高強鋁合金是航空航天工業(yè)中應用最多的結(jié)構(gòu)材料，以2219(Al-Cu-Mn系)為代表的鋁合金具有優(yōu)異的力學性能、抗應力腐蝕能力及低溫韌性[1~3] 隨著航空航天事業(yè)的發(fā)展，使航天器減重是一項重要課題[4,5] 鋰(Li)是最輕的金屬元素，加入1%的Li可使鋁合金的密度降低3%，剛度提高6% 用鋁鋰合金替代傳統(tǒng)的鋁銅合金，可使結(jié)構(gòu)減重10%~15%，剛度提高15%~20%[6,7] 較晚問世的第三代鋁鋰合金2195(Al-Cu-Li)，具有密度低、比強度高、耐腐蝕性能良好及較好的塑性變形能力等優(yōu)點，可用于航空航天領域[8,9] 但是2195鋁合金的成本高、加工難度大和成品率低，將其與2219鋁合金聯(lián)合使用可實現(xiàn)航天器的減重并節(jié)約成本[9,10]

目前對鋁鋰合金焊接工藝和性能的研究，主要集中在攪拌摩擦焊工藝對其組織和性能的影響[9,11~13] 張華等[14]研究了不同攪拌摩擦焊工藝對2195鋁鋰合金的可焊性的影響 研究表明，隨著旋轉(zhuǎn)頻率和焊接速度的提高焊接接頭的抗拉強度先增后減 陳永來等[10]研究了攪拌摩擦焊中攪拌頭前進速度與旋轉(zhuǎn)速度對接頭孔洞缺陷的影響 結(jié)果表明，當圓柱形攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度與前進速度比值不當時，在接頭前進側(cè)下部容易產(chǎn)生貫穿整個接頭的隧道型缺陷 Chu等[15]研究發(fā)現(xiàn)，較長的停留時間對于熱傳導、材料流動和攪拌區(qū)膨脹至關重要，有利于形成良好的焊縫 而鎢極氬弧焊(TIG)和變極性等離子弧焊(VPPA)作為工程中較為常見的兩種焊接方法，具有經(jīng)濟性、靈活性及易操作性等特點 目前，關于這兩種焊接方法對鋁鋰合金焊接組織及性能影響的研究較少[16] 此外，采用TIG和VPPA方法焊接鋁鋰合金時容易出現(xiàn)接頭強度系數(shù)低、氣孔等問題[17,18] 鑒于此，本文對2195-2219鋁鋰合金分別進行鎢極氬弧焊(TIG)與變極性等離子弧焊(VPPA)，研究不同工藝的焊接接頭的顯微組織和力學性能

1 實驗方法

實驗用2219和2195鋁合金板的厚度為6 mm，焊前均經(jīng)過T8即固溶+冷變形+時效處理，處理后合金的抗拉強度和延伸率分別達到了456 MPa、10.5%與580 MPa、6% 選用2235鋁合金焊絲做填充材料 母材和填充材料的化學成分，列于表1

Table 1

表1

表1母材和焊絲的成分

Table 1Composition of base metal and welding wire (mass fraction, %)

Element	Cu	Si	Mn	Fe	Zr	V	Ti	Mg	Li	Ag	Al
2195	3.84	-	-	0.04	0.10	-	-	0.48	0.91	0.39	Bal.
2219	6.48	0.49	0.32	0.23	0.2	0.08	0.06	-	-	-	Bal.
2325	3.6~4.2	0.06	0.5~0.7	0.06	-	-	-	1.0~1.5	-	-	Bal.

