徐瑞琦， 王 文， 郝亞鑫， 喬 柯， 李天麒， 王快社

(西安建筑科技大學(xué) 冶金工程學(xué)院，西安710055)

7A04 鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu 系鋁合金，是一種超硬鋁合金，具有密度小、比強(qiáng)度高、疲勞性能好、抗腐蝕性能強(qiáng)、易成形等諸多優(yōu)點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶、車輛、現(xiàn)代核工業(yè)等領(lǐng)域中。超高強(qiáng)鋁合金傳統(tǒng)焊接方法主要有熔化極氣體保護(hù)焊、鎢極惰性氣體保護(hù)焊、等離子弧焊、激光焊和電子束焊等。這些傳統(tǒng)的熔化焊接方法容易產(chǎn)生氣孔及裂紋等缺陷，焊接質(zhì)量較低，例如2519 鋁合金熔化極氣體保護(hù)焊及激光焊焊接接頭強(qiáng)度僅為母材強(qiáng)度的61% ～74%［1］。

攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW)是英國焊接研究所于1991年發(fā)明的一種新型的固相連接技術(shù)［2］，并已在鋁合金，特別是很難用傳統(tǒng)的熔化焊接方法進(jìn)行焊接的2XXX 和7XXX 系鋁合金中成功應(yīng)用［3～11］。近年來國內(nèi)外學(xué)者對鋁合金FSW 進(jìn)行了大量研究，結(jié)果表明:與傳統(tǒng)熔化焊接技術(shù)相比，F(xiàn)SW 可以顯著提高焊接接頭的強(qiáng)度。但是，由于FSW 過程中產(chǎn)生了大量的摩擦熱和塑性變形熱，使得焊接接頭存在明顯的熱軟化效應(yīng)，導(dǎo)致焊接接頭的強(qiáng)度低于母材，特別是超高強(qiáng)鋁合金焊接接頭，其最高強(qiáng)度為母材強(qiáng)度的77%。2219-T6 鋁合金的抗拉強(qiáng)度僅為母材強(qiáng)度的73.7%［12］，7050 鋁合金的接頭強(qiáng)度僅為母材強(qiáng)度的77%［13］。為了解決該問題，國內(nèi)外學(xué)者嘗試采用冷卻介質(zhì)對焊接過程中的被焊工件進(jìn)行實時強(qiáng)制冷卻或焊后冷卻，以減弱焊接溫度場對接頭的熱軟化效應(yīng)，從而改善接頭的組織和性能［14～18］。水作為一種常用的冷卻介質(zhì)，具有較高的比熱容和較強(qiáng)的導(dǎo)熱能力，其強(qiáng)大的冷卻作用可以有效地減少被焊接工件的熱輸入量，減小再結(jié)晶晶粒和析出相長大的驅(qū)動力，進(jìn)而達(dá)到細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化的目的。目前針對常用7A04 超高強(qiáng)鋁合金強(qiáng)制冷卻FSW 技術(shù)鮮有報道。因此本工作分別在空氣和水冷條件下對7A04-T6 鋁合金板進(jìn)行攪拌摩擦焊接，研究強(qiáng)制冷卻對接頭組織性能的影響，為實現(xiàn)7A04 超高強(qiáng)鋁合金高效優(yōu)質(zhì)連接提供參考。

1 實驗材料及方法

選用60.0mm ×60. 0mm ×2. 8mm 的7A04-T6鋁合金板材進(jìn)行攪拌摩擦焊接，7A04 鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為:Cu 2.0，Mg 2.8，Zn 7.0，Mn 0.6，Cr 0.25，Si 0.5，F(xiàn)e 0.5，Ti 0.1，Al 余量。其室溫力學(xué)性能如表1 所示。

表1 7A04-T6 室溫力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of 7A04-T6 at room temperature

攪拌摩擦焊接在改造的X5032 型立式升降臺銑床上進(jìn)行，攪拌頭工具材料為W18Cr4V，軸肩直徑為12mm，攪拌針直徑為3.4mm，長度為2.6mm。攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率為950r/min，焊接速率為190mm/min，壓下量為0.2mm。焊接前，先將鋁合金板接頭端面用砂紙打磨，用鋼絲刷將工件待焊接表面刷干凈，并用丙酮擦拭后用壓板固定在冷卻水槽內(nèi)，冷卻循環(huán)水流速為0.15L/s。

