焊接温度对5A06铝合金瞬时液相扩散焊接头组织与性能的影响

李振豪，赵丕峰，苗 鑫，姚尚君，陈思杰

(河南理工大学材料科学与工程学院，焦作 454000)

0 引 言

5A06铝合金是一种Al-Mg系防锈铝合金，耐腐蚀能力强，具备较高的强度和较好的焊接性，广泛用于航空航天、船舶、建筑等领域[1-2]。目前，常见的铝合金焊接方法主要有钨极氩弧焊、熔化极气体保护电弧焊、激光焊等[3-5]。但是，在铝合金熔化焊接凝固时熔池中会有少量气体出现而容易产生气孔，同时铝合金具有很强的化学活性，在空气中其表面易形成一层致密的氧化铝薄膜，在焊接时易形成氧化物夹渣；由于铝合金的导热性强，因此在焊接过程中常出现未熔合缺陷[6-10]；铝合金接头焊缝易出现成形不良、晶粒粗大、裂纹等缺陷[11-13]。瞬时液相(transient liquid phase，TLP)扩散焊是采用一种熔点低于母材的中间层材料，在加热到连接温度时熔化的中间层在结合面上形成瞬间液膜，在保温过程中低熔点元素向母材扩散而成分均匀化的一种焊接方法；相对于传统的熔化焊技术，该技术具有焊接温度低、热影响区小、焊接应力小、自动化程度高等优点，在现代工业中具有较大的应用潜力[14]。研究[15-16]表明，采用TLP 扩散焊技术对6061-T6铝合金进行连接后，可以控制焊缝中金属间化合物的生成，并减少夹杂与裂纹。但目前，有关5A06铝合金 TLP扩散焊的研究鲜有报道。作者选择与母材成分相近且含有一定量铜、硅、镍等降熔元素的Al-20Cu-6Si-2Ni非晶箔作为中间层，在氩气保护下采用TLP扩散焊方法对5A06铝合金进行焊接，研究焊接温度对接头组织与性能的影响。

1 试样制备与试验方法

试验材料为规格φ24 mm×3 mm 的5A06铝合金管，其化学成分见表1。焊前将待焊端面精车，用砂纸打磨、无水乙醇擦洗干净并吹干。选用厚度为40 μm的Al-20Cu-6Si-2Ni非晶箔片作为中间层，其熔化温度为526.9～539.7 ℃。在TLP-A型开放式瞬时液相扩散焊焊机上进行焊接试验，焊接原理如图1所示，试验时采用中频感应线圈加热，氩气保护，焊接温度为550，560，570，580，590 ℃，焊接时间为10 min，焊接压力为2.5 MPa。

表1 5A06铝合金的化学成分

图1 5A06铝合金的TLP扩散焊接原理示意

在接头焊缝处向两侧沿轴向截取金相试样，经过打磨、抛光，用keller试剂(95 mL蒸馏水+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF)腐蚀后，采用Olympus-GX51型光学显微镜观察接头界面组织，采用MerlinCompact型扫描电子显微镜(SEM)观察界面微观形貌，并使用附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析。使用MH-5型显微硬度计对接头的显微硬度分布进行测试，载荷为4.9 N，保载时间为5 s，从焊缝中心位置开始沿轴向每隔50 μm取点测试，相同位置沿纵向每隔100 μm测5点取其平均值。按照GB/T 2651—2008，在接头上以焊缝为中心沿轴向截取尺寸为80 mm×6 mm×3 mm的拉伸试样，采用SANS-CMT5205-200型微机控制电子万能力学试验机进行室温拉伸试验，拉伸速度为1 mm·min-1，相同焊接温度下测3个试样取平均值。拉伸试验结束后，采用SEM观察拉伸断口形貌，并用EDS进行微区成分分析。采用SmartLab型X射线衍射仪(XRD)对断口的物相组成进行分析，采用铜靶，Kα射线，电压为40 kV，电流为150 mA，扫描范围为10°～90°，扫描速率为10 (°)·min-1。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图2可以看出：当焊接温度为550 ℃时，接头焊缝较宽，约为20 μm，连接界面明显，焊缝中出现数量较多且分布连续的中间层残留物，未出现穿越边界生长现象，这说明焊接温度过低，中间层流动性较弱，导致焊缝较宽，得到的接头质量较差；当焊接温度升高至560 ℃时，焊缝宽度变窄，宽度为15～17 μm，焊接温度的提升增强了中间层元素的扩散效率，焊缝中残留物数量减少，仍未出现穿越边界生长现象；当焊接温度为570 ℃时，连接界面模糊，中间层与母材之间界面反应增强，降熔元素起到了降低连接界面母材熔点的作用，焊缝中无中间层残留物，部分母材晶粒穿越边界生长，接头质量较好；当焊接温度580 ℃时，焊缝宽度进一步变窄，连接界面模糊，部分区域母材晶粒跨边界生长，在焊接过程中降熔元素元素扩散充分，接头焊接质量较好；在590 ℃下焊接得到的焊缝最窄，但焊缝中有高温化合物生成，导致接头性能降低[17]。

