2219鋁合金對(duì)接+搭接接頭TIG焊接工藝研究

唐 瑜，楊 康，林 鵬，倪 龍，李 興，廖東俊，曾文昆，李 喬

四川航天長(zhǎng)征裝備制造有限公司，四川 成都 610100

0 前言

高強(qiáng)鋁合金因具備良好的耐蝕性、導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性和較高的比強(qiáng)度和比剛度等綜合性能，在航空航天、國(guó)防科技等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用［1-3］。在各種可熱處理的鋁合金中，2219鋁合金屬于Al-Cu-Mn系高強(qiáng)度鋁合金，在-250～250℃的溫度范圍內(nèi)具有良好的焊接性、斷裂韌性、抗腐蝕性以及優(yōu)良的力學(xué)性能，在國(guó)內(nèi)外被廣泛用于航天航空結(jié)構(gòu)件材料，如土星5 號(hào)、阿里安5號(hào)等［4-5］。2219 鋁合金的主要強(qiáng)化元素包括銅、錳、鋯、鈦，這些元素使其產(chǎn)生了時(shí)效強(qiáng)化［6］。航空航天用的鋁合金構(gòu)件直徑和尺度都較大，故常用拼焊的方法制造。2219鋁合金的焊接方法主要有鎢極氬弧焊（TIG）、電子束焊（EBW）、變極性等離子弧焊（VPPAW）、攪拌摩擦焊（FSW）等。但是受結(jié)構(gòu)件體積和焊接條件的影響，焊縫以及角焊縫的連接多采用傳統(tǒng)TIG焊接工藝［7］。

變極性TIG焊（VPTIG）具有廉價(jià)、穩(wěn)定和焊接質(zhì)量較高的優(yōu)點(diǎn)，是目前鋁合金、鎂合金焊接最為普遍的方式之一。變極性TIG焊電弧可以通過(guò)調(diào)整直流正負(fù)極脈沖的幅值和時(shí)間來(lái)減少鎢極燒損，增加陰極清理作用，從而增大對(duì)焊接工件的熔透；同時(shí)，變極性脈沖電流會(huì)對(duì)熔池產(chǎn)生較為強(qiáng)烈的攪拌作用，焊縫組織得到細(xì)化，焊接熔池中的氣孔較易逸出，從而降低接頭處氣孔率，提高焊縫的成形質(zhì)量和力學(xué)性能。為此，文中采用變極性TIG焊接方法對(duì)2219鋁合金對(duì)接+搭接的特殊結(jié)構(gòu)進(jìn)行焊接，探索不同參數(shù)下的焊接接頭的質(zhì)量和性能。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料與設(shè)備

試驗(yàn)?zāi)覆臑檐堉瞥尚蔚?219鋁合金，熱處理狀態(tài)為C10S態(tài)（固溶處理+10%冷變形+人工時(shí)效），板材厚度5 mm+7 mm，尺寸為300 mm×600 mm×5 mm和300 mm×600 mm×7 mm，接頭形式為對(duì)接+搭接。C10S態(tài)2219鋁合金微觀組織如圖1所示，力學(xué)性能如表1所示。田志杰等［8］研究表明，C10S態(tài)2219鋁合金的主要組成相為α-Al固溶體、θ（CuAl2）相和T（CuMn2Al2）相。焊絲采用2219鋁合金焊接專(zhuān)用的ER2325焊絲（DQJT 1149-2007），直徑4 mm。2219鋁合金以及焊絲的主要化學(xué)成分如表2所示，其合金元素含量分別滿(mǎn)足GB/T3190-2018、DQJT 1149-2007標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖1 C10S態(tài)2219鋁合金母材組織Fig.1 Miero-stracture of 2219 aluminum alloy on C10S status

表1 2219鋁合金力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of 2219 aluminum alloy

表2 2219鋁合金與ER2325焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 2 Chemical composition of 2219 aluminum and ER2325 weld‐ing wire（wt.%）

焊接設(shè)備采用Miller氬弧焊機(jī)，型號(hào)Dynasty700。自制焊接平臺(tái)，可實(shí)現(xiàn)焊接試片的水平安裝和固定。焊后依據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GJB1486對(duì)焊縫進(jìn)行X光透視，采用標(biāo)準(zhǔn)方法（QJ 2136.3）制備金相試樣，腐蝕液為Keller試劑，通過(guò)DM2300M型號(hào)OEM光學(xué)顯微鏡觀察接頭的宏觀形貌和微觀組織。采用TCD-A300N-10KW拉伸試驗(yàn)機(jī)依據(jù)GB/T 2651標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行接頭拉伸性能測(cè)試，并確定拉伸試樣尺寸，抗拉強(qiáng)度為3個(gè)試樣的平均值。

