彭江濤 歐陽婷婷 龔 習(xí) 李慶慶 韓 磊

（天津航天長征火箭制造有限公司，天津 300462）

0 引言

2219合金是Al-Cu-Mn系可熱處理強(qiáng)化鋁合金，具有優(yōu)異的高、低溫力學(xué)性能與抗應(yīng)力腐蝕性能，以及良好的鑄造性與焊接工藝性，已廣泛應(yīng)用于國外航天運(yùn)載器上［1］，同時已被選為我國新一代液體運(yùn)載火箭燃料貯箱主體結(jié)構(gòu)材料［2］。

新一代液體運(yùn)載火箭貯箱制造大量采用了VPTIG自動焊接工藝［3］。在鋁合金熔焊過程中，氣孔夾雜等缺陷難以有效避免。工程應(yīng)用過程中常采用手工TIG焊對形狀不規(guī)則、易產(chǎn)生應(yīng)力集中的焊接缺陷進(jìn)行補(bǔ)焊。補(bǔ)焊槽加工成“船形”結(jié)構(gòu)，時常存在補(bǔ)焊槽坡口面角度較小的情況，此類船形槽經(jīng)補(bǔ)焊后，X射線底片上常存在一條黑度明顯低于周圍區(qū)域的亮線影像。

目前，國內(nèi)外暫無關(guān)于2219 鋁合金TIG 焊縫補(bǔ)焊接頭X 射線底片亮線影像的報(bào)道。本文針對不同坡口面角補(bǔ)焊槽結(jié)構(gòu)開展手工TIG補(bǔ)焊實(shí)驗(yàn)，并對補(bǔ)焊接頭X 射線底片亮線影像成因、接頭微觀形貌及常溫力學(xué)性能等進(jìn)行研究，擬為2219 鋁合金的工程應(yīng)用提供重要支撐。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料

材料為采用VPTIG 自動焊工藝制造的8.0 mm×500 mm×1 000 mm 的2219T87/T87 鋁合金對接焊弧板。補(bǔ)焊焊絲為綜合性能優(yōu)良的2325 合金焊絲［4］，其成分見表1［5］。

表1 2219鋁合金及2325焊絲化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of 2219 aluminum and 2325 welding wire %（w）

1.2 設(shè)備及方法

補(bǔ)焊前對自動焊弧板進(jìn)行酸洗除油，并用氣動銑刀在焊縫背部加工補(bǔ)焊槽，槽深約6 mm。采用Miller Dynasty 700變極性焊接電源兩道次完成補(bǔ)焊，焊接電流210 A，交流頻率55 Hz。焊縫無損檢測設(shè)備為MG-165型定向X 射線機(jī)，檢測電壓55 kV，曝光3 min。采用Sirion 200 掃描電鏡（SEM）觀察補(bǔ)焊接頭橫截面微觀形貌與常溫拉伸斷口形貌，加速電壓20 kV，且用電鏡配置的GENESIS 60S 能譜儀（EDS）檢測補(bǔ)焊接頭中底片亮線影像對應(yīng)物質(zhì)的成分。補(bǔ)焊接頭室溫單向拉伸實(shí)驗(yàn)在Instron 8032電子拉伸機(jī)上進(jìn)行，拉伸速度2 mm/min。

2 結(jié)果與討論

2.1 補(bǔ)焊槽結(jié)構(gòu)及焊縫底片影像分析

焊縫背部補(bǔ)焊槽截面示意見圖1，人員手持工具操作側(cè)的坡口面角為α，對側(cè)坡口面角為β。受操作習(xí)慣及視線受限的影響，補(bǔ)焊槽常呈現(xiàn)α≤β與18°≤β≤30°的特點(diǎn)。2219 鋁合金焊接性優(yōu)良，預(yù)研攻關(guān)實(shí)驗(yàn)顯示，接頭高熔合比既可獲得高質(zhì)量的焊縫，又能降低焊絲消耗，故本實(shí)驗(yàn)補(bǔ)焊槽坡口面角β 選擇20°，坡口面角α為變量。

圖1 焊縫背部補(bǔ)焊槽橫截面示意圖Fig.1 Cross section of repair groove

圖2為不同坡口面角度手工TIG補(bǔ)焊接頭的X射線底片影像。當(dāng)坡口面角度β約為20°，α值分別為0°、5°、10°及15°時，局部補(bǔ)焊接頭底片上α角側(cè)均存在一條亮線影像，且隨著α值的增大，亮線的黑度逐漸降低；當(dāng)α角度值為20°與25°時，底片上亮線影像消失。X射線底片影像的黑度與膠片的感光度成正比，在相同的材料、厚度及X射線輻射條件下，影像黑度與物質(zhì)密度密切相關(guān)，物質(zhì)密度越高，X射線的衰減越嚴(yán)重，則膠片感光度越低，對應(yīng)的影像黑度越小［6］。由此判斷底片亮線影像對應(yīng)區(qū)域的物質(zhì)對X射線的散射與吸收程度較高，其密度應(yīng)高于其他區(qū)域物質(zhì)。