图2 不同焊接温度下接头界面的显微组织

由图3可以看出，当焊接温度为550 ℃时，连接界面清晰，焊缝中出现较多中间层残留物，降熔元素在接头中分布不均匀，铜、镍元素在焊缝中心处出现较高的峰值，往母材两侧扩散量比较低。由表2可以看出：当焊接温度为550 ℃时焊缝中间层残留物的铝、铜、镍元素含量较高，说明中间层残留物是以铝、铜、镍为主要元素的化合物；基体中的铝、镍元素含量较高，同时母材基体中少量镁元素进入焊缝中，可知焊缝基体主要是以铝、镍元素为主的化合物。当焊接温度为550 ℃时，焊接温度较低，降熔元素扩散速率低，等温凝固结束时未扩散的中间层残留在焊缝中。当焊接温度为560 ℃时，焊缝中的中间层残留物数量减少，这是由于随着温度的升高，中间层与母材的扩散效果明显提高导致的；与焊接温度为550 ℃时相比，降熔元素在接头中分布较均匀，但铜元素在焊缝中心处仍有较高峰值；焊缝基体中铝、镁元素含量增大，铜、硅、镍含量下降，说明随着焊接温度的升高，中间层和母材之间发生互扩散，母材中的铝、镁元素进入焊缝中，降熔元素向母材中进行扩散。当焊接温度为580 ℃时，焊缝中未发现明显中间层残留物，连接界面模糊，母材晶粒发生穿越边界生长现象；焊缝中各元素分布较为均匀，说明在该焊接温度下的等温凝固过程中，中间层降熔元素与母材之间互相扩散效果较好。

表2 图3中不同位置的EDS分析结果

2.2 显微硬度与抗拉强度

由图4可以看出：不同焊接温度下获得的接头焊缝中心显微硬度明显高于两侧母材，且随着焊接温度的升高，焊缝中心的显微硬度呈先降低后升高的趋势，580 ℃时焊缝中心的显微硬度最低，为76.5 HV。当焊接温度较低时，焊缝中的中间层残留物较多，使焊缝位置处显微硬度较高，随着焊接温度的升高，焊缝中成分较为均匀，显微硬度降低，但当焊接温度为590 ℃时，焊缝中有化合物生成，因此硬度又有所升高。接头的抗拉强度随着焊接温度的升高先升高后降低，焊接温度为550 ℃时的抗拉强度最低，为151 MPa，当焊接温度为580 ℃时，抗拉强度最高，达到239 MPa。当焊接温度较低时，中间层中降熔元素扩散速率慢，等温凝固结束时未扩散进入母材的中间层元素在焊缝中形成残留物，导致接头裂纹源较多，抗拉强度较低。焊接温度提高后，降熔元素扩散充分，接头成分均匀，接头的抗拉强度较高。但焊接温度过高时焊缝中有高温化合物生成，导致脆性增加，接头性能降低[17]。

图4 不同焊接温度下接头的显微硬度分布曲线以及抗拉强度

2.3 拉伸断口形貌

由图5可以看出，当焊接温度为550 ℃时，接头在焊缝处断裂，断口平面较平坦，呈明显的脆性断裂特征，这是由于在焊接过程中降熔元素的扩散效果较差，而在焊后冷却过程中焊缝处残留了大量中间层残留物造成的。当焊接温度为560 ℃时，接头在焊缝处断裂，断口中存在明显的解理台阶，同时断口中存在扇形花样，裂纹在晶内夹杂物处萌生并沿径向扩展；由表3可知，块状夹杂物主要是铝、镍元素形成的化合物，即为中间层残留物；上述特征说明该断口存在脆性断裂区域，但是在中间层残留物附近还存在不规则的韧窝，说明该区域具有较好的塑性；断口中存在河流花样类似的撕裂棱，表明该区域发生了一定的塑性变形，可知该断口呈脆性和韧性混合断裂特征。由图6可以看出，当焊接温度为550,560 ℃时，断口中的中间层残留物主要为AlNi、AlCu3、Al3Ni2等脆性相，脆性相在拉应力的作用下易成为裂纹源，这是接头在焊缝处发生脆性断裂的主要原因。当焊接温度为580 ℃时，接头在焊缝处断裂，断口凹凸不平，韧窝数量较多且分布密集，小尺寸的韧窝较多，相同韧窝尺寸的聚集同在一个区域，断口呈韧性断裂特征；韧窝处的成分和母材相近，表明母材和中间层互扩散效果较好，接头的抗拉强度较高。

图5 不同焊接温度下接头拉伸断口形貌

图6 不同焊接温度下接头拉伸断口的XRD谱

表3 图5中不同位置的EDS分析结果

3 结 论

(1) 采用Al-Cu-Si-Ni非晶箔片作为中间层对5A06铝合金进行TLP扩散焊，在焊接压力2.5 MPa，焊接时间10 min条件下，当焊接温度为550，560 ℃时，焊缝较宽，连接界面明显，焊缝中存在中间层脆性相，未出现母材晶粒穿越边界生长现象；当焊接温度为570,580 ℃时，焊缝较窄，连接界面模糊，焊缝中未存在中间层脆性相，部分母材晶粒穿越边界生长，接头质量较好；在590 ℃下焊接得到的焊缝最窄。

(2) 随着焊接温度的升高，焊缝中心硬度先降低后升高，当焊接温度为580 ℃时，焊缝中心的硬度最低，为76.5 HV。在焊接温度为550，560 ℃时，中间层降熔元素扩散效果较差，接头抗拉强度较低，断口呈脆性断裂特征和韧-脆混合断裂特征；当焊接温度为580 ℃时，中间层降熔元素扩散效果良好，接头成分均匀，抗拉强度最大，达到239 MPa，断裂方式为韧性断裂；当焊接温度为590 ℃时，接头抗拉强度降低。在试验条件下采用TLP扩散焊连接5A06铝合金的最佳焊接温度为580 ℃。