1.2 試驗(yàn)方法

為了探究焊接參數(shù)對(duì)2219鋁合金5 mm+7 mm對(duì)接+搭接焊接接頭性能的影響，設(shè)計(jì)了3種不同的工藝參數(shù)，具體如表3所示。1#、2#、3#試樣均采用單面三層焊：第一層打底、第二層填充、第三層蓋面，焊接接頭為對(duì)接+搭接，坡口形式為K型坡口，角度20°+30°，鈍邊1.5 mm，坡口及接頭形式如圖2所示。焊前對(duì)待焊區(qū)進(jìn)行打磨清理，焊絲進(jìn)行刮削處理。

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding parameters

圖2 坡口及接頭形式示意Fig.2 Groove form

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭宏觀形貌

1#、2#、3#試樣接頭表面及背部焊漏形貌如圖3所示。可以看出，三種參數(shù)下的對(duì)接+搭接接頭均成形良好，背面焊漏光滑且均勻，焊縫表面均不存在咬邊、急劇過(guò)渡、飛濺類(lèi)缺陷。試樣焊縫X光透視形貌如圖4所示，1#、2#、3#試樣焊縫內(nèi)部幾乎無(wú)缺陷，僅存在少量的氣孔缺陷（直徑小于1 mm）。此外，從背部焊漏與X光照片可以看出，采用大間隙、小電流的1#號(hào)試樣接頭焊漏較少且不均勻，而小間隙、大電流的2#、3#試樣接頭焊漏明顯更加飽滿(mǎn)均勻。

圖3 接頭表面及背部焊漏宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of the joints surface and back

圖4 焊縫X光透視形貌Fig.4 X-ray perspective of weld

接頭宏觀形貌的剖面圖如圖5所示?？梢钥闯觯琓IG焊接接頭主要分為焊縫區(qū)、熱影響區(qū)及母材區(qū)三個(gè)區(qū)域，熱影響區(qū)、焊縫區(qū)存在明顯的熔合線。對(duì)比三種試樣的剖面形貌發(fā)現(xiàn)：1#試樣的焊縫區(qū)呈上寬下窄的漏斗狀，由于焊接電流較小，焊縫區(qū)域與熱影響區(qū)均較小；而2#、3#試樣的焊縫區(qū)上下寬度基本一致，呈柱狀。由此可見(jiàn)，提高焊接電流更容易焊透，有利于得到均勻飽滿(mǎn)的焊接接頭。

圖5 接頭宏觀形貌Fig.5 Macro morphology of the joints

2.2 接頭微觀組織分析

三種試樣接頭的金相顯微照片如圖6所示。可以看出，三種接頭的微觀組織基本相似，母材區(qū)域金相組織為α固溶體＋團(tuán)絮狀共晶（Al2Cu）＋點(diǎn)狀析出物（CuMn2Al2），形態(tài)為板條狀，分布均勻，沿軋制方向生長(zhǎng)。熱影響區(qū)受熱循環(huán)的影響，原母材帶狀分布的晶粒沿軋制方向生長(zhǎng)，越靠近熔合線的位置晶粒尺寸越是粗大，呈現(xiàn)出尺寸較粗大且不均勻的柱狀晶粒，但相組成與母材基本相同［9］。熔合線區(qū)域分為半熔化區(qū)和未混合區(qū)，存在嚴(yán)重的組織形態(tài)不均勻性，這是熔合線兩側(cè)晶粒生長(zhǎng)速度差異較大、過(guò)渡不均勻所導(dǎo)致的。焊縫中心區(qū)晶粒呈細(xì)小枝狀晶與等軸晶，有方向性但排列呈無(wú)序狀態(tài)，由焊絲與母材從液化狀態(tài)凝固而成，具有鑄造組織特征。

由圖6可知，1#、2#、3#試樣三種接頭各區(qū)域面積占比和晶粒組織大小不同，這是裝配間隙和熱輸入量不同所致。裝配間隙直接影響焊縫區(qū)的寬度和大小，因此在焊接參數(shù)一定的前提下，裝配間隙越大，熔池越大，形成的焊縫區(qū)面積也就越大。單位長(zhǎng)度焊縫上的熱輸入為

