魏瑞剛 郝云飛 趙 剛 李聰穎 陳文千

(首都航天機(jī)械公司，北京 100076)

0 引言

雙軸肩攪拌摩擦焊(SR－FSW)是攪拌摩擦焊技術(shù)的一個最新發(fā)展方向［1］。和目前我國運(yùn)載火箭貯箱制造領(lǐng)域普遍應(yīng)用的常規(guī)攪拌摩擦焊技術(shù)(CFSW)相比，該技術(shù)的焊接轉(zhuǎn)速更低，焊接速度更快，接頭力學(xué)性能與常規(guī)攪拌摩擦焊接頭相當(dāng)，且從根本上消除了弱結(jié)合缺陷或未焊透缺陷［1－3］。隨著該技術(shù)的技術(shù)成熟度越來越高，其在火箭貯箱制造領(lǐng)域?qū)鸩教娲Ｒ?guī)攪拌摩擦焊技術(shù)，尤其是大直徑火箭或者是需要長期服役的型號。但是從常規(guī)攪拌摩擦焊技術(shù)在我國航天領(lǐng)域運(yùn)載火箭貯箱上的應(yīng)用步伐(筒段長直縱縫—箱底空間曲線焊縫—大直徑封閉環(huán)縫)來看，雙軸肩攪拌摩擦焊技術(shù)未來的應(yīng)用路線必然也是先易后難，逐步應(yīng)用［4］。然而在分階段應(yīng)用過程中，勢必會出現(xiàn)雙軸肩攪拌摩擦焊縫與熔焊焊縫的交叉接頭現(xiàn)象，例如:火箭貯箱的雙軸肩攪拌摩擦焊筒段縱縫與熔焊環(huán)縫的“十字”接頭，或者與箱底叉形環(huán)的“丁字”接頭。目前已經(jīng)有諸多文獻(xiàn)報道了常規(guī)攪拌摩擦焊與氬弧焊縫或等離子弧焊縫形成的交叉接頭的性能［5－6］。但是關(guān)于雙軸肩攪拌摩擦焊與熔焊交叉接頭的性能如何，還未見報道。本文旨在分析SR－FSW與TIG交叉接頭的綜合性能，為其在火箭貯箱上的應(yīng)用提供技術(shù)基礎(chǔ)。

1 實驗

板材為6 mm厚2219C10S高強(qiáng)鋁合金板材(σb=440 MPa，δ=15%)，板材規(guī)格為 600 mm×150 mm×6 mm。首先沿板材長度方向進(jìn)行平板對接接頭的雙軸肩攪拌摩擦焊接。試驗采用自主研制的分體式雙軸肩攪拌頭，上、下軸肩直徑為Φ20 mm，攪拌針直徑為Φ10 mm;焊接過程攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為300 r/min，焊接速度為400 mm/min，焊接傾角為0°。雙軸肩攪拌摩擦焊接試片無損檢測合格后，沿垂直焊縫方向切成300 mm×150 mm的試樣，之后沿試樣長度方向進(jìn)行熔焊焊接，焊接方式為變極性TIG懸空焊接，具體工藝流程為直流氦弧打底焊+交流脈沖氬弧填絲蓋面焊。直流氦弧打底焊工藝規(guī)范為:焊接電流為200～210 A，He氣流量為12～14 L/min，焊接速度為15～18 m/h;蓋面焊工藝規(guī)范為:焊接電流為350～370 A，Ar氣流量為 13～15 L/min，焊接速度為 8.5 m/h，變極性頻率60 Hz，所用焊絲為 Φ2.4 mm ER2319焊絲，送絲速度為 1.5 m/min。

鑒于運(yùn)載火箭飛行過程中貯箱縱/環(huán)縫交叉接頭的軸向受力近乎環(huán)向受力的1.5～2倍［7］，因此重點分析貯箱軸向方向交叉接頭的組織特征和力學(xué)性能。采用交叉接頭制備方法共計制備11塊試樣，其中1塊試樣用于交叉接頭和單一熔焊接頭的金相組織和顯微硬度分析，取樣位置如圖1所示;5塊試樣沿SR－FSW焊縫方向取5個交叉接頭和20個單一熔焊接頭;5塊試樣沿熔焊焊縫方向取5個交叉接頭和20個SR－FSW接頭。金相子樣用混合酸(1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)溶液對拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，在OLYMPUS光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行金相組織分析。拉伸子樣按GB/T228.1－2010進(jìn)行取樣，并在MTS－810電子拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗，測試接頭拉伸性能。

