趙 佳， 劉萬存， 谷松偉， 于海東

7A09 鋁合金屬于熱處理強化高強度鋁合金，具有高強、 高韌、 低密度等優(yōu)點， 在航天航空和武器制造等領域都有廣泛的應用[1]。 對于這種高強度鋁合金， 采用熔焊技術進行焊接， 焊縫容易產(chǎn)生氣孔、 焊接裂紋等缺陷， 且焊接變形大， 焊縫熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象嚴重， 接頭性能大大降低。

攪拌摩擦焊（ Friction Stir Welding， FSW） 是英國焊接研究所于1991 年發(fā)明的一種新型固相連接技術。 該技術具有焊接缺陷少、 焊接變形和殘余應力小、 焊接接頭質量高和焊接過程環(huán)保、 耗能少等優(yōu)點。 對于傳統(tǒng)熔焊方法難焊或者不能焊接的材料， 攪拌摩擦焊優(yōu)勢顯著。 自攪拌摩擦焊發(fā)明以來， 受到了眾多研究者的關注， 使得該技術得到了迅速的發(fā)展。 目前， 該項技術已成功應用到多個領域[2]。

本文通過對某產(chǎn)品用12 mm 厚的7A09H112 鋁合金進行攪拌摩擦焊焊接， 分析焊接接頭的微觀組織和力學性能， 為工程應用提供支持。

1 試驗條件及方法

本文選用的試驗材料為12 mm 厚的7A09H112鋁合金。 焊接件的規(guī)格為310 mm×450 mm×12 mm，采用平板對接焊， 焊縫位于沿長度方向的對稱中心處， 7A09H112 鋁合金的化學成分滿足GB/T 3190-2008 標準（見表1）。

本文的試驗設備采用龍門式一維攪拌摩擦焊專機， 攪拌頭采用硬質合金， 錐形攪拌針的長度11.8 mm， 軸肩直徑?20 mm（ 見圖1） 。 攪拌頭旋轉速450～550 r/min， 焊接速度80～120 mm/min， 攪拌頭傾斜角度2.5°， 下壓量0.2 mm。

表1 7A09H112 鋁合金化學成分 （wt.%）

焊后沿垂直于FSW 焊縫方向截取制備接頭的金相試樣， 打磨拋光后， 采用Keller （ 1.0%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O） 試劑腐蝕， 觀察焊縫的宏觀形貌， 并使用OLYMPUS GX71 光學顯微鏡觀察焊接接頭的金相組織。 按照標準GB/T 228-2002《 金屬材料室溫拉伸試驗方法》 制備拉伸試樣， 包括母材金屬棒拉試樣、 沿焊縫縱向的全焊縫金屬棒拉試樣及垂直于焊縫方向的焊接接頭板拉試樣（見圖2， 圖3）， 以及沿垂直焊縫方向切取硬度試樣。 試樣經(jīng)拋光腐蝕后采用HMV-2T 顯微硬度儀進行焊縫橫向的顯微硬度測試， 兩測試點之間間隔為1 mm。

圖2 棒拉試樣幾何尺寸

圖3 板拉試樣幾何尺寸

焊接后進行人工時效消應力熱處理， 試件在50 ℃進爐， 110 ℃±10 ℃保溫24 h±1 h， 50 ℃以下出爐， 升溫和降溫速率均小于20 ℃/h。

2 試驗結果及分析

2.1 焊縫表面狀態(tài)及X 射線檢測結果

7A09H112鋁合金FSW 焊接試件焊道表面成形良好， 有輕微毛刺現(xiàn)象， 飛邊較少， 焊縫減薄量也較小， 外觀無明顯缺陷（ 見圖4） 。 根據(jù)標準JB/T 4730.2-2005《 承壓設備無損檢測-射線檢測》 進行焊接接頭X 射線檢測， 結果顯示， 試件內部并未發(fā)現(xiàn)隧道、 孔洞、 未焊透等缺陷。

2.2 接頭橫截面宏觀及微觀組織

圖4 7A09H112 鋁合金FSW 接頭表面狀態(tài)及X 射線檢測結果

7A09H112 的焊接接頭具有典型的洋蔥環(huán)結構特征， 橫截面主要分為4 個區(qū)域， 分別為軸肩影響區(qū) （ Shouder -Aaffected Zone， SAZ） 、 焊 核 區(qū)（ Weld Nugget， NG） 、 熱 機 影 響 區(qū)（ Thermo-Mechanically Affected Zone， TMAZ） 和 熱 影 響 區(qū)（Heat-Affected Zone， HAZ） （ 見圖5） 。 圖中左側為前進側（AS）， 右側為后退側（RS）。

7A09H112 產(chǎn)品在熱加工成形及輕微加工硬化狀態(tài)下供貨， 試板母材的顯微組織（ 見圖6（a））具有明顯的方向性， 晶粒細長， 為典型的軋制態(tài)組織。

