王凡，房湛，徐琛，尹玉環(huán)，陳科

異種高強(qiáng)鋁合金間攪拌摩擦焊接頭組織與性能研究

王凡1，2，房湛1，2，徐琛1，2，尹玉環(huán)3，陳科1，2

(1.上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海200240;2.上海交通大學(xué)上海市高溫材料精密成形重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海200240; 3.上海航天設(shè)備制造總廠，上海200245)

通過(guò)攪拌摩擦焊接技術(shù)成功連接了兩種應(yīng)用于航天工業(yè)的鋁合金2195-T8和2219-T87。實(shí)驗(yàn)中固定焊接轉(zhuǎn)速，研究了焊縫組織和力學(xué)性能隨焊接走速的變化關(guān)系，發(fā)現(xiàn)焊核區(qū)上部異種材料間有明顯界面，且該界面形貌受焊接走速影響劇烈。同時(shí)在焊接速度較高時(shí)，發(fā)現(xiàn)一種新的攪拌摩擦焊接接頭的斷裂模式。此種斷裂模式與焊核區(qū)上部形成的異種材料間界面形貌和冶金結(jié)合強(qiáng)度有關(guān)。本文探討了其產(chǎn)生原因及其對(duì)接頭力學(xué)性能的影響。

攪拌摩擦焊;異種材料;鋁鋰合金;組織結(jié)構(gòu);力學(xué)性能

高強(qiáng)鋁合金是航空航天工業(yè)中應(yīng)用最為廣泛的結(jié)構(gòu)材料。Li是最輕的金屬元素，每加入1%的Li，可使鋁合金的密度減小3%，彈性模量提高6%。以2195為代表的鋁鋰合金具有低密度、高比強(qiáng)度、高比剛度，優(yōu)良的低溫性能等諸多優(yōu)點(diǎn)，正被越來(lái)越多的應(yīng)用在航空航天工業(yè)當(dāng)中。然而鋁鋰合金焊接性能較差，成本高昂，斷裂韌性較差，延展性和疲勞抗性不足，難以單獨(dú)作為航天器結(jié)構(gòu)件材料使用。2219作為傳統(tǒng)的鋁銅合金材料，在航天領(lǐng)域已經(jīng)取得成熟而廣泛的應(yīng)用。如何將這兩種不同的鋁合金材料有效連接成為航天工業(yè)發(fā)展中一個(gè)亟待解決的問(wèn)題。

攪拌摩擦焊(FSW)是1991年英國(guó)焊接研究所(TWI)發(fā)明的一種固相焊接技術(shù)，兼具了焊縫接頭強(qiáng)度高，焊接穩(wěn)定不易形成缺陷，無(wú)污染能耗小等諸多優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)為是鋁合金連接有效的解決方案［1］。已有的研究表明，F(xiàn)SW可以很好實(shí)現(xiàn)2219同種材料之間和2195同種材料之間的連接［2～6］，但是對(duì)于這兩種材料之間的FSW研究還比較少，并且之前的研究主要集中在厚板焊接［7］，對(duì)這兩種材料的異種薄板FSW鮮有報(bào)道。劉會(huì)杰課題組對(duì)O態(tài)和T6態(tài)的2219同種材料攪拌摩擦焊做了詳細(xì)的研究。研究發(fā)現(xiàn)當(dāng)焊核內(nèi)無(wú)缺陷時(shí)，樣品在拉伸過(guò)程中斷裂在焊縫橫截面硬度最低的位置，該位置強(qiáng)化相的溶解與粗化現(xiàn)象最為顯著［2，3］。類似的現(xiàn)象在其他同種或異種材料攪拌摩擦焊實(shí)驗(yàn)中也都有所發(fā)現(xiàn)［8，9］。

本研究選取了2219-T87和2195-T8鋁合金，分析了焊縫接頭焊核區(qū)的特征和不同焊接參數(shù)對(duì)FSW接頭的微觀組織形貌、拉伸性能、斷裂位置的影響。實(shí)驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，當(dāng)焊接走速較低時(shí)，斷裂容易發(fā)生在橫截面硬度較低的位置，而當(dāng)焊接走速升高后，斷裂會(huì)發(fā)生在焊核內(nèi)不同材料的界面處，該位置并非橫截面硬度最低區(qū)域，這是不同于以往實(shí)驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)的整個(gè)焊接接頭中的另一個(gè)薄弱位置。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本實(shí)驗(yàn)中所用的母材為軋制的2195-T8和2219-T87鋁合金板材。2195-T8板材厚2mm，2219-T87板材從6mm單面銑薄至2mm厚。母材力學(xué)性能如表1所示。

