６MPa,比焊態(tài)焊接接頭的提高了１３．７％;固溶時(shí)效態(tài)焊接接頭的伸長率下降嚴(yán)重,僅為０．０４２％,為焊態(tài)焊接接 頭 的 ４．５％.這 是 因 為 經(jīng) 過 固 溶 時(shí)效處 理 后,接 頭 焊 縫 中 析 出 大 量 細(xì) 小 的 強(qiáng) 化 相T１(Al２CuLi),根據(jù) T１ 相的形核理論[１２],其形核會(huì)優(yōu)先在晶界處形核以減少形核所需的界面能,同時(shí)。
晶界處富集銅元素的θ′(Al２Cu)相溶解,向 T１ 相轉(zhuǎn)變,大量析出的強(qiáng)化相 T１ 能有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),從而形成彌散強(qiáng)化.接頭伸長率的下降與熱處理過程中接頭焊縫晶粒的長大、晶界析出相等導(dǎo)致位錯(cuò)在晶界處塞積有關(guān).
３ 結(jié) 論
(１)在試驗(yàn)條件下,２１９５ＧT８ 鋁鋰合金激光焊接接頭獲得熔透且背部無明顯下塌焊縫的熱輸入Q約為１６０J??mm－１,在P＝６kW,v＝２．２m??min－１時(shí)試驗(yàn)合金可以獲得成形良好,內(nèi)部無氣孔、裂紋等缺陷的焊接接頭.
(２)焊態(tài)下焊縫熔合線區(qū)的組織為細(xì)小的等軸晶,焊縫中心為等軸晶和粗大的樹枝晶;焊縫區(qū)的組織軟化嚴(yán)重,為整個(gè)焊接接頭的薄弱區(qū);與母材相比,焊縫的硬度下降了３２．３％,焊接接頭的抗拉強(qiáng)度下降了約４９％,斷裂形貌為沿晶脆性斷裂.
(３)經(jīng)過固溶時(shí)效處理后,合金焊縫的組織更加均勻,晶粒長大,同時(shí)晶界及晶內(nèi)析出許多彌散且較均勻分布的 T１(Al２CuLi)相,焊縫的硬度明顯升高,比固溶時(shí)效處理前的提高了２５．６％,抗拉強(qiáng)度則提高了１３．７％.
（文章來源：材料與測試網(wǎng)-機(jī)械工程材料 > 2017年 > 5期 > pp.95）
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