金相試樣經(jīng)Keller 試劑腐蝕后在Neophot-21 型光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行觀察。采用JSM-6700F 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡背散射(BSE)模式觀察析出相形貌。采用401MVD 型數(shù)顯顯微維氏硬度計進(jìn)行顯微硬度測試，測試位置為沿試樣橫截面焊核區(qū)的厚度中心水平方向，硬度測試間隔為0.5mm。采用JEM-3010 型透射電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行微觀組織觀察。沿垂直于焊縫方向切取拉伸試樣，平行試樣3 件。拉伸測試采用Instron8801 型電液伺服試驗機(jī)，測試過程按照ASTM-E8/E8M-08 標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行，拉伸速率為1mm/min。在JSM-6700F 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行拉伸端口形貌觀察。

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖1 為7A04-T6 鋁合金水下攪拌摩擦焊接(underwater friction stir welding，UFSW)接頭的橫截面宏觀形貌。由圖可見，UFSW 接頭主要分為焊核區(qū)(NZ)、熱機(jī)械影響區(qū)(TMAZ)、母材區(qū)(BM)。由于循環(huán)水的強(qiáng)制冷卻作用，使得FSW 焊接過程中產(chǎn)生的大量摩擦熱和塑性變形熱被對流的循環(huán)水迅速帶走，組織中熱影響區(qū)(HAZ)較空氣中焊接接頭面積分布小［19］。

圖1 UFSW 接頭橫截面宏觀形貌Fig.1 Cross section macrograph of UFSW joint

圖2a 為7A04-T6 鋁合金母材的顯微組織?？梢钥闯瞿覆臑榈湫偷能堉平M織，平均晶粒尺寸約為20μm，晶粒沿軋制方向被拉長，部分晶粒破碎，晶粒尺寸不均勻。合金中Zn 和Mg 含量相對較高，是其主要強(qiáng)化元素，人工時效導(dǎo)致晶粒內(nèi)部和晶間沉淀析出細(xì)小的平衡相

在FSW 過程中，NZ 的金屬受到攪拌頭摩擦產(chǎn)熱和機(jī)械攪拌的熱力耦合作用，發(fā)生了劇烈的塑性變形，產(chǎn)生了細(xì)小的等軸狀動態(tài)再結(jié)晶晶粒，平均晶粒尺寸約為2.8μm(圖2b)。在循環(huán)水冷條件下，由于循環(huán)水的強(qiáng)制冷卻作用，使得大量的摩擦熱和塑性變形熱被循環(huán)水迅速帶走，大大降低了金屬再結(jié)晶晶粒的長大驅(qū)動力，抑制了再結(jié)晶晶粒的長大，使得UFSW 焊核區(qū)平均晶粒尺寸細(xì)化到0.8μm(圖2c)。

圖2 7A04-T6 微觀組織 (a)母材;(b)FSW 接頭NZ 微觀組織;(c)UFSW 接頭NZ 微觀組織Fig.2 Microstructure of 7A04-T6 (a)base metal;(b)NZ of FSW joint;(c)NZ of UFSW joint

7A04 鋁合金的主要強(qiáng)化機(jī)制是沉淀時效強(qiáng)化，合金的強(qiáng)度主要由沉淀相的尺寸及彌散程度決定。FSW 和UFSW 過程中，NZ 的瞬時高溫和劇烈的塑性變形促使沉淀相發(fā)生固溶，并在焊后冷卻過程中從基體中析出。由于循環(huán)水冷的快速冷卻作用抑制了沉淀析出相的聚集長大，UFSW 接頭NZ 析出相尺寸30 ～150nm 明顯小于FSW 接頭析出相尺寸80 ～400nm(圖3a，b)。細(xì)小的析出相阻礙了再結(jié)晶晶粒的長大，對細(xì)化晶粒也起到重要作用。

