焊接溫度對鋁鋰合金瞬間液相擴(kuò)散焊(TLP)連接接頭性能的影響

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(qiáng)度高、韌性好和耐損傷等優(yōu)點(diǎn)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(shí)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(shí)液相擴(kuò)散焊(TLP)是擴(kuò)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(jìn)行擴(kuò)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(kuò)散連接試驗(yàn)。結(jié)果表明,溫度越高,壓力越大,時(shí)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(qiáng)度最高達(dá)到81.6 MPa。邵杰等[11]采用Cu做中間層進(jìn)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(kuò)散的優(yōu)點(diǎn),而且彌補(bǔ)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(diǎn)[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(bào)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(jìn)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(jī)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(jìn)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?jǐn)?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(jìn)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(jī)大氣環(huán)境下進(jìn)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(diǎn)較低,高溫下其強(qiáng)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(shí)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(shí)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(qiáng)化作用。為了確保Al-Cu發(fā)生共晶反應(yīng),實(shí)驗(yàn)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(dāng)壓力。由于鋁鋰合金在焊接時(shí)在高溫下容易發(fā)生軟化,結(jié)合文獻(xiàn)和多次實(shí)驗(yàn)最終選擇壓強(qiáng)為4 MPa[9-12]。根據(jù)文獻(xiàn)調(diào)研和前期嘗試性實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn),保溫時(shí)間過短會導(dǎo)致中間層元素未能完全擴(kuò)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(shí)間過長,接頭處母材長期處于高溫環(huán)境下,會導(dǎo)致其強(qiáng)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(shí)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(jìn)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?cái)U(kuò)散情況進(jìn)行觀察;采用X'Per PRO 型X射線衍射儀(XRD)對接頭處進(jìn)行物相分析;采用HXD-2000TM/LCD 型數(shù)字式顯微硬度計(jì)進(jìn)行接頭顯微硬度測試(試驗(yàn)載荷和加載時(shí)間分別為300 g 和10 s);采用WDW-1000型萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接頭剪切實(shí)驗(yàn)。

3 結(jié)果與分析

3.1 顯微組織

實(shí)驗(yàn)的焊接溫度高于Al-Cu 共晶反應(yīng)溫度(548.2 ℃),因此焊接時(shí)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(kuò)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(dāng)純度＞99.99%的Cu箔作鋁鋰合金TLP 焊接的中間層時(shí),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(kuò)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(qiáng)化型鋁合金,在高溫下接頭中元素Li等容易燒損,導(dǎo)致強(qiáng)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?cái)U(kuò)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?cái)U(kuò)散,說明實(shí)驗(yàn)工藝達(dá)到了TLP焊接的初步要求[14]。圖3(b)顯示,焊接溫度較低時(shí)(550 ℃),焊縫區(qū)Al和Mg元素含量很少,遠(yuǎn)遠(yuǎn)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(yuǎn)遠(yuǎn)高于母材中的Cu元素含量。圖4(b)顯示,焊接溫度較高時(shí)(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(kuò)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?cái)U(kuò)散與溫度正相關(guān),即:溫度越高,原子的激活能越大,其擴(kuò)散能力越強(qiáng)[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(shí),母材中Al-Cu之間共晶反應(yīng)不充分,元素之間擴(kuò)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(yuǎn)遠(yuǎn)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(shí),中間層與母材之間元素?cái)U(kuò)散程度較小。

圖4(b)顯示,當(dāng)溫度較高時(shí)(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(jìn)了母材與中間層間的相互元素?cái)U(kuò)散,最終形成組織均勻的優(yōu)質(zhì)接頭。

為了進(jìn)一步探究焊接溫度對接頭處母材與中間層之間元素?cái)U(kuò)散的影響,對550和570 ℃的TLP連接接頭處進(jìn)行EDS面掃描,結(jié)果如圖5所示。在EDS面掃描時(shí),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(zhǔn)確檢測到[11],所以本實(shí)驗(yàn)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?cái)U(kuò)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?cái)U(kuò)散,并且隨著溫度的升高中間層處Mg元素增多,元素?cái)U(kuò)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(dāng)焊接溫度為550 ℃時(shí),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(qiáng)度較差。當(dāng)焊接溫度進(jìn)一步提高到570 ℃時(shí),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(kuò)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(jìn)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(qiáng)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(shí),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?cái)U(kuò)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(dāng)焊接溫度為580 ℃時(shí),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?yàn)殡S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(shí)焊接溫度較高時(shí),2195鋁鋰合金存在Li等元素?zé)龘p現(xiàn)象,導(dǎo)致強(qiáng)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(qiáng)度呈先上升后下降的趨勢,其中當(dāng)焊接溫度為570 ℃時(shí),其抗剪切強(qiáng)度最大。因?yàn)閿U(kuò)散連接是一個(gè)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(kuò)散系數(shù)越大,焊接接頭元素?cái)U(kuò)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(qiáng)度越高。但當(dāng)溫度過高時(shí),母材會出現(xiàn)強(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度有重要影響,當(dāng)焊接溫度為570 ℃時(shí),接頭的剪切強(qiáng)度達(dá)到最高,為108.6 MPa。

圖8 接頭剪切強(qiáng)度Fig.8 Joint shear strength

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

4 結(jié) 論

1.TLP焊接溫度為570 ℃時(shí),焊接質(zhì)量較佳。

2.隨TLP焊接溫度的升高,擴(kuò)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(qiáng)度先升后降,焊接溫度為570 ℃時(shí),接頭剪切強(qiáng)度最大,為108.6 MPa。