趙英杰 孟占興 孫廣達(dá) 梁 濤 周 利

（1 天津航天長(zhǎng)征火箭制造有限公司，天津 300462）

（2 哈爾濱工業(yè)大學(xué)（威海）山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，威海 264209）

文 摘 針對(duì)6 mm 厚2A14 鋁合金采用先鎢極氬弧焊（TIG）后攪拌摩擦焊（FSW）的工藝進(jìn)行焊接得到TIG-FSW 丁字交叉接頭。通過(guò)對(duì)交叉接頭進(jìn)行組織分析，可以發(fā)現(xiàn)接頭左側(cè)為熔焊區(qū)域，上部可見(jiàn)明顯氣孔缺陷，右側(cè)攪拌摩擦焊接區(qū)域呈“碗狀”分布，焊縫成形良好。硬度測(cè)試結(jié)果表明：熔焊區(qū)顯微硬度值明顯低于攪拌摩擦焊接區(qū)域，且焊核區(qū)右側(cè)硬度值呈現(xiàn)“U”型分布；對(duì)交叉接頭沿熔焊方向進(jìn)行拉伸，斷裂位置位于M態(tài)母材處，斷口呈現(xiàn)典型韌性斷裂特征。

0 引言

近年來(lái)國(guó)內(nèi)外運(yùn)載火箭結(jié)構(gòu)制造技術(shù)取得飛速發(fā)展，推進(jìn)劑燃料貯箱作為箭體中最大的結(jié)構(gòu)部件，其結(jié)構(gòu)材料與連接方法的選用至關(guān)重要［1］。2A14 鍛造鋁合金屬于Al-Mg-Si-Cu 系鋁合金，其較高的比強(qiáng)度以及良好的低溫性能可以滿足航空航天、國(guó)防等對(duì)于結(jié)構(gòu)材料的需求，因而廣泛應(yīng)用于運(yùn)載火箭低溫儲(chǔ)箱的制造［2-3］。

2A14 鋁合金為典型的共晶合金，且化學(xué)性質(zhì)活潑，攪拌摩擦焊作為一種固相連接技術(shù)，不僅可以有效避免熱裂紋、氣孔等焊接缺陷，而且具有焊接效率高，力學(xué)性能優(yōu)良等獨(dú)特優(yōu)勢(shì)［4-5］；攪拌摩擦焊（TIG）焊不僅具有良好的電弧穩(wěn)定性和保護(hù)功能，而且具有陰極清理作用，可以有效去除母材表面致密的氧化膜，在火箭貯箱生產(chǎn)上也廣泛地應(yīng)用［2，6］。

現(xiàn)階段貯箱筒段縱縫與叉形環(huán)的“丁字”接頭和與熔焊環(huán)縫的“十字”接頭主要采用先攪拌摩擦焊后熔焊的順序［7-10］。然而現(xiàn)役系列運(yùn)載火箭叉形環(huán)采用兩個(gè)半環(huán)結(jié)構(gòu)通過(guò)熔焊工藝進(jìn)行拼焊得到，叉形環(huán)縱縫檢測(cè)合格后通過(guò)攪拌摩擦焊完成與箱底瓜瓣環(huán)縫焊接，在箱底和叉形環(huán)裝配過(guò)程中必然存在攪拌摩擦焊縫與熔焊焊縫的交叉，因此先熔后攪的焊接順序得到的交叉接頭具有實(shí)際應(yīng)用需求與研究意義。本文對(duì)先熔后攪得到的交叉接頭顯微組織演變規(guī)律以及力學(xué)性能進(jìn)行分析，擬為確定交叉接頭力學(xué)性能薄弱環(huán)節(jié)提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 焊接試驗(yàn)與工藝參數(shù)

選取的材料為2A14 鋁合金，板材尺寸規(guī)格為600 mm×320 mm×6 mm，化學(xué)成分如表1 所示，抗拉強(qiáng)度CS 態(tài)（淬火、人工時(shí)效狀態(tài)）為481～496 MPa，M態(tài)（退火態(tài)）為168～177 MPa。圖1 為T(mén)IG-FSW 丁字交叉接頭示意圖，其中M態(tài)試板先采用TIG對(duì)接焊然后沿垂直于熔焊焊縫方向與CS 態(tài)板材進(jìn)行攪拌摩擦對(duì)接焊。攪拌摩擦焊接參數(shù)為：主軸轉(zhuǎn)速500 r/min；焊接速度170 mm/min；主軸傾角2.6°。

