2219－T87／T852鋁合金異質接頭力學性能弱化及斷裂機制

黃 誠 王非凡 鄢東洋 劉德博 胡正根

0 引言

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

貯箱作為典型薄壁壓力容器，是由箱底、叉形環和中間筒段的焊接組裝而成［1］。在我國新一代運載火箭貯箱研制中，為充分發揮材料的力學性能和結構效率，叉形環通常采用整體鍛環＋機加成形態2219－T852鋁合金（固溶處理＋冷鍛＋人工時效），而中間筒段則采用軋制板材＋機加成形態2219－T87鋁合金（固溶處理＋7%冷變形＋人工時效）［4］。 一方面，不同熱處理狀態2219鋁合金具有顯著不同的微觀組織與焊接性能，導致了焊接工藝選擇與失效評價面臨重要挑戰［4］，也嚴重影響了貯箱強度設計可靠性。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用最廣泛的焊接技術之一，國內外對2219鋁合金焊接已有較多報道，但是對不同熱處理態2219的焊接研究較少，焊接組織與性能演變規律尚不全面［3－6］。因此，開展不同熱處理狀態下2219鋁合金焊接研究，將為新一代貯箱材料與結構的一體化設計提供重要支撐。

本文以貯箱用T87和T852熱處理態2219高強鋁合金的異質VPTIG焊接為研究對象，分析接頭斷裂特性，研究接頭組織晶粒形態、晶界偏析特性、強化相分布特征，闡明接頭力學性能弱化及斷裂機制。

1 試驗

試驗選用不同熱處理態6 mm厚2219鋁合金進行對接，熱處理狀態分別為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。焊前采用機械方法去除氧化膜，并在丙酮清洗后1 h內實施焊接。

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。采用光學顯微鏡（OM）和掃描電鏡（SEM）對觀察微觀組織及斷口形貌，采用能譜（EDS）和透射電鏡（TEM）觀察接頭強化相。根據 GB／T 2651－2008制備拉伸試樣，并在INSTRON5569拉伸試驗機進行接頭拉伸性能測試。

2 結果與討論

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形工件直接截取，根據相關測試要求進行了100余組測試，為便于本研究分析，表1僅給出了2219鋁合金異質焊接接頭的5組隨機抽樣拉伸實驗結果，可以看出，接頭抗拉強度、屈服強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，異質接頭抗拉系數達到71%，但屈服強度和延伸率均下降明顯。從表中還可以看出，接頭的強度分散性較大，其可能的影響因素包括焊接不同位置熱循環差異及測試過程引入的誤差等，因此表中的平均值也不是實際工程中參考許用值。此外，接頭斷裂位置全部為靠近2219－T852側熔合區，即焊接熱影響區與熔化區之間過渡區，表明該區為接頭力學性能弱區。

表1 2219鋁合金異質接頭及母材－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接頭起裂點位于2219－T852側背部打底層焊趾，裂紋沿熔合線向上擴展，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，該區域表現出一定的塑性斷裂形式，盡管斷口韌窩及撕裂棱數量較少、韌窩尺寸較小且深度較淺。因此，接頭整體上表現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。可以看出，2219－T852母材為形狀不規則粗大晶粒組織，而2219－T87母材呈細小板條狀晶粒組織。焊縫區無明顯氣孔傾向，表明所選取的焊接工藝可獲得無缺陷接頭。根據接頭晶粒形態特征，可將接頭劃分為焊縫區、熔合區、熱影響區和母材區。

圖2（b）對應焊縫中心區域，原始母材中的軋制細形晶粒和鍛造變形晶粒完全消失，呈現均勻等軸晶。一方面，在VPTIG過程中，變極性脈沖電流對熔池產生了強烈的攪拌作用，加強了熔池材料的流動，有效促進熔池氣泡逸出，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，導致液相內部形核并產生新晶粒，新晶粒自由長大，最終形成了均勻等軸晶。