2 結(jié)果與分析

2.1 宏觀組織形貌

單一的變極性TIG接頭是2219C10S鋁合金母材在“直流氦弧打底焊+交流脈沖氬弧蓋面焊”的直接作用下得到的。而交叉接頭是2219C10S鋁合金母材先經(jīng)歷了雙軸肩攪拌摩擦焊接后，又在垂直于雙軸肩攪拌摩擦焊方向上進(jìn)行“直流氦弧打底焊+交流脈沖氬弧蓋面焊”后得到的。圖2為兩類接頭的橫截面宏觀形貌。

可以看出兩者的接頭組成大致相同，均由直流氦弧焊作用下的“柱狀”區(qū)域和交流脈沖氬弧焊作用下的“碗狀”區(qū)域組成，但是兩類接頭的母材區(qū)和熱影響區(qū)存在較大的差異。對比圖2(a)、2(b)還可以發(fā)現(xiàn)，兩者的熱影響區(qū)寬度存在較大的差異，單一變極性TIG接頭的熱影響區(qū)寬度較寬，而交叉接頭的熱影響區(qū)寬度較小，這與不同結(jié)構(gòu)的晶粒在熱作用下的抑制晶粒長大的能力密不可分［8］。

2.2 微觀組織形貌分析

2.2.1 母材區(qū)、熱影響區(qū)

單一變極性TIG接頭的母材區(qū)組織為2219C10S鋁合金母材，具有明顯軋制方向的板條狀組織［圖3(a)］;在電弧作用下熱影響區(qū)的原始軋制板條狀晶粒發(fā)生粗化，板條狀晶粒變短、變粗［圖3(b)］。而交叉接頭的母材區(qū)組織為雙軸肩攪拌摩擦焊接頭的焊核區(qū)組織［圖3(c)］，即為細(xì)小的等軸晶組織，從圖2(b)的母材區(qū)的上、下部位都可以觀察到環(huán)狀結(jié)構(gòu)，且沿厚度中心對稱分布，需要說明的是上下部為的環(huán)狀結(jié)構(gòu)的間距與雙軸肩攪拌摩擦焊縫上、下表面的魚鱗紋間距是一致的;交叉接頭的熱影響區(qū)也是等軸晶結(jié)構(gòu)，只是其晶粒有所長大，約為原始等軸晶的2倍［圖3(d)］。

2.2.2 直流He弧焊作用區(qū)

交叉接頭He弧區(qū)微觀組織如圖4所示。

可以從圖4(a)看出:交叉接頭直流He弧作用區(qū) 域的宏觀形貌類似“柱狀”，主要是由于直流He弧是一種介于常規(guī)熔焊與高能束焊之間的一種亞能束焊接方法，電弧能量相對集中造成的。圖4(b)顯示氦弧打底焊的焊縫區(qū)組織為具有方向性的粗大柱狀樹枝晶，生長方式為典型的外延結(jié)晶方式，生長方向與焊縫散熱方向相反，即從兩側(cè)向焊縫內(nèi)部生長，但是柱狀晶并沒有完全生長至焊縫中間。在兩側(cè)柱狀晶之間觀察到了尺寸較小、形狀不規(guī)則的等軸晶和等軸枝晶，位于焊縫中心，為自由結(jié)晶模式。圖4顯示在氦弧打底焊的焊縫區(qū)與熱影響區(qū)之間存在一個過渡區(qū)域，即熔合區(qū)，寬度約為400～500μm，為等軸晶組織。該區(qū)域經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)峰值溫度較低、高溫停留時間短，且位于焊縫邊緣的熔池中未完全溶解的硬質(zhì)顆粒較多，導(dǎo)致該區(qū)域的組織為細(xì)小等軸晶［9］。對熔合區(qū)進(jìn)一步放大［圖4(d)］，發(fā)現(xiàn)該區(qū)域內(nèi)的等軸晶晶粒尺寸大小不一，大略可分為2個小區(qū)域，區(qū)域1為鄰近熱影響區(qū)的寬度約為80～100μm的細(xì)小等軸晶區(qū)，晶粒尺寸約為10～20μm，大約與熱影響區(qū)的等軸晶晶粒尺寸相當(dāng);區(qū)域2為鄰近焊縫區(qū)的寬度約為300～400μm的等軸晶區(qū)，晶粒尺寸增大至30～50μm。