表1 2A14鋁合金化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of 2A14 aluminum alloy%（w）

圖1 TIG-FSW丁字交叉接頭示意圖Fig.1 Photograph of TIG-FSW intersection joint

TIG焊工藝參數(shù)如表2所示。在交叉接頭處沿熔焊方向制備35 mm×10 mm×6 mm金相試樣，試樣磨拋后采用凱勒試劑進(jìn)行腐蝕，并采用Olympus-GX51金相顯微鏡（OM）和TESCAN VEGA3掃描電子顯微鏡（SEM）觀察接頭宏觀形貌和微觀組織。利用HMAS-D1000Z顯微硬度計(jì)完成交叉接頭各區(qū)域硬度分布測(cè)量，測(cè)試點(diǎn)距焊縫上表面3 mm，縱向位置中心點(diǎn)間距為1 mm，試驗(yàn)載荷為100 g，加載時(shí)間為10 s。

表2 交叉接頭TIG焊工藝參數(shù)Tab.2 The welding parameter in TIG welding

參考GB/T228.1—2010 金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法沿熔焊方向制備交叉接頭拉伸試樣，用來(lái)評(píng)價(jià)交叉接頭的拉伸性能和確定接頭薄弱環(huán)節(jié)。拉伸試驗(yàn)在Instron 5967 試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為1 mm/min，試驗(yàn)結(jié)束后，利用光學(xué)顯微鏡分析側(cè)面斷裂路徑，并用掃描電鏡分析斷口形貌。

2 接頭成形與微觀組織

2.1 宏觀組織形貌

如圖2所示，交叉接頭截面形貌可大致分為熔焊區(qū)（fusion zone，F(xiàn)Z），左側(cè)與右側(cè)焊核區(qū)（nugget zone，NZ），熱力影響區(qū)（thermal mechanical affected zone，TMAZ），熱影響區(qū)（heated affected zone，HAZ）以及母材（base metal，BM）。其中熔焊區(qū)即TIG焊的焊縫金屬，上部可見(jiàn)明顯黑色球形氣孔缺陷。

圖2 交叉接頭截面形貌Fig.2 Cross-section macroscopic feature of the intersection joint

母材表面的含水氧化膜經(jīng)TIG焊進(jìn)入焊接熔池聚集在枝晶間隙形成流動(dòng)氣體，由于上道焊縫的冷卻速度大，同時(shí)氧化膜很容易作為氣泡的形核質(zhì)點(diǎn)，氣體來(lái)不及逸出，從而殘留在熔焊焊縫中形成聚集型氣孔。而氣孔的來(lái)源主要有兩個(gè)：一是焊件表面存在的氧化膜及雜質(zhì)；二是焊接工藝參數(shù)選擇不當(dāng)。因此針對(duì)上述兩個(gè)因素，在熔焊前嚴(yán)格進(jìn)行表面清理并且在焊接過(guò)程中適當(dāng)降低焊接速度等措施均可有效抑制熔焊焊縫中氣孔的產(chǎn)生［11-12］。與交叉接頭中攪拌摩擦焊區(qū)域與常規(guī)攪拌摩擦焊區(qū)域類(lèi)似，呈現(xiàn)兩側(cè)對(duì)稱的“碗狀”分布，焊縫成形良好，未發(fā)現(xiàn)未焊合、孔洞等缺陷。左側(cè)NZ晶粒由于預(yù)先經(jīng)歷熔焊熱循環(huán)作用，因此在經(jīng)歷攪拌摩擦焊后其內(nèi)部微觀組織與右側(cè)NZ區(qū)存在一定程度的差異，從而呈現(xiàn)兩種不同的腐蝕狀態(tài)。

2.2 微觀組織形貌

2.2.1 熔焊區(qū)、母材區(qū)