圖3 不同焊接介質(zhì)中焊核區(qū)的析出相 (a)空氣;(b)冷卻水Fig.3 Precipitated phases of NZ in different welding media (a)air;(b)cooling water

2.2 力學(xué)性能

圖4 為7A04-T6 鋁合金FSW 和UFSW 接頭的顯微硬度。由圖可見，F(xiàn)SW 和UFSW 接頭硬度變化趨勢基本相同，均呈“W”型。與母材相比，F(xiàn)SW 和UFSW 接頭的硬度都明顯降低，這是因為焊接過程中的熱軟化效應(yīng)破壞了母材T6 峰值時效狀態(tài)，導(dǎo)致接頭中的析出相η-MgZn2產(chǎn)生的沉淀強(qiáng)化作用減弱。兩種介質(zhì)條件下，接頭硬度最小值均出現(xiàn)在后退側(cè)(RS)的HAZ 處，這是由于焊接過程中該處經(jīng)受焊接熱循環(huán)作用，晶粒粗化，且析出相偏聚長大。焊接過程中，NZ 處合金受到大量的摩擦熱，產(chǎn)生了劇烈塑性變形，使得第二相發(fā)生了固溶，在焊后冷卻過程中，NZ 發(fā)生了析出時效效應(yīng)，使得NZ 硬度有所回升。強(qiáng)制冷卻條件下，循環(huán)水可以迅速帶走焊接產(chǎn)生的熱量，使析出相來不及長大，析出相尺寸明顯小于空氣條件下析出相尺寸，減弱了焊接熱軟化效應(yīng)，使接頭硬度(139.4HV)明顯高于FSW 接頭硬度(127.5HV)。

圖4 不同焊接介質(zhì)中接頭顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution of the FSW and UFSW joints

圖5 為7A04-T6 鋁合金FSW 和UFSW 接頭的室溫拉伸性能。由圖可見，UFSW 接頭的抗拉強(qiáng)度為538. 1MPa，達(dá)到母材抗拉強(qiáng)度(如表1)的87.6%，明顯高于FSW 接頭的強(qiáng)度系數(shù)80.6%(抗拉強(qiáng)度為494.9MPa)。這是因為循環(huán)水冷作用下，均勻分布的細(xì)小析出相，造成基體晶格畸變，阻礙了材料塑性變形時的位錯運(yùn)動。金屬強(qiáng)化取決于位錯與脫溶相質(zhì)點(diǎn)間的相互作用。當(dāng)運(yùn)動位錯遇到脫溶質(zhì)點(diǎn)時，會在質(zhì)點(diǎn)周圍生成位錯環(huán)以通過脫溶質(zhì)點(diǎn)的阻礙。按照Orowan 強(qiáng)化機(jī)制［21，22］，位錯繞過脫溶質(zhì)點(diǎn)時所需增加的切應(yīng)力與質(zhì)點(diǎn)的半徑相關(guān)。當(dāng)體積分?jǐn)?shù)一定時，強(qiáng)化值與脫溶質(zhì)點(diǎn)半徑成反比，質(zhì)點(diǎn)越小，強(qiáng)化值越大。循環(huán)水冷條件減弱了接頭的熱軟化效應(yīng)，抑制了析出相的聚集長大，從而改善了接頭的拉伸性能。UFSW 接頭的晶粒尺寸顯著細(xì)化，產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化作用。因此，沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的共同作用促使UFSW 接頭的強(qiáng)度較FSW 接頭明顯提高。UFSW 接頭拉伸斷裂位置主要位于HAZ 和TMAZ 交界處，該區(qū)域組織梯度較大，析出相尺寸較大，導(dǎo)致接頭塑性較差，成為UFSW 接頭的薄弱區(qū)。

圖5 不同焊接介質(zhì)中接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of the FSW and UFSW joints