2.2.3 交流脈沖Ar弧焊作用區(qū)

圖5(a)為交流脈沖Ar弧作用區(qū)域的宏觀形貌，由于Ar弧能量較為發(fā)散，因此蓋面焊形貌類似“碗狀”。圖5(b)、5(c)為Ar弧焊縫區(qū)與He弧區(qū)、母材區(qū)的過渡處形貌，可以看出過渡處均可以觀察到呈細(xì)小等軸晶的過渡區(qū)域(類似熔合區(qū))，且在細(xì)小等軸晶的基礎(chǔ)上沿整個界面存在一層向外生長的柱狀樹枝晶，而在兩者之間易出現(xiàn)氣孔缺陷。在鄰近焊縫正面和整個界面的區(qū)域［圖5(a)中的B區(qū)域］，由于成分過冷度和冷卻速度大等原因，其微觀組織為50～100μm的等軸晶或等軸枝晶;而Ar弧焊縫區(qū)域中心［圖5(a)中的A區(qū)域］由于高溫持續(xù)時間長，呈現(xiàn)粗大的等軸晶晶粒(＞100μm)，在晶粒內(nèi)部及晶界處都可以觀察到顯著的二次相析出物。

2.3 兩類接頭的顯微硬度

圖6為兩類接頭的橫截面顯微硬度分布趨勢，可以看出顯微硬度分布趨勢均呈現(xiàn)出典型的“W”型，但是兩類接頭的各區(qū)域硬度值及寬度存在較大的差異。首先，兩者的焊縫區(qū)顯微硬度值最低，約為75～85，焊縫區(qū)寬度均約為6 mm;再者，熱影響區(qū)顯微硬度次之(85～95)，剛進(jìn)入熱影響區(qū)時由于熔合區(qū)組織為細(xì)小等軸晶，因此其顯微硬度迅速提高。隨著越來越遠(yuǎn)離焊縫中心，由于熱影響區(qū)組織發(fā)生過時效，接頭顯微硬度逐漸下降，但是也高于焊縫區(qū)。就差異性而言，交叉接頭的熱影響區(qū)寬度僅約為3～3.5 mm，而單一TIG接頭的熱影響區(qū)寬度達(dá)到了8～9 mm，這與兩類接頭宏觀組織形貌中的觀測結(jié)果是一致的。這也說明，和單一TIG接頭的2219C10S鋁合金母材的板條狀晶粒相比，交叉接頭母材區(qū)僅為5～10μm的細(xì)小等軸晶在電弧加熱作用下的抑制長大能力更強(qiáng)，從而其軟化區(qū)寬度也更窄;第三，進(jìn)入母材區(qū)后，單一TIG接頭的顯微硬度迅速提高至110以上，但是交叉接頭的母材區(qū)顯微硬度僅為90～100?？v觀兩類接頭，單一TIG接頭橫截面上的顯微硬度梯度較大，而交叉接頭則較小。結(jié)合顯微組織分析結(jié)果，交叉接頭的母材區(qū)、熱影響區(qū)、熔合區(qū)組織差異性不大，而單一TIG接頭的差異性則比較顯著。考慮到2219C10S鋁合金母材的抗拉強(qiáng)度為440 MPa，延伸率在12%～15%，而雙軸肩攪拌摩擦焊縱向拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度為 330～350 MPa，延伸率在 20%～25%［1］。

