劉 建，陳輝剛，韋景勛，李 建，張哲睿，李 穎，何長樹

(1.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司，山東 青島 266111；2.濟(jì)南鐵路局 青島機(jī)車車輛監(jiān)造項(xiàng)目部，山東 青島 266111；3.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 沈陽 110819；4.東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110819)

Al-Zn-Mg合金是可熱處理強(qiáng)化型鋁合金，由于其力學(xué)性能優(yōu)異、成形性好被廣泛應(yīng)用在航空航天、軌道交通和動(dòng)力能源等諸多領(lǐng)域[1-2]。采用傳統(tǒng)的熔焊對Al-Zn-Mg合金進(jìn)行焊接時(shí)，易出現(xiàn)夾渣、熱裂紋等問題[3]。攪拌摩擦焊(FSW)是在20世紀(jì)90年代由英國焊接研究所(TWI)研究成功的一種新型固相連接技術(shù)[4]。相對于熔焊工藝，F(xiàn)SW可避免裂紋、氣孔等焊接缺陷的產(chǎn)生，在鋁合金厚板焊接方面具有明顯優(yōu)勢[5]。

FSW接頭通常分為四個(gè)微區(qū)，即焊核區(qū)(NZ)、熱機(jī)械影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)與母材區(qū)(BM)。在焊接熱循環(huán)的作用下，不同區(qū)域顯微組織存在很大的差異。大量研究發(fā)現(xiàn)，可熱處理強(qiáng)化鋁合金的FSW接頭，從NZ至兩側(cè)HAZ硬度值低于母材的，呈“W”型分布，出現(xiàn)明顯的軟化現(xiàn)象[6-9]。可熱處理強(qiáng)化鋁合金焊接后熱影響區(qū)的軟化主要是由于該區(qū)域在焊接高溫作用下發(fā)生“過時(shí)效”，即與鋁基體共格的第二相脫溶析出并集聚長大，弱化了強(qiáng)化效果，形成“過時(shí)效”軟化[10]。王冰等人[8]在對6082-T6鋁合金FSW的研究中發(fā)現(xiàn)，接頭顯微硬度最低值出現(xiàn)在HAZ，這是由于該區(qū)域析出大量的粗大β′相，導(dǎo)致HAZ硬度明顯降低；NZ及TMAZ的顯微硬度同樣低于母材的，這是由于原有的β″相回溶到鋁基體中，雖然該區(qū)域在焊后冷卻過程中再次析出一定數(shù)量的GP區(qū)，但強(qiáng)化作用不及β″相的。俞宗華等人[9]對7050鋁合金攪拌摩擦焊的研究同樣發(fā)現(xiàn)了HAZ為接頭的薄弱區(qū)，η′相減少，η相增多和粗化是導(dǎo)致該區(qū)域硬度降低的主要原因?？蹬e等人[11]對2219-T8鋁合金攪拌摩擦焊接頭的研究中發(fā)現(xiàn)接頭硬度最低值在靠近HAZ側(cè)的TMAZ，采用熱電偶測定焊接過程中接頭TMAZ的峰值溫度在380 ℃～400 ℃，在這樣的焊接熱循環(huán)作用下，θ′相發(fā)生回溶或粗化，導(dǎo)致硬度降低。