焊前用打磨機將鋁合金母材的坡口及兩側(cè)25 mm的表面打磨去除氧化皮，并用酒精清理待焊區(qū)域 坡口的形狀為V型，保護氣氛為氬氣 用三種不同焊接方法成形的2219-2195異種鋁合金，分別編號1#、2#、3#，焊接方式和工藝參數(shù)列于表2

Table 2

表2

表2焊接方式和工藝參數(shù)

Table 2Welding method and process parameters

Sample No.	Welding method	Process parameters
1#	TIG welding with two layers on the front and one layer back sealing	Welding current 180~220 A, arc length 4 mm, welding speed 200 mm·min-1
2#	VPPA welding on the front with back sealing by TIG welding	Positive current 207 A, negative current 243 A, welding speed 200 mm·min-1, argon flow 25 L·min-1, back sealing weld current 180 A
3#	VPPA welding without argon protection and sealing on the back	Positive current 207 A, negative current 243 A, welding speed 200 mm·min-1

將用不同焊接方法焊后的樣品用砂紙逐級打磨并拋光，用Keller試劑(2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF+95 mL H2O)進行5~8 s的刻蝕處理，使用蔡司Axio Scope.A1光學顯微鏡觀察金相組織，使用配有能譜儀的FEI QUANTA 450掃描電鏡分析顯微組織

用UJM4203S電子萬能試驗機進行拉伸試驗，根據(jù)GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗方法》標準制備拉伸樣品，拉伸速率為2 mm/min，每種狀態(tài)樣品測試5次取其結(jié)果的平均值 使用LECO-AMH43顯微硬度計測試焊接接頭的硬度，相鄰兩點的測試間隔為0.5 mm，加載時間為10 s，載荷為9.8 N

2 結(jié)果和討論2.1 焊接接頭的金相組織

2195與2219鋁合金三種不同焊接方法的金相組織，如圖1~3所示 可以看出，三種不同焊接方法樣品的焊縫中心及邊緣區(qū)域均沒有出現(xiàn)裂紋 從母材到焊縫中部依次分為母材、熱影響區(qū)、焊縫區(qū)，不同焊接方法各區(qū)域的寬度有所不同 于采用TIG工藝的1#樣品相比，采用VPPA工藝的2#、3#樣品中心焊縫區(qū)域的寬度較小，與在VPPA焊接過程中較高的能量集中和焊接速度以及較小的熱輸入有關[19]



圖11#樣品不同區(qū)域的金相照片

Fig.1Metallographic of 1# sample at different locations (a) overall morphology of the welded joint; (b) 2195 base metal; (c) connection between 2195 side and weld zone; (d) weld center zone; (e) connection between 2219 side and weld zone; (f) connection zone between reverse side and weld



圖22#樣品不同區(qū)域位置的金相照片

Fig.2Metallographic of 2# sample at different locations(a) overall morphology of the welded joint; (b) 2195 base metal; (c) connection between 2195 side and weld zone; (d) weld center zone; (e) connection between 2219 side and weld zone; (f) connection zone between reverse side and weld



圖33#樣品不同區(qū)域位置的金相照片

Fig.3Metallographic of 3# sample at different locations (a) overall morphology of the welded joint; (b) connection between 2195 side and weld zone; (c) weld center zone; (d) connection between 2219 side and weld zone; (e) 2219 base metal

圖1b~f給出了TIG焊接接頭各區(qū)域組織放大圖 可以看出，在靠近2195鋁合金側(cè)的熔合線部分出現(xiàn)一個寬度約為70 μm的等軸細晶區(qū)，如圖1c所示 已有研究表明，細晶層有利于降低鋁鋰合金的焊縫熱裂紋敏感性，提高焊接性能[20] 生成細晶層的主要原因為：一方面，Li元素的加入降低了焊接過程中鋁液的表面張力，提高了異質(zhì)形核率和形核速率[9,14,20]；另一方面，隨著液相中溫度梯度(G)與結(jié)晶速度(R)比值的減小，焊縫凝固組織動態(tài)將按照胞狀晶—柱狀枝晶—等軸枝晶的順序變化[10] 從焊縫邊緣到焊縫中心，熔池的溫度梯度G逐漸減小，結(jié)晶速度(R)逐漸提高，因此熔池邊緣G/R較大，出現(xiàn)在熔池邊緣的高熔點金屬化合物質(zhì)導致了等軸細晶區(qū)的生成

