胡耀 李曉延 邵盈愷

摘要：通過(guò)二次通用旋轉(zhuǎn)組合設(shè)計(jì)建立了2A97鋁鋰合金CMT+P焊接工藝參數(shù)與接頭抗拉強(qiáng)度之間的關(guān)系，利用金相顯微鏡、掃描電鏡和拉伸試驗(yàn)機(jī)研究不同工藝參數(shù)對(duì)接頭力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，根據(jù)回歸方程可確定優(yōu)化工藝參數(shù)范圍，在該范圍內(nèi)焊縫成形良好，抗拉強(qiáng)度均超過(guò)了母材的60%，拉伸斷口位于熔合線(xiàn)區(qū)，呈韌脆混合斷裂特征，等軸細(xì)晶與柱狀晶的轉(zhuǎn)變區(qū)成為接頭最薄弱的環(huán)節(jié)。

關(guān)鍵詞：鋁鋰合金;旋轉(zhuǎn)組合設(shè)計(jì);CMT+P;力學(xué)性能

中圖分類(lèi)號(hào)：TG457.14 ? ? ?文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A ? ? ? ? 文章編號(hào)：1001-2003（2021）05-0066-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.05.12

0 ? ?前言

鋁鋰合金具有密度低、彈性模量及強(qiáng)度高、抗疲勞、抗腐蝕性能優(yōu)良等特點(diǎn)，用其取代常規(guī)鋁合金可使結(jié)構(gòu)質(zhì)量減少10%～20%，剛度提高15%～20%，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的發(fā)展前景[1-2]。自20世紀(jì)初研發(fā)至今，第三代鋁鋰合金在第二代的基礎(chǔ)上降低了Li、Mg元素含量，增加了Ag、Zn等固溶強(qiáng)化合金元素，在保證各方面性能優(yōu)良的同時(shí)，還具備了各向異性低和可焊性高的優(yōu)勢(shì)[3]。隨著鋁鋰合金材料本身性能的大幅提升，改善其相應(yīng)的焊接技術(shù)以獲得高質(zhì)量焊接接頭，逐漸成為鋁鋰合金廣泛應(yīng)用的關(guān)鍵。

顯著的氣孔、熱裂紋、接頭軟化等缺陷使得焊接鋁鋰合金比傳統(tǒng)鋁合金更加困難。傳統(tǒng)弧焊成本低、通用性好，但熱輸入高，導(dǎo)致組織粗化、焊后變形大、接頭軟化嚴(yán)重[4]。在傳統(tǒng)MIG/MAG基礎(chǔ)上新開(kāi)發(fā)的冷金屬過(guò)渡技術(shù)（Cold Metal Transfer，CMT），將焊絲運(yùn)動(dòng)與熔滴過(guò)渡結(jié)合起來(lái)，具有無(wú)飛濺、低熱輸入的特點(diǎn)，非常適用于薄板的焊接[5-6]。本研究采用二次通用組合設(shè)計(jì)方法，使用CMT焊接鋁鋰合金薄板，研究了不同工藝參數(shù)對(duì)接頭性能的影響，并對(duì)較優(yōu)性能的工藝參數(shù)區(qū)間進(jìn)行了預(yù)測(cè)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)?zāi)覆倪x用厚度為2 mm的2A97鋁鋰合金軋制板材，尺寸100 mm×50 mm×2 mm。焊接試驗(yàn)采用不留間隙的Ⅰ型坡口平板對(duì)接形式，填充焊絲為直徑1.2 mm的ER5356焊絲，保護(hù)氣選用純度為99.9%的Ar氣體，母材及焊絲的化學(xué)成分分別如表1、表2所示。