目前大量研究表明，低熱輸入可以減弱焊接接頭熱影響區(qū)析出相的粗化。因此，在保證焊接接頭無焊接缺陷的前提下，通過改變焊接工藝參數(shù)來降低焊接熱輸入可以在一定程度上提高焊接接頭的力學(xué)性能[12-13]，但該方法對焊接接頭力學(xué)性能的提高有限。有研究發(fā)現(xiàn)在FSW過程中施加強(qiáng)制冷卻可以更明顯地提高焊接接頭的力學(xué)性能[14-15]。Zhang等人[16]對2219-T6鋁合金進(jìn)行了水下攪拌摩擦焊接，焊接接頭最大抗拉強(qiáng)度為360 N/mm2，比空冷條件下接頭的最大抗拉強(qiáng)度高6%。Fu等人[17]分別在熱水和冷水中對7075鋁合金進(jìn)行水下攪拌摩擦焊接，研究結(jié)果表明，與空冷條件下FSW焊接接頭相比，冷水和熱水焊接條件下的接頭抗拉強(qiáng)度分別提高了5%和14%，這是由于水冷可以抑制接頭HAZ析出相的粗化，同時(shí)在熱水中進(jìn)行FSW又能加速NZ析出強(qiáng)化相粒子的再次脫溶析出?？梢娝翭SW能夠有效抑制接頭HAZ發(fā)生“過時(shí)效”，從而提高接頭力學(xué)性能。然而，采用水下焊接工藝往往會存在焊接熱輸入不足的問題，從而導(dǎo)致焊接缺陷的形成，且該工藝的實(shí)際應(yīng)用難度也較大。

本實(shí)驗(yàn)針對可熱處理強(qiáng)化型鋁合金FSW接頭存在微區(qū)軟化的問題，對10 mm厚7N01-T5鋁合金擠壓型材進(jìn)行雙面FSW，研究了接頭微區(qū)軟化的機(jī)制以及自然時(shí)效對FSW接頭微區(qū)軟化的影響，并在焊接過程中施加局部冷卻，以期消除或減少軟化區(qū)，從而提高接頭的力學(xué)性能，為提高可熱處理強(qiáng)化鋁合金FSW結(jié)構(gòu)件安全性和可靠性提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)選用10 mm厚7N01-T5鋁合金擠壓型材進(jìn)行雙面攪拌摩擦焊接。合金化學(xué)成分如表1所示。焊接試板尺寸為350 mm×150 mm。焊接采用的攪拌頭軸肩直徑為15.5 mm，攪拌針長為5.8 mm，如圖1所示。焊接選用兩組不同焊接參數(shù)：攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 200 r/min，焊速分別為40 mm/min和80 mm/min(樣品分別命名為1200-40和1200-80)，主軸傾角為2.5°，焊接方向和試板長度方向均平行于擠壓方向。為探究焊接過程中的熱循環(huán)，在進(jìn)行第一道次焊接過程中采用SH-8型多通道溫度測試儀對距焊縫中心不同位置進(jìn)行溫度采集，如圖2所示。此外，為解決接頭軟化問題，本研究在焊接過程中采用通有循環(huán)水的冷卻銅管對熱影響區(qū)進(jìn)行局部冷卻，如圖3所示。冷卻銅管距離焊縫中心20 mm(根據(jù)1200-40和1200-80接頭顯微硬度測試結(jié)果確定)，焊接參數(shù)選用攪拌頭轉(zhuǎn)速為1200 r/min，焊速為80 mm/min(樣品命名為IC1200-80)。

表1 7N01-T5鋁合金型材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 7N01-T5 aluminum alloy profile(wt%)

圖1 攪拌頭Fig.1 FSW tool

圖2 試板上熱電偶的位置Fig.2 Thermocouple positions on the workpiece

圖3 施加局部冷卻示意圖Fig.3 Schematic diagram of local cooling

試板焊接完成后，在垂直于焊接方向上截取金相試樣，經(jīng)砂紙打磨、拋光，接著采用Keller試劑腐蝕，然后在OLYMPUS-QX 71金相顯微鏡下進(jìn)行宏、微觀組織觀察；采用JEM-2100F場發(fā)射透射電子顯微鏡(TEM)觀察接頭微區(qū)沉淀析出相特征；采用Wilson-Wolpert401MVD顯微維氏硬度計(jì)在試樣厚度中心處進(jìn)行硬度測試，硬度點(diǎn)間隔1 mm，加載載荷為1 N，保荷時(shí)間15 s；采用25 t SANS電子萬能試驗(yàn)機(jī)對接頭進(jìn)行拉伸性能測試，拉伸試樣取樣位置及尺寸如圖4所示。