在等軸細晶區(qū)與焊縫中心區(qū)域出現(xiàn)一個晶粒取向性較強的柱狀晶區(qū)，如圖1c所示 等軸細晶區(qū)生成后，柱狀晶開始在等軸細晶區(qū)的表面生成并以幾乎垂直于熔合線的角度向焊縫中心生長，發(fā)生了等軸細晶區(qū)到柱狀晶區(qū)的轉(zhuǎn)變 伴隨著柱狀晶的生長大量溶質(zhì)元素集中在固液相的前沿，提高了成分過冷度且冷卻速度逐漸降低，因此焊縫中心區(qū)域的組織再次轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆虻牡容S枝晶(圖1d) 該處的晶粒細化明顯，尺寸較為一致且沒有明顯的方向性 其主要原因是，在焊接過程中熔池金屬呈無序流動，各方向的散熱條件差異不大而產(chǎn)生自由生長的結(jié)晶方式[21,22] 從圖1f可見，在反面封底與焊縫連接位置出現(xiàn)了明顯的分界，上方晶粒細小，下方晶粒粗大 其原因是，在反面封底過程中上方凝固更快而使生成的晶粒更細小[14]

圖2給出了用VPPA工藝的焊接接頭各區(qū)域組織的放大圖 可以看出，組織的變化情況與TIG工藝的組織變化基本相同 TIG 1#樣品的焊縫中心區(qū)域的晶粒尺寸大于VPPA 2#樣品，因為用TIG雙層焊接1#樣品時第二次焊接對中心焊縫區(qū)域產(chǎn)生了熱處理效果 同時，與TIG焊接接頭相比，用VPPA法焊接的柱狀枝晶更明顯，如圖2c所示 其主要原因是，在VPPA焊接過程中熱量更集中，使熔池的溫度梯度G更高，更有利于柱狀晶的生成[21]

與2#樣品相比，也采用VPPA工藝的3#樣品在焊接過程中沒有保護氣體也未封底，雖然其組織與2#樣品沒有明顯的差異，但是在靠近2195母材側(cè)熔合區(qū)及焊縫中心區(qū)域附近出現(xiàn)了尺寸為50 ~ 90 μm的氣孔(圖3b、c) 在鋁合金的焊接過程中出現(xiàn)的氣孔可分為兩類：一類為冶金氣孔，即氫氣孔，呈球形，內(nèi)壁光滑，尺寸小于200 μm；另一類為工藝性氣孔，即小孔型氣孔，形狀不規(guī)則，尺寸較大[22,23] 因此，在3#(VPPA不封底)樣品2195側(cè)熔合區(qū)附近的氣孔類型為氫氣孔 產(chǎn)生這類氣孔的主要原因有：一方面，在3#樣品的焊接過程中沒有氣氛保護且2195鋁鋰合金中的Li元素的化學活潑性很強，在合金表面易生成LiOH、LiCO3和LiO2等含鋰化合物 這些含鋰化合物極易吸收周圍環(huán)境中的水分，這些水分在高溫作用下分解產(chǎn)生的氫氣進入到熔池中；另一方面，氫在液態(tài)鋁中的溶解度為0.7 mL/100 g，而在固態(tài)鋁中只有0.036 mL/100 g，因此在開始焊接時熔池中的液態(tài)溶解了大量的氫 鋁合金的導熱系數(shù)較大使熔池的結(jié)晶冷卻極快，隨著氫溶解度的突變過飽和的氫來不及從焊縫中逸出而熔池已經(jīng)凝固產(chǎn)生了氣孔缺陷[10,17,22,24] 氣孔使接頭組織的致密度下降并引起應力集中，進而使焊接接頭的力學性能降低