圖6 為FSW 和UFSW 接頭拉伸真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，從圖中可見，F(xiàn)SW 和UFSW 接頭呈現(xiàn)出相似的應(yīng)力應(yīng)變行為，其中UFSW 接頭表現(xiàn)出較長的加工硬化過程。圖7a，b 分別為FSW 和UFSW 接頭拉伸加工硬化速率-真應(yīng)變曲線和加工硬化速率-真應(yīng)力曲線。從圖中可以看出，F(xiàn)SW 和UFSW 接頭表現(xiàn)出相同的應(yīng)變硬化階段。在變形初始階段，材料中位錯存儲速率較大，具有較高的加工硬化速率。隨著變形的進(jìn)行，材料的應(yīng)變硬化速率持續(xù)下降，當(dāng)位錯的存儲被動態(tài)回復(fù)所抵消且兩者達(dá)到平衡時，出現(xiàn)了新的平衡階段，材料的應(yīng)變硬化速率保持恒定，由于損傷的積累，最終導(dǎo)致在該平衡階段快結(jié)束時，材料發(fā)生失效。與FSW 接頭相比，UFSW 接頭表現(xiàn)出較高的加工硬化程度，這是因為UFSW 接頭具有細(xì)小的析出相，提高了可動位錯運(yùn)動障礙，從而提高了接頭的應(yīng)變硬化能力，使得接頭在具有優(yōu)良強(qiáng)度的同時，保持了較好的塑性。

圖6 不同焊接介質(zhì)中接頭的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線Fig.6 True stress-strain curves of the FSW and UFSW joints

圖7 不同焊接介質(zhì)中接頭的加工硬化速率-真應(yīng)變曲線(a)和加工硬化速率-真應(yīng)力曲線(b)Fig.7 The work hardening rate-true strain curves (a)and work hardeningrate-true stress curves (b)of the FSW and UFSW joints

2.3 拉伸斷口形貌

圖8 分別為空氣和強(qiáng)制水冷介質(zhì)中接頭拉伸斷口形貌。斷口呈現(xiàn)出微孔聚合型韌性斷裂特征。斷口內(nèi)具有大量等軸狀韌窩，韌窩內(nèi)部分布有粒狀的析出相，部分析出相顆粒已經(jīng)在應(yīng)力集中作用下發(fā)生破裂。韌窩的形成與析出相及塑性變形有關(guān)，因析出相的強(qiáng)度、彈性模量和塑性等均與母材不同，塑性變形時，滑移沿基體滑移面進(jìn)行，析出相起到阻礙作用，形成位錯塞積群，進(jìn)而在兩者交界處造成應(yīng)力集中，隨著應(yīng)變量的增大，應(yīng)力集中加劇，過大的集中應(yīng)力造成界面分離或析出相本身折斷，形成細(xì)小的微孔，這是裂縫的起源點(diǎn)。隨著塑性變形的繼續(xù)，微孔間金屬繼續(xù)變形，材料局部被拉長，微孔鈍化。微孔間的材料以內(nèi)頸縮的方式斷裂，拉伸破壞時，微觀裂紋就在析出相周圍形成，進(jìn)而擴(kuò)展斷裂。局部裂紋擴(kuò)展速率增加，導(dǎo)致材料塑性下降，伸長率降低。

圖8 不同焊接介質(zhì)中接頭拉伸斷口形貌 (a)空氣;(b)冷卻水Fig.8 Tensile fracture surfaces of the FSW and UFSW joints (a)air;(b)cooling water

3 結(jié)論

(1)循環(huán)水冷顯著抑制了再結(jié)晶晶粒和析出相的長大，NZ 平均晶粒尺寸為0.8μm，析出相尺寸為30 ～150nm。

(2)FSW 和UFSW 接頭硬度分布曲線均呈現(xiàn)“W”型。硬度最低值均出現(xiàn)在后退側(cè)的HAZ 處。UFSW 接頭NZ 平均硬度值為139.4HV，明顯高于FSW 接頭NZ 平均硬度值127.5HV。

(3)UFSW 接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材抗拉強(qiáng)度的87.6%，比FSW 接頭的抗拉強(qiáng)度提高了43.2MPa。UFSW 接頭具有較高的應(yīng)變硬化能力，拉伸斷裂位置主要位于HAZ 和TMAZ 交界處，拉伸斷口呈現(xiàn)微孔聚合型韌性斷裂特征。

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