焊接溫度對5A06鋁合金瞬時液相擴散焊接頭組織與性能的影響

李振豪，趙丕峰，苗 鑫，姚尚君，陳思杰

(河南理工大學材料科學與工程學院，焦作 454000)

0 引 言

5A06鋁合金是一種Al-Mg系防銹鋁合金，耐腐蝕能力強，具備較高的強度和較好的焊接性，廣泛用于航空航天、船舶、建筑等領域[1-2]。目前，常見的鋁合金焊接方法主要有鎢極氬弧焊、熔化極氣體保護電弧焊、激光焊等[3-5]。但是，在鋁合金熔化焊接凝固時熔池中會有少量氣體出現而容易產生氣孔，同時鋁合金具有很強的化學活性，在空氣中其表面易形成一層致密的氧化鋁薄膜，在焊接時易形成氧化物夾渣；由于鋁合金的導熱性強，因此在焊接過程中常出現未熔合缺陷[6-10]；鋁合金接頭焊縫易出現成形不良、晶粒粗大、裂紋等缺陷[11-13]。瞬時液相(transient liquid phase，TLP)擴散焊是采用一種熔點低于母材的中間層材料，在加熱到連接溫度時熔化的中間層在結合面上形成瞬間液膜，在保溫過程中低熔點元素向母材擴散而成分均勻化的一種焊接方法；相對于傳統的熔化焊技術，該技術具有焊接溫度低、熱影響區小、焊接應力小、自動化程度高等優點，在現代工業中具有較大的應用潛力[14]。研究[15-16]表明，采用TLP 擴散焊技術對6061-T6鋁合金進行連接后，可以控制焊縫中金屬間化合物的生成，并減少夾雜與裂紋。但目前，有關5A06鋁合金 TLP擴散焊的研究鮮有報道。作者選擇與母材成分相近且含有一定量銅、硅、鎳等降熔元素的Al-20Cu-6Si-2Ni非晶箔作為中間層，在氬氣保護下采用TLP擴散焊方法對5A06鋁合金進行焊接，研究焊接溫度對接頭組織與性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為規格φ24 mm×3 mm 的5A06鋁合金管，其化學成分見表1。焊前將待焊端面精車，用砂紙打磨、無水乙醇擦洗干凈并吹干。選用厚度為40 μm的Al-20Cu-6Si-2Ni非晶箔片作為中間層，其熔化溫度為526.9～539.7 ℃。在TLP-A型開放式瞬時液相擴散焊焊機上進行焊接試驗，焊接原理如圖1所示，試驗時采用中頻感應線圈加熱，氬氣保護，焊接溫度為550，560，570，580，590 ℃，焊接時間為10 min，焊接壓力為2.5 MPa。

表1 5A06鋁合金的化學成分

圖1 5A06鋁合金的TLP擴散焊接原理示意

在接頭焊縫處向兩側沿軸向截取金相試樣，經過打磨、拋光，用keller試劑(95 mL蒸餾水+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF)腐蝕后，采用Olympus-GX51型光學顯微鏡觀察接頭界面組織，采用MerlinCompact型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察界面微觀形貌，并使用附帶的能譜儀(EDS)進行微區成分分析。使用MH-5型顯微硬度計對接頭的顯微硬度分布進行測試，載荷為4.9 N，保載時間為5 s，從焊縫中心位置開始沿軸向每隔50 μm取點測試，相同位置沿縱向每隔100 μm測5點取其平均值。按照GB/T 2651—2008，在接頭上以焊縫為中心沿軸向截取尺寸為80 mm×6 mm×3 mm的拉伸試樣，采用SANS-CMT5205-200型微機控制電子萬能力學試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為1 mm·min-1，相同焊接溫度下測3個試樣取平均值。拉伸試驗結束后，采用SEM觀察拉伸斷口形貌，并用EDS進行微區成分分析。采用SmartLab型X射線衍射儀(XRD)對斷口的物相組成進行分析，采用銅靶，Kα射線，電壓為40 kV，電流為150 mA，掃描范圍為10°～90°，掃描速率為10 (°)·min-1。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出：當焊接溫度為550 ℃時，接頭焊縫較寬，約為20 μm，連接界面明顯，焊縫中出現數量較多且分布連續的中間層殘留物，未出現穿越邊界生長現象，這說明焊接溫度過低，中間層流動性較弱，導致焊縫較寬，得到的接頭質量較差；當焊接溫度升高至560 ℃時，焊縫寬度變窄，寬度為15～17 μm，焊接溫度的提升增強了中間層元素的擴散效率，焊縫中殘留物數量減少，仍未出現穿越邊界生長現象；當焊接溫度為570 ℃時，連接界面模糊，中間層與母材之間界面反應增強，降熔元素起到了降低連接界面母材熔點的作用，焊縫中無中間層殘留物，部分母材晶粒穿越邊界生長，接頭質量較好；當焊接溫度580 ℃時，焊縫寬度進一步變窄，連接界面模糊，部分區域母材晶粒跨邊界生長，在焊接過程中降熔元素元素擴散充分，接頭焊接質量較好；在590 ℃下焊接得到的焊縫最窄，但焊縫中有高溫化合物生成，導致接頭性能降低[17]。