2.2 焊接接頭的成分分布

為了分析焊接方法對焊接接頭組織的不同影響，對三種樣品焊縫靠近熔合線的區(qū)域和靠近焊縫中心的區(qū)域進行了SEM-EDS觀察

結(jié)果表明，三種焊接方法形成的焊縫，在靠近熔合線的區(qū)域其成分分布類似，典型分布情況如圖4所示，可見在該區(qū)域出現(xiàn)了鏈條狀富含Cu元素的析出相 其主要原因是，在焊接凝固過程中分配系數(shù)小于1的Cu元素向枝晶間擴散，且Li元素加劇Cu的偏析，其結(jié)果是Cu易向晶界偏析而使枝晶區(qū)域的Cu較多和晶粒內(nèi)部的Cu減少[25] 圖5給出了不同樣品2195側(cè)熔合線附近的表面形貌，對應的SEM-EDS結(jié)果列于表3 將不同樣品枝晶區(qū)域的Al與Cu相關質(zhì)量百分比轉(zhuǎn)變?yōu)樵影俜直?，即點2、點4、點6的Al/Cu原子百分比分別為3.2、3.7、3.8 2195合金中沒有Al3Cu相或者Al4Cu相，其主要的強化相是θ'(Al2Cu)相與T1(Al2CuLi)相[10,14,23] 而EDS結(jié)果表明，枝晶區(qū)域的Al含量較高，因為枝晶區(qū)域的析出相尺寸較小，EDS在點掃描過程中電子束部分打在了基體上 因此，熔合線附近區(qū)域的析出相可能是θ'(Al2Cu)相或T1(Al2CuLi)相 此外，焊接產(chǎn)生的高溫使Li揮發(fā)即T1相逐漸消失，同時亞穩(wěn)態(tài)的θ'相會轉(zhuǎn)變成θ相 由此推測，樣品中的白色析出相是θ相



圖41#樣品2195側(cè)熔合線附近的組織

Fig.4Microstructure near the fusion line of 1# sample 2195 side (a) and EDS results of Al, Cu, Mg, Li and C (b~f)



圖5不同樣品熔合線區(qū)域的組織

Fig.5Microstructure near fusion line of different samples (a) 1# sample; (b) 2# sample; (c) 3# sample; (a2) (b2) and (c2) enlarged views of the corresponding areas of (a1) (a1) and (c1)

Table 3

表3

表3圖5區(qū)域中不同位置點的成分

Table 3Composition at different locations in Fig.5 (mass fraction, %)

Element	Al	Cu	Mg	C	O	Ag	Zr
Point 1	88.2	3.8	0.4	6.0	1.3	0.4	0.0
Point 2	47.8	34.2	0.5	13.5	3.7	0.3	0.1
Point 3	88.4	4.4	0.4	6.1	0.5	0.2	0.0
Point 4	52.5	31.0	0.4	11.4	4.1	0.6	0.0
Point 5	86.2	3.1	0.3	9.0	1.3	0.0	0.0
Point 6	51.4	31.9	0.4	12.7	3.2	0.5	0.0

點1、點3、點5的能譜結(jié)果表明，不同焊接方法的接頭枝晶間的Cu含量均高于3% 根據(jù)Al-Cu二元合金相圖，Cu在A1中的室溫固溶度僅為0.05%[26]，即枝晶間區(qū)域的Cu含量明顯高于室溫下Cu在A1中的溶解度 其原因是，在焊接過程中熔池的快冷和凝固擴大了合金元素的固溶度極限，在焊態(tài)下生成了過飽和狀態(tài)的α-Al固溶體

圖6給出了不同樣品焊縫中心區(qū)域的表面形貌照片，可見都含有球狀的顆粒物與鏈條狀的析出物，其成分列于表4 可以看出，在不同焊接方法焊縫區(qū)域生成的物相種類相似 對EDS數(shù)據(jù)進行原子百分比變換，發(fā)現(xiàn)球狀顆粒物(點2、點8)的Al/Cu原子百分比分別為2.08、1.85，Al/Cu原子比接近于2，為Al2Cu相 晶界區(qū)域鏈條狀(點3、點6)相的Al/Cu原子百分比分別為1.23、1.48，推測其為α-Al與θ相組成的共晶組織



圖6不同樣品焊縫區(qū)域的組織

Fig.6Microstructure of weld zone of different samples (a) 1# sample; (b) 2# sample; (c) 3# sample; (a2) (b2) and (c2) are enlarged views of the corresponding areas of (a1) (a1) and (c1)

Table 4

表4

表4圖6區(qū)域中不同位置點的成分

Table 4Composition at different locations in Fig.6 (mass fraction, %)