實(shí)驗(yàn)中采用的攪拌頭軸肩直徑8mm，攪拌針采用了三截面設(shè)計(jì)以加強(qiáng)材料流動(dòng)，針長(zhǎng)1.7mm，針頂部圓直徑2.8mm，底部圓直徑3.3mm。實(shí)驗(yàn)中選取2219-T87作為前進(jìn)側(cè)材料，為了研究焊縫各項(xiàng)性能隨焊接走速變化的演化關(guān)系，固定焊接轉(zhuǎn)速為1000r/min。各焊接樣品實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表2所示，焊接方向始終與兩種母材的軋制方向平行。

表1 2195-T8與2219-T87母材力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of2195-T8 and 2219-T87 base metals

表2 實(shí)驗(yàn)各樣品焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding parameters of each specimen

實(shí)驗(yàn)中拉伸試樣和金相試樣取自焊縫中部穩(wěn)定部分。拉伸試樣依據(jù)ASTM E8/E8M-09小型尺寸試樣標(biāo)準(zhǔn)，沿垂直焊縫方向選取，拉伸速率為1mm/ min。金相試樣拋光后采用Keller試劑(190mL H2O+3mL HCl+5mL HNO3+2mL HF)進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間約為10s。

2 結(jié)果與分析

2.1焊縫橫截面組織

圖1a為A2樣品金相照片，這是典型的焊后焊縫橫截面微觀組織。從中可以看出兩種不同母材被很好地焊接在一起，焊縫中央沒(méi)有明顯缺陷。

依照不同區(qū)域經(jīng)歷的機(jī)械影響和熱輸入量的不同，焊縫橫截面可以被劃分為母材(BM)，熱影響區(qū)(HAZ)，熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)和焊核區(qū)(NZ)四個(gè)不同的區(qū)域。在本實(shí)驗(yàn)中，焊核區(qū)呈現(xiàn)出盆狀形貌。圖1b是前進(jìn)側(cè)NZ/TMAZ邊界處，可以看出兩區(qū)域分界明顯，晶粒度變化劇烈。圖1d是后退側(cè)NZ/ TMAZ邊界處，晶粒度和晶粒的變形程度呈現(xiàn)出逐漸變化的趨勢(shì)。這與材料在前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)經(jīng)歷的不同機(jī)械作用有關(guān)，由于受到攪拌頭行進(jìn)和旋轉(zhuǎn)同方向的作用，焊接過(guò)程中前進(jìn)側(cè)材料經(jīng)受的剪切力更大，變形更加劇烈。

圖1 (a)A2-2219AS1000*200焊縫組織;(b)前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)邊界;(c)焊核區(qū)靠近后退側(cè)區(qū)域(II區(qū));(d)后退側(cè)焊核區(qū)邊界Fig.1(a)metallographic analysis of A2 cross-section;(b)nugget boundary to AS side; (c)nugget zone near RS side(Region II);(d)nugget boundary to RS side

此外可以觀察到，在焊核區(qū)內(nèi)部，材料又可以明顯劃分為三個(gè)區(qū)域。I區(qū)位于焊核區(qū)上部，靠近前進(jìn)側(cè)(AS)的2219母材，該區(qū)域主要由原始的2219母材受攪拌軸肩影響經(jīng)過(guò)完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后形成; II區(qū)靠近后退側(cè)(RS)，2195母材在焊接過(guò)程中受軸肩帶動(dòng)進(jìn)入焊核區(qū)內(nèi)，靠近軸肩的材料再結(jié)晶較為充分，而焊核區(qū)中間高度處的材料部分保留了原始母材的較大晶粒，經(jīng)歷了不完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程，如圖1c所示;III區(qū)位于焊核區(qū)底部，材料流動(dòng)主要受攪拌針的影響，形成了通常所說(shuō)的“洋蔥環(huán)”區(qū)域，這一區(qū)域內(nèi)的材料同樣經(jīng)歷了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程。在其他焊接條件下，焊縫橫截面同樣可以劃分出以上的不同區(qū)域。相對(duì)于厚板焊接而言，薄板焊接中軸肩的影響加大，類似的焊縫橫截面微觀形貌在其他薄板異種材料攪拌摩擦焊實(shí)驗(yàn)中也有所發(fā)現(xiàn)［10，11］。焊核區(qū)內(nèi)部材料明顯分界是異種材料薄板焊接中的一個(gè)顯著特征。