2.4 交叉接頭各方向取樣力學(xué)性能

采用熱處理強(qiáng)化鋁合金的運(yùn)載火箭貯箱，通常要求焊接接頭抗拉強(qiáng)度系數(shù)要高于50%，接頭延伸率要高于3.5%［10］。表1為各類接頭拉伸測試結(jié)果的平均值。試驗結(jié)果表明:(1)沿貯箱軸向和環(huán)向的交叉接頭、單一TIG接頭以及SR－FSW接頭的抗拉強(qiáng)度系數(shù)和延伸率均滿足運(yùn)載貯箱的使用要求;(2)由于實際飛行過程中焊縫沿彈體軸向方向的受力較大，因此文中更為關(guān)注沿SR－FSW焊縫方向的交叉接頭的性能，就貯箱軸向來看，沿SR－FSW焊縫方向的交叉接頭的抗拉強(qiáng)度平均值為291 MPa，延伸率為6.5%;而單一TIG接頭的抗拉強(qiáng)度平均值為306.85 MPa，而延伸率為5.025%。從該方向的性能數(shù)據(jù)來看，交叉接頭的延伸率高于單一TIG接頭約30%，這主要得益于交叉接頭的組織差異性更小，且接頭軟化區(qū)更窄，而抗拉強(qiáng)度低于單一TIG接頭，主要是由于2219C10S鋁合金母材的抗拉強(qiáng)度高于雙軸肩攪拌摩擦焊縱向拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度;(3)就貯箱環(huán)向來看，沿TIG方向的交叉接頭的抗拉強(qiáng)度平均值為310.2 MPa，延伸率為9.0%;而SR－FSW接頭的抗拉強(qiáng)度為 340.15 MPa，延伸率為 6.625%。

表1 交叉接頭各向取樣力學(xué)性能Tab.1 The mechanical properties of the cross－welded joint

從表1可看出:(1)貯箱筒段縱縫采用雙軸肩攪拌摩擦焊技術(shù)進(jìn)行焊接，總裝對接環(huán)縫采用熔焊技術(shù)，則沿貯箱軸向的交叉接頭的抗拉強(qiáng)度系數(shù)超過60%，延伸率均超過3.5%，但是其綜合性能在各類接頭中是最低的，該數(shù)據(jù)結(jié)果對設(shè)計部門具有重要意義，整個貯箱的薄弱之處在于此，在進(jìn)行貯箱強(qiáng)度核算時應(yīng)重點考慮此處;(2)沿SR－FSW方向的交叉接頭的延伸率較高，其在貯箱實際飛行過程中的協(xié)調(diào)變形能力要優(yōu)于單一TIG接頭，這對于運(yùn)載火箭貯箱是非常有利的;(3)另外從文獻(xiàn)［5－6］公布的數(shù)據(jù)來看，文中SR－FSW與TIG交叉接頭的兩個方向的力學(xué)性能均要優(yōu)于“C－FSW與TIG或VPPA交叉接頭”，這主要得益于在接頭厚度方向上雙軸肩攪拌摩擦焊接頭的組織、性能均勻性要優(yōu)于呈“碗狀”形貌［8］的常規(guī)攪拌摩擦焊接頭。

2.5 兩類接頭斷裂方式及斷口形貌

為了分析清楚整個橫截面上的斷裂位置，將拉伸斷裂后的試樣制成金相試樣，見圖7。

從圖7(a)可看出，交叉接頭的整個斷裂面均位于熱影響區(qū)，具體位置與熔合區(qū)有一定的距離，大約位于熱影響區(qū)顯微硬度最低的區(qū)域。從整個接頭來看，母材區(qū)、熱影響區(qū)、熔合區(qū)的組織均為等軸晶，而焊縫區(qū)為鑄造組織，從組織梯度上看，必然斷裂于熱影響區(qū)或熔合區(qū)。由于顯微硬度最低點位于熱影響區(qū)，因此其斷裂位置位于熱影響區(qū)的顯微硬度最低點。從斷裂面看，其起始斷裂位置位于交叉接頭背部的焊漏邊緣，之后沿著熱影響區(qū)延伸至焊縫正面余高的邊緣。圖7(b)為單一TIG接頭斷裂試樣的金相圖，可看出其斷裂面也均位于熱影響區(qū)，起始斷裂處位于蓋面焊緊鄰熔合區(qū)的熱影響區(qū)，之后延伸至打底焊的熱影響區(qū)［從圖6(b)可以看出此處為熱影響區(qū)顯微硬度的最低處］，直至焊縫背部。