試驗(yàn)設(shè)備由VR 7000-CMT焊機(jī)、送絲機(jī)、焊接機(jī)器人、焊接平臺(tái)及保護(hù)氣系統(tǒng)組成。CMT焊接擁有豐富的專(zhuān)家化系統(tǒng)，將送絲和焊接過(guò)程控制聯(lián)系在一起，焊接電流、焊接電壓及送絲速度是一元化匹配的。因而選取焊接電流為代表參數(shù)，采用專(zhuān)家推薦的CMT 881+P程序，脈沖頻率116 Hz，弧長(zhǎng)修正及脈沖修正0，Ar氣氣體流量15 L/min，焊絲干伸出長(zhǎng)度12 mm，焊接方向與軋制方向平行。

施焊前，先用酒精、丙酮清洗試板表面，去除試板表面油污及灰塵，并用清水沖洗干凈。再進(jìn)行化學(xué)清洗，即使用10%NaOH溶液清洗3～5 min→清水沖洗→30%HNO3溶液清洗3～5 min→清水沖洗→風(fēng)干保存。最后，焊前用鋼絲刷打磨待焊試板兩側(cè)，并用丙酮擦洗。焊后沿垂直于焊接方向截取金相觀察試樣，經(jīng)鑲嵌、打磨和拋光后，使用Keller試劑（體積比，V（HF）∶V（HCl）∶V（HNO3）∶V（H2O =1.0∶1.5∶2.5∶95.0）腐蝕15 s。采用OLYMPUS BM51M型金相顯微鏡觀察接頭橫截面焊縫成形和顯微組織;利用MiroMet 5103型數(shù)字式顯微硬度計(jì)測(cè)試接頭硬度，試驗(yàn)載荷100 gf，加載時(shí)間10 s;在SANS電子萬(wàn)能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min，拉伸試樣尺寸如圖1所示;采用FEI QUANTA FEG 650型掃描電子顯微鏡對(duì)拉伸斷口進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 焊接工藝參數(shù)

基于前期工作，在試驗(yàn)前確定了可獲得全熔透的工藝參數(shù)范圍。為了減少試驗(yàn)次數(shù)，可根據(jù)預(yù)測(cè)值尋找最優(yōu)區(qū)域。試驗(yàn)采用二次通用旋轉(zhuǎn)組合設(shè)計(jì)，即在其他工藝條件一定的情況下，焊接電流I和焊接速度v是決定焊縫成形的主要工藝參數(shù)，因此將焊接電流及焊接速度分別轉(zhuǎn)換為x1和x2的無(wú)量綱參數(shù)，其線(xiàn)性變換式為

式中 xi為編碼值;Zi為焊接參數(shù);Zi0為因素零水平;?i為變動(dòng)區(qū)間。試驗(yàn)水平編碼如表3所示。

試驗(yàn)依據(jù)二次正交旋轉(zhuǎn)組合設(shè)計(jì)參數(shù)表選取兩因子（全實(shí)施）計(jì)劃方案，因此回歸方程表達(dá)式為

式中 y為接頭抗拉強(qiáng)度;b0為常數(shù)項(xiàng);b1、b2為線(xiàn)性系數(shù);b12為交互項(xiàng);b11、b22為二次項(xiàng)系數(shù)。

試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表4，并利用Matlab軟件對(duì)試驗(yàn)結(jié)果計(jì)算以編碼值為變量的回歸方程的各項(xiàng)系數(shù)，得到二次回歸模型如下

為了明確回歸模型是否有意義，需對(duì)回歸方程及其回歸系數(shù)顯著性進(jìn)行檢驗(yàn)，檢驗(yàn)結(jié)果如表5、表6所示。對(duì)失擬平方和的F檢驗(yàn)，即FLf=1.91<F0.05（3，4）=6.59，可知失擬在α=0.05水平上不顯著，方程在該水平下沒(méi)有失擬。進(jìn)一步的回歸方程顯著性檢驗(yàn)，可得FR=5.00>F0.05（5，7）=3.97，說(shuō)明二次回歸模型在0.05水平下顯著，可以反映兩種工藝參數(shù)對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度的影響。表6的結(jié)果表明，在t0.05（7）=2.365的水平下，焊接速度對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度影響最為顯著，其次是焊接電流的平方和焊接電流，而焊接速度的平方影響最小，因此將x22剔除，并反編碼得到回歸方程為：