圖2 不同坡口面角度補(bǔ)焊接頭X射線底片影像Fig.2 X-ray film images of repair welding joint with different bevel angles

2.2 接頭微觀形貌及成分分析

接頭2 亮線影像對應(yīng)處的橫截面形貌如圖3所示，直線處為坡口面角α為5°側(cè)的陡峭側(cè)壁，其附近一定寬度范圍內(nèi)存在粗大、密集的白色樹枝晶，一次枝晶兩側(cè)還存在二次枝晶；而臨近該區(qū)的焊縫中的析出物相對細(xì)小、分散。

圖3 接頭2亮線處橫截面微觀形貌Fig.3 Microstructure of cross section at bright line of joint 2

對截面上A 區(qū)及B 區(qū)進(jìn)行面掃描能譜分析，A 區(qū)Al、Cu 質(zhì)量百分?jǐn)?shù)分別為82.56%、16.8%；B 區(qū)Al、Cu 質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為91.36%與8.64%；A 區(qū)中Cu 元素含量明顯高于B 區(qū)，表明接頭中存在一定的宏觀偏析。此外，對C 點(diǎn)處粗大的析出物進(jìn)行點(diǎn)掃描分析，Al、Cu 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為68.21%、31.79%。文獻(xiàn)［7］顯示Al-Cu 系合金共晶組織中Cu 原子質(zhì)量分?jǐn)?shù)33.2%，與本實(shí)驗(yàn)檢測結(jié)果較為接近，推斷陡峭側(cè)壁附近的粗大析出物為Cu含量較高的α（Al）+θ共晶組織，此推斷與文獻(xiàn)［5］報(bào)道的2219合金熔焊焊縫內(nèi)部存在非平衡共晶的觀點(diǎn)一致，也與前文橫截面上底片亮線影像對應(yīng)處物質(zhì)密度高于其他區(qū)域的觀點(diǎn)相應(yīng)證，其局部區(qū)域偏析引起Cu 含量升高是造成X射線底片亮線影像的原因。

圖4是熔池液相橫截面及其液相各區(qū)簡化示意圖。

圖4 熔池橫截面及液相各區(qū)簡化圖Fig.4 Diagram on cross section of molten pool and each region of liquid phase

熔池液相在固-液界面上存在一薄的無流動的邊界層，其層內(nèi)界面法向無原子的對流傳輸，溶質(zhì)原子只能通過擴(kuò)散傳輸而遷移至邊界層以外的液相區(qū)［8］。因補(bǔ)焊槽為非對稱結(jié)構(gòu)（α≤β），且手工焊槍前端存在小傾角r，同時受人員持槍有輕微偏對側(cè)習(xí)慣的影響，TIG 補(bǔ)焊過程熔池內(nèi)的發(fā)散電流與自身磁場交互形成的電磁力［9］對α角側(cè)壁附近液相區(qū)的電磁攪拌弱于β角側(cè)壁附近。假設(shè)在當(dāng)前補(bǔ)焊條件下，距β角側(cè)固-液界面δ1位置處，溶質(zhì)原子經(jīng)擴(kuò)散通過“邊界層-對流區(qū)界面”的輸出等于邊界層溶質(zhì)原子的輸入，則邊界層將穩(wěn)定在δ1寬度。因α角側(cè)邊界層受液相強(qiáng)制對流的沖刷作用較弱，在距α角側(cè)固-液界面δ1位置面上，溶質(zhì)原子擴(kuò)散通過量勢必難以被液相對流及時傳輸走，層內(nèi)溶質(zhì)原子將發(fā)生積聚，其濃度梯度變大，擴(kuò)散驅(qū)動力增加，將引起邊界層界面遷移，當(dāng)寬度增加到某一臨界值δ2，邊界層溶質(zhì)原子的輸入等于原子擴(kuò)散輸出時，邊界層寬度即維持穩(wěn)定。由此判斷δ1＜δ2，邊界層寬度隨電磁攪拌作用的減小而增加。