對(duì)比不同焊接參數(shù)條件下的焊縫微觀組織，如圖2所示，可以觀察到在焊接走速較低時(shí)，焊核區(qū)上部形成了明顯的“之”字形結(jié)構(gòu)，而當(dāng)焊接走速上升后，I區(qū)和II區(qū)的交錯(cuò)程度減小，形成了較為豎直的界面，且界面更加靠近焊縫中央。這是由于焊接走速較低時(shí)，焊核區(qū)上部受攪拌軸肩的剪切力影響較大，后退側(cè)材料受軸肩的帶動(dòng)作用明顯。在焊接走速升高后，這種軸肩對(duì)材料流動(dòng)的帶動(dòng)作用減小，后退側(cè)材料的流動(dòng)減弱。

圖2 不同焊接參數(shù)樣品的焊縫微觀組織Fig.2 Metallographic analysis with different parameters

2.2焊縫橫截面硬度分布

實(shí)驗(yàn)中對(duì)A3樣品焊縫橫截面不同高度處進(jìn)行了顯微硬度測(cè)試，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖3所示。由于經(jīng)過(guò)FSW后焊縫有明顯減薄，故選取了距焊縫底部0.3mm(Bottom)，0.9mm(Middle)和1.5mm (Top)處進(jìn)行硬度測(cè)試，代表焊縫不同高度處的硬度分布情況。

從圖中可以看出，硬度最高的區(qū)域在2195母材一側(cè)。在未進(jìn)入焊核區(qū)時(shí)，兩種母材的硬度已經(jīng)有了大幅下降。這是因?yàn)镕SW是機(jī)械影響與熱輸入綜合作用的過(guò)程，在焊核區(qū)以外，材料主要受到熱輸入量的影響，焊接時(shí)溫度的升高使得母材中原有的具有強(qiáng)化作用的析出相發(fā)生溶解或粗化，導(dǎo)致局部區(qū)域材料的硬度有了顯著減?。?2，13］。

圖3 A3樣品焊縫橫截面不同高度處硬度分布Fig.3 Hardness distribution of A3 at different height

從兩側(cè)進(jìn)入焊核區(qū)后，不同高度處的材料硬度都有了小幅度提高，這可能與焊核內(nèi)部的晶粒細(xì)化和沉淀相的重新析出有關(guān)。焊核內(nèi)靠近后退側(cè)的區(qū)域較靠近前進(jìn)側(cè)的區(qū)域硬度稍高，這可能是因?yàn)?195母材強(qiáng)度高于2219母材，故焊核內(nèi)右側(cè)材料硬度稍高。此外，由于砧板使焊縫底部材料冷卻速率增加，不利于該區(qū)域強(qiáng)化相的重新析出，使得焊核區(qū)頂部硬度較底部更高［14］。

2.3焊縫拉伸測(cè)試性能

圖4是不同參數(shù)樣品進(jìn)行拉伸測(cè)試的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。結(jié)果表明，隨焊接走速上升，焊縫的抗拉強(qiáng)度(UTS)呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢(shì)。在焊接走速為200mm/min時(shí)，焊縫的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了最大，為382MPa，是2219-T87母材強(qiáng)度的79%。同時(shí)，焊縫的屈服強(qiáng)度(YS)在焊接走速?gòu)?00mm/min上升到200mm/min時(shí)顯著提高，而在200mm/min和400mm/min走速下變化不明顯。