交叉接頭FZ SEM組織如圖3（a）所示，該區(qū)域?yàn)槿酆负缚p組織，主要由鋁基固溶體以及沿晶界分布的網(wǎng)狀共晶相組成［2］。該區(qū)域晶界清晰，上部組織呈現(xiàn)細(xì)小的等軸晶，而下部同為等軸晶組織晶粒較上部更為粗大。這是由于熔焊時(shí)采取定位、打底、蓋面焊的焊接順序，在進(jìn)行蓋面焊時(shí)對(duì)下道打底焊有熱處理的作用，增加了焊接熱輸入，使得下道焊縫晶粒大大粗化。圖3（b）為CS態(tài)BM微觀組織，晶粒粗大，呈現(xiàn)軋制態(tài)長(zhǎng)條狀，其上均勻分布著白色顆粒狀沉淀相。

圖3 交叉接頭各區(qū)域SEM組織Fig.3 SEM photographs of microstructure of the intersection weld

2.2.2 熱影響區(qū)、熱力影響區(qū)

圖3（c）為攪拌摩擦焊前進(jìn)側(cè)HAZ 組織，由于該區(qū)域組織預(yù)先經(jīng)歷了熔焊過(guò)程，因此組織在受到攪拌摩擦焊熱影響后仍然保持等軸晶形態(tài)，晶粒較熔焊區(qū)發(fā)生了一定程度的粗化。攪拌摩擦焊后退側(cè)HAZ 組織如圖3（d）所示，該區(qū)域組織并未經(jīng)歷熔焊過(guò)程，因此晶粒仍然保持原始母材的軋制態(tài)長(zhǎng)條狀，晶粒因受攪拌摩擦焊接熱循環(huán)較原始母材組織有一定程度的粗化。圖3（e）為攪拌摩擦焊前進(jìn)側(cè)TMAZ組織，由圖可知，該區(qū)域原始組織晶粒為FZ 等軸晶，由于受到攪拌摩擦焊熱影響和機(jī)械攪動(dòng)的雙重作用，因此晶粒呈現(xiàn)具有一定流向的短條狀，晶粒較前進(jìn)側(cè)HAZ 更為細(xì)??；圖3（f）為后退側(cè)TMAZ 的顯微組織，原始軋制組織并未完全破碎而是出現(xiàn)一定程度的彎曲，因此晶粒呈現(xiàn)具有明顯方向性的長(zhǎng)條狀。

2.2.3 焊核區(qū)

圖3（g）為攪拌摩擦焊接左側(cè)NZ 組織，由圖可知，由于發(fā)生了完全回復(fù)再結(jié)晶，NZ晶粒為等軸晶組織，沉淀相沿晶界呈網(wǎng)狀分布，這使沉淀相有效面積減小，焊縫性能進(jìn)一步降低。圖3（h）為右側(cè)NZ 組織，晶粒為大小均勻的等軸晶，同時(shí)右側(cè)NZ 晶粒徑較左側(cè)更為細(xì)小。通過(guò)對(duì)兩側(cè)NZ 沉淀相對(duì)比發(fā)現(xiàn)，右側(cè)NZ 沉淀相彌散化程度更高，這是由于右側(cè)NZ晶粒較為細(xì)小，有效晶界面積增加促進(jìn)沉淀相彌散分布［12］。

3 接頭力學(xué)性能

3.1 顯微硬度

圖4 為交叉接頭截面硬度分布，由圖可知，F(xiàn)Z 顯微硬度值遠(yuǎn)低于FSW 區(qū)域，這是由于FZ 熱輸入相比于FSW 區(qū)域更大造成接頭軟化，F(xiàn)Z 存在的氣孔缺陷明顯降低該點(diǎn)的顯微硬度值。前進(jìn)側(cè)HAZ顯微硬度值較FZ 進(jìn)一步降低，進(jìn)入NZ 后硬度值逐漸增加，由于該區(qū)域晶粒經(jīng)受攪拌針攪動(dòng)作用最充分，細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化作用使得該處硬度值大大提高。