坡口面角α側(cè)固-液界面前沿的邊界層相對略寬。焊接熱源前移后，熔池金屬液迅速冷卻，其結(jié)晶為非平衡凝固過程，固-液界面上發(fā)生了Cu、Mn等溶質(zhì)原子的重新分配，先凝固的α（Al）固溶體溶質(zhì)含量低，剩余液相的溶質(zhì)濃度隨液相線變化而逐漸增高，當(dāng)剩余液相成分達(dá)到共晶點(diǎn)后，形成偏析的非平衡共晶組織［8］；同時由相圖可知，亞共晶Al-Cu合金固-液界面前沿的液相溫度隨溶質(zhì)濃度的增加而降低［7］，故α角側(cè)的邊界層內(nèi)成分過冷度略大。在凝固初始階段，沿界面法向通過母材的散熱較快，溫度梯度大，且成分過冷也略大，綜合因素都促進(jìn)樹枝晶的長大。當(dāng)枝晶區(qū)長大到一定寬度，母材溫度上升，界面法向的散熱速度降低，溫度梯度降低，枝晶生長的驅(qū)動力下降，同時受液相對流區(qū)的沖刷作用增強(qiáng)，樹枝晶生長受到抑制。在β角側(cè)區(qū)域，其邊界層內(nèi)的成分過冷略低，同時受電磁攪拌作用較強(qiáng)，液相對流產(chǎn)生的溫度起伏與沖刷作用促使該區(qū)凝固初期的枝晶熔斷［10］，成為形核基底，有利于內(nèi)部晶核的增殖，故其析出相分布相對彌散，并未發(fā)現(xiàn)粗大的枝晶組織，X射線底片也未見亮線影像。

2.3 補(bǔ)焊接頭力學(xué)性能及斷口分析

X射線底片上存在亮線影像的補(bǔ)焊接頭室溫力學(xué)性能見圖5。由圖可知:α角在0～20°，隨著坡口面角α值的增大，補(bǔ)焊接頭抗拉強(qiáng)度σb及延伸率δ5值均呈緩慢上升，α角約為20°時，底片上無亮線影像，補(bǔ)焊接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)295 MPa、延伸率為5%；當(dāng)α角為25°時，補(bǔ)焊接頭強(qiáng)度略降，延伸率值無明顯變化。補(bǔ)焊接頭性能較為優(yōu)良，這可能與兩道次補(bǔ)焊，接頭單位時間內(nèi)的焊接熱輸入值低于一道次完成補(bǔ)焊有關(guān)［11］。α角在0～25°，補(bǔ)焊接頭性能均滿足運(yùn)載火箭制造工程應(yīng)用時，接頭系數(shù)≥0.5，延伸率≥3%的許可要求。

圖5 補(bǔ)焊接頭室溫力學(xué)性能Fig.5 Mechanical properties of repair welding joints at room temperature

圖6是坡口面角α分別為5°及20°時補(bǔ)焊接頭室溫?cái)嗫谛蚊?。接頭2（α=5°）自坡口面角α側(cè)焊縫根部啟裂。

圖6 常溫拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology at room temperature

由圖6可看出接頭2（α=5°）內(nèi)部的微氣孔數(shù)量明顯高于接頭5（α=20°），補(bǔ)焊過程焊槍前移后，熔池金屬液快速冷卻，其中的微小氫氣泡未能及時聚集長大，易附著于陡峭側(cè)壁難以及時上浮溢出；同時因大量微氣孔的存在，接頭2的有效橫截面積略低于接頭5，此現(xiàn)象也是接頭強(qiáng)度偏低的原因之一。此外，相對于接頭5，接頭2 斷口面上的韌窩大且淺，表明接頭2的析出相略粗，其基體相在裂紋擴(kuò)展過程中的形變有限，故其延伸率略低，但仍滿足延伸率≥3%的使用要求，因此，補(bǔ)焊接頭X 射線底片上的亮線影像可不按焊接缺陷進(jìn)行處理。

3 結(jié)論

（1）在0～20°，隨坡口面角α值的增大，X 射線底片上亮線影像的黑度逐漸降低，至與周圍金屬黑度一致，亮線影像對應(yīng)處的物質(zhì)為含Cu 量較高且粗大的α（Al）+θ相非平衡共晶組織。

（2）在TIG 補(bǔ)焊過程中，熔池坡口面角α角側(cè)受電磁攪拌弱于β角側(cè)，其固-液界面前沿的邊界層寬度大于β角側(cè)；凝固初期，α角側(cè)的溫度梯度與邊界層內(nèi)的成分過冷度均高于坡口面角β角側(cè)，促進(jìn)了坡口面角α角側(cè)樹枝晶的生長。

（3）當(dāng)β角為20°時，α角在0～20°隨角度值的增大，補(bǔ)焊接頭的抗拉強(qiáng)度與延伸率逐漸升高，當(dāng)α角達(dá)20°時獲得了優(yōu)良的室溫力學(xué)性能；X 射線底片上存在亮線影像的補(bǔ)焊接頭力學(xué)性能滿足運(yùn)載火箭使用許可要求，亮線影像結(jié)構(gòu)可不按焊接缺陷處理。