圖5是各參數(shù)樣品拉伸斷裂后的金相圖。當(dāng)焊接走速為100mm/min時(shí)，焊縫斷裂在2219一側(cè)NZ/TMAZ邊界上，而當(dāng)焊接走速為200mm/min和400mm/min時(shí)，斷裂發(fā)生在焊核區(qū)內(nèi)部，部分?jǐn)嗔崖窂矫黠@沿異種材料界面擴(kuò)展，形成鋸齒狀形貌。結(jié)合拉伸測(cè)試結(jié)果可知，2219一側(cè)NZ/TMAZ邊界是低走速樣品焊縫最薄弱之處，走速提高后，這一區(qū)域得到了強(qiáng)化，整個(gè)樣品的抗拉強(qiáng)度上升，并且焊縫最薄弱區(qū)域轉(zhuǎn)移到了焊核內(nèi)部，斷裂位置發(fā)生變化。這是因?yàn)槌恋韽?qiáng)化是兩種鋁合金材料重要的強(qiáng)化方式，而FSW是機(jī)械影響與熱輸入共同作用的過(guò)程，當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速不變時(shí)，在低走速下焊縫經(jīng)歷了較大熱輸入，焊接溫度較高，2219一側(cè)NZ/TMAZ邊界原有的析出相發(fā)生粗化或溶解，減弱了析出相的強(qiáng)化作用。當(dāng)焊接走速提高后，熱輸入量減小，焊接溫度降低，析出相的強(qiáng)化作用得到了更大的保留，提高了局部區(qū)域的強(qiáng)度，同時(shí)這一區(qū)域的強(qiáng)化也提高了整個(gè)焊縫的抗形變能力，這一點(diǎn)也可以從焊縫的屈服強(qiáng)度變化中得到印證。

圖4 各參數(shù)樣品拉伸測(cè)試結(jié)果Fig.4 Tensile test results with different parameters

圖5 不同焊接參數(shù)樣品拉伸斷裂金相圖Fig.5 Fracture metallographic analysis with different parameters

在A2和A3樣品中，斷裂位置有很大一部分與焊核區(qū)內(nèi)I區(qū)II區(qū)邊界重合，這表明在焊核內(nèi)部，兩不同區(qū)域的界面是整個(gè)焊縫的另一個(gè)相對(duì)薄弱區(qū)域。A3樣品的硬度分布顯示，其硬度最低的地方位于2219側(cè)NZ/TMAZ邊界處呈45度分布，這一位置正是A1樣品的斷裂處。但是A3樣品斷裂在焊縫中央，該位置并非焊縫硬度最低處，說(shuō)明隨著焊接走速上升，整個(gè)焊縫的抗拉強(qiáng)度主要受焊核內(nèi)部I區(qū)和II區(qū)不同材料界面間連接強(qiáng)弱的影響。在拉伸過(guò)程中，材料最軟處首先發(fā)生塑性變形并隨變形不斷得到強(qiáng)化，在A1樣品中，2219一側(cè)NZ/TMAZ邊界處抗拉強(qiáng)度較低，故樣品斷裂在該位置;當(dāng)焊接走速升高后，雖然這一區(qū)域仍然是整個(gè)焊縫最軟處，但隨著拉伸的進(jìn)行，其強(qiáng)度不斷提高，并超過(guò)焊核內(nèi)界面強(qiáng)度，導(dǎo)致雖然2219一側(cè)NZ/TMAZ邊界處硬度最低，但斷裂發(fā)生在焊核內(nèi)部。A1和A3樣品的拉伸曲線圖同樣可以說(shuō)明這一點(diǎn)，如圖6所示。A1樣品在達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度后，經(jīng)過(guò)了頸縮過(guò)程才發(fā)生斷裂，而A3樣品斷裂在焊核內(nèi)界面處，拉伸達(dá)到極限抗拉強(qiáng)度時(shí)即發(fā)生斷裂，并沒(méi)有頸縮的過(guò)程，這是因?yàn)榇藭r(shí)焊縫的抗拉強(qiáng)度主要受焊核內(nèi)界面影響，而焊核內(nèi)沿界面的斷裂為脆性斷裂，整個(gè)焊縫并不會(huì)產(chǎn)生頸縮過(guò)程。拉伸曲線的差異也是不同走速下樣品拉伸過(guò)程中的一個(gè)顯著區(qū)別。