在保證焊縫全熔透的前提下，基于該抗拉強(qiáng)度預(yù)測(cè)方程繪制了焊接電流、焊接速度與接頭抗拉強(qiáng)度關(guān)系的等高線(xiàn)，如圖2所示。當(dāng)焊接速度一定時(shí)，抗拉強(qiáng)度隨著焊接電流的增大先增大后減小。當(dāng)焊接電流為90～107 A時(shí)，抗拉強(qiáng)度隨著焊接速度增大而增大，而當(dāng)焊接電流為107～110 A時(shí)，抗拉強(qiáng)度隨著焊接速度增大而減小。圖2中虛線(xiàn)等高線(xiàn)的值為159 MPa（母材抗拉強(qiáng)度的60%），虛線(xiàn)左側(cè)區(qū)域內(nèi)工藝參數(shù)能夠獲得力學(xué)性能良好的焊接接頭，右側(cè)則為不合格的焊接接頭。一般來(lái)說(shuō)，在全熔透的情況下，熱輸入的減小有利于降低熔池溶氫量，減少氣孔數(shù)量，同時(shí)低沸點(diǎn)合金元素Li、Mg的燒損減輕，使得較多的強(qiáng)化元素得以保留;另一方面，焊接速度快，熱輸入小，熔池高溫停留時(shí)間短，使得凝固時(shí)具有較大的溫度梯度和結(jié)晶速率，焊縫晶粒尺寸細(xì)化，接頭力學(xué)性能提高。

在虛線(xiàn)左側(cè)區(qū)域內(nèi)選取焊接電流93 A、焊接速度115 cm/min進(jìn)行焊接，接頭抗拉強(qiáng)度為188.82 MPa，與預(yù)測(cè)值177.15 MPa的誤差率為6.59%，說(shuō)明方程擬合效果良好。

2.2 斷口分析

觀察焊接電流93 A、焊接速度115 cm/min時(shí)焊接試樣的拉伸斷口，其斷口形貌如圖3所示。圖3a中可以觀察到除圓圈區(qū)域內(nèi)由高低不平的解理臺(tái)階組成的“ 河流花樣 ”外，還存在著少量韌窩。圖3b為圖3a中方形區(qū)域的局部放大圖，可以清晰的發(fā)現(xiàn)該位置存在著大量表面光滑且完整的球狀小晶粒與少量的橢圓形韌窩，說(shuō)明該斷口位于熔合線(xiàn)區(qū)靠近焊縫一側(cè)，斷口為“ 穿晶+沿晶 ”的韌脆混合斷裂模式。

2.3 接頭形貌

焊接電流為93 A、焊接速度為115 cm/min時(shí)的焊縫宏觀形貌如圖4所示。焊縫成形良好，無(wú)宏觀裂紋和明顯氣孔，熱影響區(qū)較窄，且變形小。但焊縫中仍存在著一定數(shù)量散亂分布的微小氣孔，采用Image-pro plus軟件對(duì)氣孔進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，氣孔平均直徑為37 μm，最大直徑為0.16 mm，氣孔率為1.92%，其尺寸、分布與激光焊相比無(wú)明顯差異。鋁鋰合金中活潑金屬鋰元素的存在，使得焊接時(shí)易吸附周?chē)諝庵械乃郑瑢?dǎo)致熔池中氫含量增加，其氣孔缺陷相較傳統(tǒng)鋁合金更難抑制[7]。與傳統(tǒng)弧焊相比，CMT焊的“ 冷熱相交替 ”使得熱輸入大大降低，加之脈沖電流的攪拌作用，焊縫氣孔數(shù)量和尺寸有一定程度的減小[8]。