圖6 不同接頭的微觀組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of joints

式中 k與散熱效率有關(guān)的常數(shù)；v為焊接速度（單位：mm/min）；I為焊接電流（單位：A）。假設(shè)焊接時(shí)熱量損失為定值，由此推斷出三種試樣接頭處的熱輸入量 Q2#＞Q3#＞Q1#。

田志杰等人［8］的研究表明，隨著熱輸入量的增大，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)域會(huì)增大，且熱影響區(qū)的晶粒也會(huì)更加粗大。因此，2#、3#試樣晶粒尺寸明顯大于1#試樣。此外還可以看出，隨著電流的增大，2#、3#試樣熔合線處帶狀晶與等軸晶過(guò)渡更加均勻，熔合線強(qiáng)度更高。

2.3 接頭拉伸性能分析

三種接頭拉伸性能結(jié)果如表4、圖7所示。從拉伸結(jié)果來(lái)看，7 mm接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率均優(yōu)于5 mm接頭。這主要是兩類(lèi)接頭的斷裂位置不同引起的，5 mm接頭的斷裂位置均在熔合線處，7 mm接頭斷裂位置則在熱影響區(qū)與焊縫區(qū)域。由于兩側(cè)顯微組織差異較大，應(yīng)力較高，熔合線處一般是焊接接頭中較為薄弱的區(qū)域，而且對(duì)缺陷的敏感性最高，在受力時(shí)很容易沿熔合線發(fā)生沿晶斷裂。故5 mm接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率遠(yuǎn)低于7 mm接頭。比較1#、2#、3#接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率發(fā)現(xiàn)，由于熱輸入量不足，熔合線兩側(cè)組織存在急劇過(guò)渡，從而使得接頭受力時(shí)在此發(fā)生斷裂，導(dǎo)致1#接頭的平均屈服強(qiáng)度、平均抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均較低。焊接電流較大時(shí)，母材與焊縫熔合更好，熔合線處組織更加均勻，受力不易被破壞，因此2#、3#接頭的抗拉強(qiáng)度較高。

圖7 1#、2#、3#試樣接頭拉伸性能對(duì)比Fig.7 Histogram of Tensile properties of joint1#，2#，3#

表4 對(duì)接+搭接接頭拉伸性能Table 4 Tensile properties of the joints

此外，對(duì)比2#、3#試樣的拉伸強(qiáng)度可以發(fā)現(xiàn)，2#試樣中5 mm接頭抗拉強(qiáng)度和延伸率較3#試樣的更高，而3#號(hào)試樣7 mm的板材接頭抗拉強(qiáng)度則相對(duì)更高。分析認(rèn)為，這是由于2#試樣的焊接速度更慢，促進(jìn)了蓋面層焊縫與母材的熔合，使2#試樣熔合線處的組織更加均勻，從而提升5 mm接頭的抗拉強(qiáng)度。但是7 mm接頭斷裂位置均在焊縫，因此性能提高并不明顯，反而可能由于熱輸入量過(guò)大發(fā)生晶粒長(zhǎng)大和Al2Cu相的偏析，降低接頭的力學(xué)性能，故2＃試樣的更低。

3 結(jié)論

文中通過(guò)優(yōu)化焊接參數(shù)獲得了成形良好的2219鋁合金對(duì)接+搭接TIG焊接頭，揭示了不同熱輸入下的對(duì)接+搭接接頭分區(qū)組織特征。采用較大的焊接電流和焊接速度能夠獲得更均勻的接頭組織。隨著電流的增大和焊接速度的減小，5 mm接頭（蓋面層）的抗拉強(qiáng)度和延伸率均有較大的提升；但熱輸入量過(guò)大會(huì)使得熱影響區(qū)發(fā)生晶粒長(zhǎng)大和Al2Cu相的偏析，由于過(guò)燒導(dǎo)致7 mm接頭抗拉強(qiáng)度有所降低。

因此，可以考慮在打底和填充層焊接參數(shù)不變的前提下，適當(dāng)增大蓋面層焊接電流、提高焊接速度來(lái)提高5 mm接頭的抗拉強(qiáng)度，從而提高2219鋁合金對(duì)接+搭接接頭的力學(xué)性能。