圖8為兩類接頭的斷口微觀形貌，從圖8(a)可看出交叉接頭的斷裂面上包含有大量的等軸韌窩，在韌窩邊緣的撕裂棱特征明顯，且在韌窩底部可觀察到第二相粒子，因此交叉接頭為典型的韌性斷裂。在單一TIG接頭的斷裂面上［圖8(b)］可以觀察到尺度不一的等軸/非等軸韌窩特征，但是韌窩數(shù)量相對少、深度較淺、撕裂棱高低不一，且可以觀察到部分脆性斷裂特征［圖8(b)的箭頭處］，這也是單一TIG接頭延伸率低于交叉接頭的原因所在。

3 結(jié)論

(1)交叉接頭與單一TIG接頭的組織特征既有相同之處也存在差異。相同之處為焊縫區(qū)均由直流氦弧焊作用下的柱狀區(qū)和交流脈沖氬弧焊作用下的碗狀區(qū)組成;不同之處在于兩者的母材區(qū)與熱影響區(qū)組織。

(2)兩類接頭的橫截面顯微硬度分布均呈“W”型，單一TIG接頭橫截面上的顯微硬度梯度較大，而交叉接頭則較小，且交叉接頭的軟化區(qū)寬度較窄，這與細(xì)小等軸晶在電弧熱影響區(qū)作用下的抑制長大能力更強(qiáng)有關(guān)。

(3)沿SR－FSW焊縫方向的交叉接頭的抗拉強(qiáng)度系數(shù)為66.14%，低于單一TIG接頭的69.74%，但前者的接頭延伸率比單一TIG接頭高約30%。

(4)兩類接頭的斷裂位置均位于接頭熱影響區(qū)的顯微硬度最低處。交叉接頭的斷口形貌為典型的韌性斷裂，而單一TIG接頭還可觀察到部分脆性斷裂特征。

［1］趙衍華，李延民，郝云飛，等.2219鋁合金雙軸肩攪拌摩擦焊接頭組織與性能分析［J］.宇航材料工藝，2012，42(6):70－75.

［2］ HILGERT J，SANTOS J F，HUBER N.Shear layer modelling for bobbin tool friction stir welding［J］.Science and Technology of Welding and Joining，2012，17(6):454－459.

［3］WALDRON D，TERNAN K M，KOKKO E.Bobbintool friction－stir welding of thick－walled aluminum alloy pressure vessels［J］.Welding Journal，2007，87(4):40－44.

［4］郝云飛，王國慶，周慶，等.運(yùn)載火箭鋁合金貯箱全攪拌摩擦焊接工藝及應(yīng)用［J］.宇航材料工藝，2016，46(6):11－20.

［5］張海，封小松，劉仁培.2219鋁合金FSW－VPPA交叉焊縫組織與力學(xué)性能［J］.焊接學(xué)報，2012，33(7):77－80.

［6］CHEN Shujun，YU Yang，LI Boatman.Study on defect in the intersection of VPPA and FSW［J］.Quarterly Journal of the Japan Welding Society，2011，29(3):124－128.

［7］章凌，黃誠，方岱寧等.大型薄壁貯箱焊接區(qū)等應(yīng)力優(yōu)化設(shè)計［J］.應(yīng)用力學(xué)學(xué)報，2015，32(4):593－596.

［8］FONDA R W，KNIPLING K E，BINGERT JF.Microstructural evolution ahead of the tool in aluminium friction stir welds［J］.Scripta Materialia，2008，58(5):343－348.

［9］DING Jikun，WANGDongpo，Wang Ying，et al.Effect of post weld heat treatment on properties of variable polarity TIG welded AA2219 aluminium alloy joints［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2014，24(5):1307－1316.

［10］劉志華，尚育如，寧立芹，等.新一代運(yùn)載火箭貯箱焊接工藝評價的概念及應(yīng)用［J］.導(dǎo)彈與航天運(yùn)載技術(shù)，2009(4):30－33.