鋁鋰合金焊縫金相組織形貌如圖5所示。圖5a顯示了四個(gè)不同的區(qū)域，根據(jù)微觀組織特征可分為：熱影響區(qū)（HAZ）、部分熔化區(qū)（PMZ）、等軸細(xì)晶區(qū)（EQZ）和柱狀晶區(qū)（CCZ），其中圖內(nèi)實(shí)線(xiàn)區(qū)域?yàn)椴糠秩刍瘏^(qū)，虛線(xiàn)區(qū)域?yàn)榈容S細(xì)晶區(qū)。與傳統(tǒng)熔化焊的焊縫細(xì)晶區(qū)不同，焊縫熔合線(xiàn)區(qū)出現(xiàn)了EQZ與柱狀晶相間的帶狀組織，且沿著EQZ聯(lián)生結(jié)晶的柱狀晶并未出現(xiàn)明顯的長(zhǎng)大。焊縫中心區(qū)域以大量的等軸樹(shù)枝晶（EDZ）為主，如圖5b所示。一般認(rèn)為，熔合線(xiàn)區(qū)域溫度較低，液體流動(dòng)近乎停滯，高熔點(diǎn)Al3Zr、Al3（Lix，Zr1-x）等彌散相得以保留，Li元素降低了Al液體表面張力，促進(jìn)以熔池邊緣液態(tài)金屬中彌散分布的Al3Zr、Al3（Lix，Zr1-x）等微粒成為異質(zhì)形核的形核質(zhì)點(diǎn)，而結(jié)晶前沿較小的成分過(guò)冷給予晶核充分的長(zhǎng)大時(shí)間，使得它們呈球面發(fā)展，從而形成等軸細(xì)晶區(qū)[9-10]。

斷口側(cè)面金相形貌如圖6所示，斷口失效可能首先起源于等軸細(xì)晶與柱狀晶轉(zhuǎn)變區(qū)，為沿晶斷裂（見(jiàn)圖6b）。隨后，沿著與拉伸應(yīng)力呈一定角度的方向擴(kuò)展，并擴(kuò)展到柱狀晶區(qū)斷裂，由形貌可知為穿晶斷裂（見(jiàn)圖6c）。一般來(lái)說(shuō)，接頭斷裂模式是由微觀組織、溶質(zhì)偏析和析出行為共同決定的。一方面，焊縫中合金元素偏析和粗大的共晶相使得晶界間結(jié)合力減弱，這些共晶相在局部變形過(guò)程中易引起應(yīng)力集中，促使微孔的形核[11]。另一方面，接頭組織不均勻?qū)е聭?yīng)力分布不均勻，使裂紋擴(kuò)展中所受到的抗力產(chǎn)生變化，致使裂紋擴(kuò)展方向的不穩(wěn)定性[12]。由圖5可知，等軸細(xì)晶和柱狀晶的急劇轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致此處變形梯度較大，這可能是此區(qū)域易產(chǎn)生早期微孔和沿晶斷裂的主要原因。因此，等軸細(xì)晶和柱狀晶轉(zhuǎn)變區(qū)是接頭最薄弱的地方，一定程度上限制了力學(xué)性能的提高。

3 結(jié)論

（1）基于二次通用旋轉(zhuǎn)組合設(shè)計(jì)建立了2 mm厚2A97鋁鋰合金CMT+P焊抗拉強(qiáng)度預(yù)測(cè)方程 ，其中焊接速度對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度的影響最為顯著，其次為焊接電流的平方，再次為焊接電流，焊接速度的平方影響最小。

（2）焊接電流為93 A，焊接速度為115 cm/min時(shí)的焊接接頭成形良好，抗拉強(qiáng)度為188.82 MPa，約為母材的71.2%，拉伸斷裂位于熔合線(xiàn)區(qū)，斷口為“ 穿晶+沿晶 ”的混合斷裂模式

（3）斷口位于等軸細(xì)晶與柱狀晶的轉(zhuǎn)變區(qū)域內(nèi)，此區(qū)域成為了接頭最薄弱的環(huán)節(jié)，限制了力學(xué)性能的提高。

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