Element	Al	Cu	Mg	C	O	Ag	Zr
Point 1	90.2	2.1	0.1	6.6	0.8	0.1	0.1
Point 2	41.4	46.8	0.3	7.4	4.2	0.0	0.0
Point 3	25.1	47.9	0.1	15.1	9.9	0.2	0.2
Point 4	89.8	2.8	0.0	6.2	0.7	0.2	0.2
Point 5	63.0	21.4	0.2	12.0	3.1	0.2	0.2
Point 6	32.3	52.0	0.2	6.7	6.4	1.6	0.2
Point 7	87.5	1.7	0.0	9.7	0.9	0.0	0.3
Point 8	35.3	45.5	0.3	13.9	4.8	0.0	0.3
Point 9	44.6	37.8	0.2	12.5	4.6	0.1	0.2

2.3 接頭的力學性能

圖7給出了用三種不同方法焊接樣品的拉伸性能，并對比了用攪拌摩擦焊方法(FSW)焊接的2219-2195異種鋁合金焊接的接頭性能[9] 可以看出，與FSW方法相比[9]，本文用TIG與VPPA方法焊接的接頭，其塑性具有明顯的優(yōu)勢 用TIG方法焊接的接頭其抗拉強度最大，為352±9 MPa 其原因是，TIG樣品焊縫區(qū)域較寬，焊縫區(qū)域中細小等軸細晶區(qū)占比大，使其抗拉強度更高；而VPPA焊縫區(qū)域中粗大柱狀晶占比較高，使其強度較低 與VPPA焊接的2#與3#樣品對比，發(fā)現(xiàn)抗拉強度與塑性均相差不大，表明封底處理不影響其強度和塑性 圖8給出了對三種樣品拉伸斷口位置的觀察，可見斷裂均發(fā)生在靠近2219側(cè)的焊縫內(nèi)部柱狀晶區(qū)域 其原因是，該區(qū)域的析出相晶粒粗大，在拉伸過程中易使裂紋在該處萌生



圖7不同焊接方法的樣品的力學性能

Fig.7Mechanical properties of samples welded by different methods



圖8不同焊接方法的焊接接頭拉伸后的宏觀形貌

Fig.8Morphology of welded joints welded by different methods after tensile test (a) 1# sample; (b) 2# sample; (c) 3# sample

圖9給出了接頭的顯微硬度，圖中0刻度為焊縫中心線，左側(cè)為2195，右側(cè)為2219 可以看出，2195的硬度值高于2219，焊縫區(qū)域的硬度與2219側(cè)母材接近 不同焊接方式的焊接接頭其硬度分布具有相同的規(guī)律性，都先降低后輕微提高隨后保持不變 與1#、2#樣品相比，3#樣品焊縫2195側(cè)熱影響區(qū)的硬度明顯降低 從圖2c和圖3b熱影響區(qū)域組織可見，沒有氣氛保護的VPPA3#樣品熱影響區(qū)的晶粒更粗大 這導致局部軟化，使局部區(qū)域的硬度較低



圖9焊接方法不同的樣品的微觀硬度分布

Fig.9Microhardness distribution of samples welded by different methods

3 結(jié)論

(1) 用TIG與VPPA工藝焊接的2219與2195異種鋁合金接頭區(qū)域都沒有產(chǎn)生宏觀熱裂紋，與TIG工藝焊接樣品相比VPPA工藝焊接樣品中心焊縫區(qū)域的寬度更小，因為VPPA工藝高的能量集中、焊接速度快及熱輸入量較小

(2) 2219與2195異種鋁合金焊縫中靠近熔合線區(qū)域的析出相主要為θ相，焊縫區(qū)域主要由細晶區(qū)、柱狀晶區(qū)和等軸晶區(qū)組成，析出相主要為θ相及其與α-Al組成的共晶組織

(3) TIG工藝的焊接接頭具有較高的抗拉強度和較低的斷后伸長率；在沒有氬氣保護且無封底的條件下VPPA工藝的熱影響區(qū)晶粒尺寸較粗大，使其局部軟化

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