圖2 不同焊接溫度下接頭界面的顯微組織

由圖3可以看出，當焊接溫度為550 ℃時，連接界面清晰，焊縫中出現較多中間層殘留物，降熔元素在接頭中分布不均勻，銅、鎳元素在焊縫中心處出現較高的峰值，往母材兩側擴散量比較低。由表2可以看出：當焊接溫度為550 ℃時焊縫中間層殘留物的鋁、銅、鎳元素含量較高，說明中間層殘留物是以鋁、銅、鎳為主要元素的化合物；基體中的鋁、鎳元素含量較高，同時母材基體中少量鎂元素進入焊縫中，可知焊縫基體主要是以鋁、鎳元素為主的化合物。當焊接溫度為550 ℃時，焊接溫度較低，降熔元素擴散速率低，等溫凝固結束時未擴散的中間層殘留在焊縫中。當焊接溫度為560 ℃時，焊縫中的中間層殘留物數量減少，這是由于隨著溫度的升高，中間層與母材的擴散效果明顯提高導致的；與焊接溫度為550 ℃時相比，降熔元素在接頭中分布較均勻，但銅元素在焊縫中心處仍有較高峰值；焊縫基體中鋁、鎂元素含量增大，銅、硅、鎳含量下降，說明隨著焊接溫度的升高，中間層和母材之間發生互擴散，母材中的鋁、鎂元素進入焊縫中，降熔元素向母材中進行擴散。當焊接溫度為580 ℃時，焊縫中未發現明顯中間層殘留物，連接界面模糊，母材晶粒發生穿越邊界生長現象；焊縫中各元素分布較為均勻，說明在該焊接溫度下的等溫凝固過程中，中間層降熔元素與母材之間互相擴散效果較好。

表2 圖3中不同位置的EDS分析結果

2.2 顯微硬度與抗拉強度

由圖4可以看出：不同焊接溫度下獲得的接頭焊縫中心顯微硬度明顯高于兩側母材，且隨著焊接溫度的升高，焊縫中心的顯微硬度呈先降低后升高的趨勢，580 ℃時焊縫中心的顯微硬度最低，為76.5 HV。當焊接溫度較低時，焊縫中的中間層殘留物較多，使焊縫位置處顯微硬度較高，隨著焊接溫度的升高，焊縫中成分較為均勻，顯微硬度降低，但當焊接溫度為590 ℃時，焊縫中有化合物生成，因此硬度又有所升高。接頭的抗拉強度隨著焊接溫度的升高先升高后降低，焊接溫度為550 ℃時的抗拉強度最低，為151 MPa，當焊接溫度為580 ℃時，抗拉強度最高，達到239 MPa。當焊接溫度較低時，中間層中降熔元素擴散速率慢，等溫凝固結束時未擴散進入母材的中間層元素在焊縫中形成殘留物，導致接頭裂紋源較多，抗拉強度較低。焊接溫度提高后，降熔元素擴散充分，接頭成分均勻，接頭的抗拉強度較高。但焊接溫度過高時焊縫中有高溫化合物生成，導致脆性增加，接頭性能降低[17]。

圖4 不同焊接溫度下接頭的顯微硬度分布曲線以及抗拉強度

2.3 拉伸斷口形貌

由圖5可以看出，當焊接溫度為550 ℃時，接頭在焊縫處斷裂，斷口平面較平坦，呈明顯的脆性斷裂特征，這是由于在焊接過程中降熔元素的擴散效果較差，而在焊后冷卻過程中焊縫處殘留了大量中間層殘留物造成的。當焊接溫度為560 ℃時，接頭在焊縫處斷裂，斷口中存在明顯的解理臺階，同時斷口中存在扇形花樣，裂紋在晶內夾雜物處萌生并沿徑向擴展；由表3可知，塊狀夾雜物主要是鋁、鎳元素形成的化合物，即為中間層殘留物；上述特征說明該斷口存在脆性斷裂區域，但是在中間層殘留物附近還存在不規則的韌窩，說明該區域具有較好的塑性；斷口中存在河流花樣類似的撕裂棱，表明該區域發生了一定的塑性變形，可知該斷口呈脆性和韌性混合斷裂特征。由圖6可以看出，當焊接溫度為550,560 ℃時，斷口中的中間層殘留物主要為AlNi、AlCu3、Al3Ni2等脆性相，脆性相在拉應力的作用下易成為裂紋源，這是接頭在焊縫處發生脆性斷裂的主要原因。當焊接溫度為580 ℃時，接頭在焊縫處斷裂，斷口凹凸不平，韌窩數量較多且分布密集，小尺寸的韌窩較多，相同韌窩尺寸的聚集同在一個區域，斷口呈韌性斷裂特征；韌窩處的成分和母材相近，表明母材和中間層互擴散效果較好，接頭的抗拉強度較高。

圖5 不同焊接溫度下接頭拉伸斷口形貌

圖6 不同焊接溫度下接頭拉伸斷口的XRD譜

表3 圖5中不同位置的EDS分析結果

3 結 論

(1) 采用Al-Cu-Si-Ni非晶箔片作為中間層對5A06鋁合金進行TLP擴散焊，在焊接壓力2.5 MPa，焊接時間10 min條件下，當焊接溫度為550，560 ℃時，焊縫較寬，連接界面明顯，焊縫中存在中間層脆性相，未出現母材晶粒穿越邊界生長現象；當焊接溫度為570,580 ℃時，焊縫較窄，連接界面模糊，焊縫中未存在中間層脆性相，部分母材晶粒穿越邊界生長，接頭質量較好；在590 ℃下焊接得到的焊縫最窄。

(2) 隨著焊接溫度的升高，焊縫中心硬度先降低后升高，當焊接溫度為580 ℃時，焊縫中心的硬度最低，為76.5 HV。在焊接溫度為550，560 ℃時，中間層降熔元素擴散效果較差，接頭抗拉強度較低，斷口呈脆性斷裂特征和韌-脆混合斷裂特征；當焊接溫度為580 ℃時，中間層降熔元素擴散效果良好，接頭成分均勻，抗拉強度最大，達到239 MPa，斷裂方式為韌性斷裂；當焊接溫度為590 ℃時，接頭抗拉強度降低。在試驗條件下采用TLP擴散焊連接5A06鋁合金的最佳焊接溫度為580 ℃。