圖5 接頭橫截面宏觀形貌

圖6 7A09H112 鋁合金FSW 接頭微觀組織

攪拌摩擦焊接接頭焊核區(qū)（Weld Nugget Zone）的金相組織（ 見圖6（b）） 由于攪拌頭的攪拌和摩擦產(chǎn)生的熱量使焊縫金屬塑化， 金屬得以充分流動， 由于溫度達到再結晶溫度而發(fā)生動態(tài)再結晶，焊核區(qū)不斷形成晶核， 形成的晶粒來不及長大便會被攪拌針打碎， 所以該區(qū)域最終形成等軸再結晶組織， 晶粒細小， 組織均勻， 且無明顯方向性， 有助于提高焊接接頭的力學性能。 由于軸肩影響區(qū)（Shouder-Aaffected Zone， SAZ） 的金屬與軸肩端面劇烈摩擦， 產(chǎn)生大量焊接熱， 使該區(qū)域金屬在焊接過程中達到焊接峰值溫度的同時又受到攪拌頭軸肩強烈的頂鍛作用， 抑制了該區(qū)域晶粒的長大。 因此， 最終形成致密且細小的等軸晶組織（ 見圖6（c））。 攪拌摩擦焊接接頭前進側和后退側熱機影響區(qū)（Thermo-Mechanically Affected Zone） 分布在焊核區(qū)的兩側， 寬度較窄。 由于焊核區(qū)與熱機影響區(qū)的組織不同， 中間形成明顯分界面， 成一條線狀。此區(qū)域離焊縫較遠的組織由于受攪拌頭力與焊接熱的作用較低， 形成不均勻組織， 力學性能相對較差， 易產(chǎn)生焊接缺陷（ 見圖6（d） ， （e）） 。 此外，在熱機影響區(qū)晶粒發(fā)生畸變， 靠近母材的晶粒較粗大， 靠 近 焊 縫 的 晶 粒 較 為 細 小（ 見 圖6（ d） ，（h））。 攪拌摩擦焊接接頭的前進側和后退側熱影響區(qū)（Heat Affected Zone） 主要受焊接熱影響， 晶粒長大， 力學性能較差， 成為焊接接頭的薄弱區(qū)（見圖6（f）， （g））。

2.3 力學性能

拉伸試驗顯示， 7A09H112 母材的抗拉強度為251 MPa， 屈服強度為156 MPa， 焊接接頭的平均抗拉強度為221 MPa， 平均屈服強度為149 MPa。接頭平均抗拉強度可以達到母材的88%， 平均屈服強度可以達到母材的96%， 焊接接頭表現(xiàn)出優(yōu)良的力學性能， 這是由于攪拌摩擦使焊接區(qū)域的晶粒細化， 導致接頭抗拉強度和屈服強度較高。 值得注意的是， 全焊縫屈服強度可以達到409 MPa， 抗拉強度達到491 MPa， 遠大于母材本身。 在全焊縫拉伸試驗中， 由于去除熱影響區(qū)和熱機影響區(qū)等薄弱部分， 拉伸試樣全部為晶粒細小的焊縫金屬， 所以呈現(xiàn)出較高的屈服強度和抗拉強度； 此外， 全焊縫的屈服強度和抗拉強度接近于7A09T6 狀態(tài)下的屈服強度和抗拉強度， 是攪拌摩擦焊的焊接熱循環(huán)起到熱處理效果所致。

在剪切斷裂實驗中， 板狀1 號拉伸試樣接頭發(fā)生與拉力方向成45°的剪切斷裂， 斷裂處為前進側的熱影響區(qū)， 而板狀2 號拉伸試樣接頭發(fā)生S 形斷裂， 斷裂處在焊核區(qū)（ 沿焊核邊界） （ 見圖7） ，沿45°剪切斷裂的抗拉強度要高于S 形斷裂的抗拉強度。 由于熱影響區(qū)的晶粒析出相受熱長大或析出相的局部溶解， 導致強度降低； 而焊核與熱機影響區(qū)界面處組織存在差異， 造成過渡區(qū)組織不連續(xù)，導致強度較弱。 由此可知， 熱影響區(qū)及熱機影響區(qū)與焊核的邊界區(qū)域強度較弱。

圖7 拉伸試樣斷裂后實物圖

2.4 硬度

硬度測試結果表明， 該焊接接頭的硬度呈“ W” 形分布。 由于焊核區(qū)晶粒細化的作用， 硬度較高。 熱影響區(qū)受熱晶粒長大， 硬度下降。 兩側母材硬度較高， 焊核區(qū)硬度低于母材， 原因是彌散分布的析出相發(fā)生溶解和長大， 產(chǎn)生過時效現(xiàn)象， 導致焊縫硬度低于母材（見圖8）。

圖8 焊接接頭的硬度分布

3 結 語

（1） 本文試驗證明， 通過選擇合理的焊接參數(shù)可以獲得表面質量良好， 無內部缺陷的7A09H112 鋁合金對接焊接頭。

（2） 7A09H112 鋁合金攪拌摩擦焊焊接接頭性能優(yōu)良， 僅焊核區(qū)與熱機影響區(qū)交界處及熱影響區(qū)的力學性能較弱。

（3） 通過全焊縫拉伸試驗測得焊縫的抗拉強度為491 MPa， 屈服強度為409 MPa， 證明焊核區(qū)的性能優(yōu)于母材。