圖2（c）（d）為分別為接頭兩側熱影響區與焊縫過渡熔合區組織特征，分別對應圖2（a）中C和D位置。從圖2（c）中可以看出，2219－T87側熔合過渡區沒有出現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條狀晶粒也發生部分彎曲、長大，最終形成明顯的組織過渡熔合區。從圖2（d）中可以看出，在2219－T852鋁合金側熔合線過渡區組織晶粒更復雜，混合了細小等軸晶帶和受熱長大粗晶組織。這種組織狀態可歸因于兩點：（1）焊接產生的非均勻熱循環，導致了接頭晶粒的非均勻長大；（2）環軋后機加工態2219－T852鋁合金母材本身組織非均勻化，這也是我國在大型環件軋制加工技術面臨的重要挑戰之一。對比兩側熱影響區與焊縫過渡熔合區組織可以發現，2219－T852側組織過渡更不均勻，在拉伸載荷作用下，非均勻組織易導致拉伸變形不協調，因此在2219－T852側更容易形成高應力集中。此外，焊后接頭發生明顯了背向應力彎曲變形，見圖2（a），也直接造成試樣背面拉應力顯著高于正面，進一步促使焊縫打底層焊趾處發生起裂。

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 所示為接頭不同區晶界SEM照片和能譜分析結果。從圖3（a）可以看出，焊縫中心區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，發現焊縫以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，靠熔合線區析出大量的共晶相，最終沿晶界呈粘連網狀分布，共晶層的平均厚度達到1.2 μm。顯然，在焊接熱循環及填充焊絲傳質交互作用下，接頭微觀組織也發生了明顯變化，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，遠離焊縫中心的熱影響區，在溫度循環作用下，晶界處也發生明顯的晶界偏析，但共晶層厚度明顯小于熔合線區，其厚度約為0.6 μm，但由于遠離熔合區，母材晶界幾乎沒有變形，共晶層連續性較強。

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現象，它直接影響了晶界遷移、晶界滑動和晶界強化作用［7］。對于2219鋁合金而言，由于固溶＋時效處理態2219鋁合金主要強化相為Al2Cu，當晶界處出現大量富Cu共晶化合物時，實際是晶粒內部Cu元素向晶界附近偏析的結果，最終導致貧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相帶在很小的應力下發生屈服，共晶相發生脆斷，導致強度和塑性下降［3，7］。在本研究中，接頭熔合線區晶界共晶層厚度最大（圖3），在拉伸過程中，裂紋更易沿該區域晶界產生，形成力學性能弱區，進而導致接頭強度與塑性整體下降。

2.4 接頭強化相分布分析

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

圖4 接頭不同區域強化相分布Fig.4 Distribution of precipitates in different zones

圖4 （b）為靠近母材的熱影響區透射電鏡形貌，與母材相比，強化相發生了明顯粗化，但強化相數目和位錯密度都明顯降低，這表明在焊接熱作用下，強化相發生了部分固溶，而部分未溶解強化相則發生粗化。圖4（c）為靠近焊縫的熱影響區透射電鏡形貌，顯然由于焊接熱循環溫度峰值的進一步提高，強化相溶解程度更嚴重，母材位錯形態徹底消失。圖4（d）為接頭焊縫中心區透射電鏡形貌及明場衍射花樣，原始強化相已完全溶解，組織為完全過飽和固溶體。

2219鋁合金作為析出強化鋁合金，接頭各區域分別經歷了不同的焊接熱循環條件，必然引起強化相尺寸、數量和分布差異［7－9］。 大量研究均表明，強化相的溶解與粗化，均會造成材料的力學性能下降，如硬度、抗拉強度等下降［8，9］。 從本研究的 TEM分析可以看出，熔合區和焊縫中心材料強化相溶解程度最大，直接表明了接頭整體力學性能低于母材的微觀機制，而熔合區存在惡化粗大的強化相，這也是進一步導致斷裂發生在熔合區的重要因素。

3 結論

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

（2）異質接頭焊縫中心為均勻等軸晶，而熱影響區為受熱長大粗晶，因此二者過渡區為明顯非均勻混合晶粒區，同時受宏觀變形的影響，拉伸過程易產生變形不協調，造成接頭背面焊趾處形成嚴重應力集中區形成起裂源。

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

參考文獻

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