圖4 交叉接頭截面硬度分布Fig.4 Microhardness distribution of intersection joint

由圖3（g）、（h）NZ左側(cè)、右側(cè)SEM組織對(duì)比可知，右側(cè)NZ晶粒更為細(xì)小，有利于沉淀相的彌散分布，因而造成右側(cè)NZ顯微硬度值稍高于左側(cè)NZ。攪拌摩擦焊區(qū)域右側(cè)硬度值呈現(xiàn)“U”型分布：后退側(cè)TMAZ由于晶粒粗化硬度顯著降低，HAZ發(fā)生回復(fù)作用造成硬度相比BM有所下降，但硬度值均不會(huì)超過(guò)NZ。

3.2 拉伸性能

圖5、6 分別為交叉接頭拉伸性能與沿熔焊方向拉伸斷裂位置。結(jié)果表明，交叉接頭沿熔焊方向抗拉強(qiáng)度為284 MPa，而單一FSW 與TIG 焊接頭抗拉強(qiáng)度分別為197 MPa、168 MPa，交叉接頭力學(xué)性能明顯優(yōu)于單一FSW/TIG焊接頭，滿足貯箱服役要求［7］。在拉伸試驗(yàn)結(jié)束后斷裂位置位于M 態(tài)的熔焊焊縫處，這是由于M 態(tài)母材經(jīng)歷了退火處理，其硬度要遠(yuǎn)低于經(jīng)受淬火、人工時(shí)效的CS 態(tài)母材，同時(shí)M 態(tài)熔焊焊縫存在的氣孔缺陷降低了接頭力學(xué)性能，因此成為接頭的薄弱環(huán)節(jié)，拉伸時(shí)必然從此處起裂。

圖5 交叉接頭拉伸性能Fig.5 The tensile properties of the intersection joint

圖6 交叉接頭沿熔焊方向拉伸斷裂位置Fig.6 The fraction features of the intersection joint in fusion welding direction

3.3 斷口分析

圖7為交叉接頭試樣斷口形貌。

圖7 先熔后攪交叉接頭斷口形貌Fig.7 The fraction morphology of the intersection joint

由圖中區(qū)域Ⅰ可知，斷口出現(xiàn)了直徑約150～200 μm 的球狀氣孔，這與前面提及的FZ 上部出現(xiàn)黑色球狀氣孔對(duì)應(yīng)。同時(shí)試樣微觀斷口由大小不一的韌窩和撕裂棱組成，區(qū)域Ⅱ韌窩數(shù)量較多，深度較深并且尺寸較大，同時(shí)韌窩底部分布有第二相顆粒，由此可以判斷試樣斷裂機(jī)制為典型的韌性斷裂，區(qū)域Ⅰ的氣孔周?chē)捎趹?yīng)力集中成為接頭薄弱環(huán)節(jié)，拉伸試件斷裂前第二相顆粒與基體變形不協(xié)調(diào)導(dǎo)致基體界面與第二相粒子脫離微孔成核，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)進(jìn)入微孔使得微孔逐漸長(zhǎng)大形成微裂紋，因此斷裂時(shí)在氣孔周?chē)幤鹆巡⒀貐^(qū)域Ⅱ擴(kuò)展直至完全斷裂［11］。

4 結(jié)論

（1）交叉接頭可以分為熔焊區(qū)、焊核區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)以及母材五個(gè)區(qū)域，熔焊區(qū)上部存在大量密集型球狀氣孔，攪拌摩擦焊接接頭成形良好，未發(fā)現(xiàn)未焊合、氣孔等缺陷。

（2）熔焊區(qū)域顯微硬度值明顯低于攪拌摩擦焊接區(qū)域硬度值，熔焊區(qū)氣孔等缺陷顯著降低了該區(qū)域硬度值，進(jìn)入焊核區(qū)硬度值逐漸增加，中心焊核處硬度最大，焊核右側(cè)區(qū)域硬度值呈現(xiàn)“U”型分布。

（3）拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明交叉接頭力學(xué)性能優(yōu)于單一FSW/TIG 接頭，沿熔焊方向進(jìn)行拉伸時(shí)斷裂位于M 態(tài)熔焊焊縫處。斷口分析表明斷裂機(jī)制為典型的韌性斷裂，試樣上部細(xì)晶區(qū)可見(jiàn)密集球形氣孔。