圖6 A1與A3樣品拉伸測(cè)試曲線Fig.6 Tensile curves of A1 and A3

由以上分析可知，2219側(cè)NZ/TMAZ邊界和焊核內(nèi)部材料界面是焊縫的兩個(gè)薄弱區(qū)域，兩區(qū)域強(qiáng)度的相對(duì)高低決定了整個(gè)焊縫的抗拉強(qiáng)度、拉伸曲線和斷裂位置?？梢酝茰y(cè)，隨著焊接走速上升，焊核區(qū)內(nèi)不同材料交互程度減弱，同時(shí)高走速下較低的焊接溫度和較弱的局部機(jī)械作用導(dǎo)致異種材料間原子更難以緊密鍵合，使得焊核內(nèi)界面強(qiáng)度在高走速下有所下降;而2219一側(cè)NZ/TMAZ邊界的強(qiáng)度隨焊接走速上升而升高，從而導(dǎo)致了焊縫抗拉強(qiáng)度隨焊接走速先升高后下降的趨勢(shì)，也使得不同參數(shù)焊縫的斷裂位置產(chǎn)生差異。

3 結(jié)論

(1)攪拌摩擦焊技術(shù)可以實(shí)現(xiàn)2219-T87和2195-T8異種材料之間的有效連接，焊縫質(zhì)量良好，無(wú)明顯缺陷，接頭的最大抗拉強(qiáng)度可達(dá)2219-T87母材的79%;

(2)焊核區(qū)上部?jī)煞N不同材料并沒(méi)有很好的混合，可以發(fā)現(xiàn)異種材料間明顯的界面，并且走速較低時(shí)，該界面呈現(xiàn)之字形結(jié)構(gòu)，走速升高后，該界面較為垂直;

(3)在低走速下形成的焊縫在拉伸過(guò)程中容易斷裂在2219一側(cè)NZ/TMAZ邊界處，而在高走速下形成的焊縫斷裂在焊核內(nèi)部不同材料界面處，該區(qū)域并非焊縫橫截面硬度最低的位置，其薄弱原因可能是在高走速下界面形貌更加豎直，且焊接溫度的降低和局部機(jī)械作用的減小使得異種材料間原子未能完全相互鍵合;

(4)當(dāng)焊核區(qū)內(nèi)異種材料界面成為焊縫的薄弱點(diǎn)時(shí)(高走速下形成的焊縫)，焊縫在拉伸過(guò)程中不再經(jīng)歷頸縮過(guò)程，在達(dá)到抗拉強(qiáng)度時(shí)即發(fā)生斷裂，部分?jǐn)嗔崖窂窖禺惙N材料界面擴(kuò)展，形成鋸齒狀形貌。

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Microstructure and Mechanical Properties of FSW Joints between Dissimilar High-strength Aluminum Alloys

WANG Fan1，2，F(xiàn)ANG Zhan1，2，XU Chen1，2，YIN Yu-huan3，CHEN Ke1，2
(1.School of Materials Science and Engineering，Shanghai Jiao Tong University，Shanghai200240，China;2.Shanghai Key Laboratory for High Temperature Materials and Precision Forming，Shanghai Jiao Tong University，Shanghai 200240，China;3.Shanghai Aerospace Equipment Manufacturer，Shanghai 200245，China)

2195-T8 and 2219-T87，the two widely used high-strength aluminum alloys in aerospace industry，were successfully joined together by friction stir welding(FSW).The variation of microstructure and mechanical properties with different travel speeds was studied at a fixed toolrotation speed.Distinctinterface was observed at the top partofweld nugget，and the morphology ofthis interface was influenced significantly by travel speed.Meanwhile，a new fracture mode of FSW joint was discovered at high travel speed.The fracture mode is related to the morphology and metallurgicalbonding strength ofthe interface between dissimilar materials atthe top part of weld nugget.The cause for this fracture mode and its effect on mechanical properties of the joints were investigated.

friction stir welding;dissimilar materials;Al-Li alloy;microstructure;mechanical property

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.1.006

TG146.2+1，TG453+.9

A

1005-5053(2015)01-0033-06

2014-07-17;

2014-09-01

上海航天技術(shù)研究院-上海交大航天先進(jìn)技術(shù)聯(lián)合研究中心資助項(xiàng)目(USCAST2012-12)

陳科(1983—)，男，博士，講師，主要從事攪拌摩擦焊接加工及金屬材料微觀組織結(jié)構(gòu)調(diào)控，(E-mail)chenke83@sjtu.edu.cn。