圖4 拉伸試樣取樣位置及尺寸示意圖Fig.4 Schematic diagram of the sampling position and dimension of the tensile specimen

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

圖5為不同參數(shù)下焊縫外觀和接頭橫截面宏觀形貌。在兩種工藝參數(shù)下均獲得了表面成型良好，

圖5 不同參數(shù)下焊縫外觀和接頭橫截面宏觀形貌Fig.5 Macrostructures of the surface and cross section of joints with different heat input

且無缺陷的接頭。對比發(fā)現(xiàn)，1200-40接頭試樣相比于1200-80接頭試樣焊核區(qū)更為飽滿，搭接區(qū)的面積也更大，這是由于焊速為40 mm/min的接頭熱輸入更大，攪拌針周圍塑化的金屬更多，參與攪拌作用的金屬也更多，因此焊核區(qū)面積更大。

圖6為不同參數(shù)下接頭各區(qū)的顯微組織照片，其中HAZ只受焊接熱循環(huán)的作用，沒有發(fā)生變形，不同參數(shù)下接頭HAZ晶粒均呈纖維狀特征(圖6a和圖6b)。TMAZ受到機(jī)械力和熱循環(huán)的雙重作用，晶粒被拉長呈流線形分布(圖6c和圖6d)。NZ在焊接過程中受到攪拌針劇烈地?cái)嚢杓拜S肩向下的鍛壓力作用，使得NZ經(jīng)歷高溫及強(qiáng)烈的塑性變形，原始母材中纖維狀晶粒破碎并發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，最終形成細(xì)小的等軸晶組織(圖6e和6f)。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒尺寸可以通過公式(1)來計(jì)算[18]。

d-1=a+bln(Z)

(1)

式中：

d—晶粒尺寸；

a和b—常數(shù)；

Z—Zener-Hollomon參數(shù)，又可以表達(dá)為

(2)

式中：

ε—應(yīng)變速率；

Q、T、R—分別為激活能、熱力學(xué)溫度和理想氣體常數(shù)。

由公式(1)和(2)可知，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒尺寸與Zener-Hollomon參數(shù)Z成反比。相同攪拌頭轉(zhuǎn)數(shù)條件下，降低焊速，焊接熱輸更高，導(dǎo)致參數(shù)Z減小，所以1200-40接頭NZ的晶粒尺寸比1200-80接頭的大。

2.2 顯微硬度

圖7a為1200-40和1200-80接頭焊后48 h及自然時(shí)效30 d后的顯微硬度分布曲線圖。由顯微硬度結(jié)果可知,不同焊接參數(shù)下接頭的顯微硬度分布均呈典型的“W”型特征，沿NZ中心呈對稱分布，NZ及附近TMAZ和HAZ硬度值均低于BM的，出現(xiàn)微區(qū)軟化現(xiàn)象。焊后自然條件下放置48 h，1200-40接頭NZ硬度在68.5 HV～74.2 HV范圍內(nèi)波動(dòng)，距離NZ中心約17 mm處為硬度低值區(qū)(LHZ)，顯微硬度最低值為61.5 HV；而1200-80接頭NZ區(qū)顯微硬度在74.5 HV～84 HV范圍內(nèi)波動(dòng)，LHZ距離NZ中心約19 mm，顯微硬度最低值為67.7 HV，1200-80接頭各區(qū)顯微硬度均略高于1200-40接頭的顯微硬度。自然時(shí)效30 d后，相比與焊后48 h，接頭不同區(qū)域顯微硬度均有一定程度提高，其中NZ及其附近區(qū)域顯微硬度提高幅度最大，LHZ顯微硬度提高幅度較小。1200-40接頭自然時(shí)效30 d后NZ平均顯微硬度提高至97.8 HV，接近母材顯微硬度值，而LHZ顯微硬度值(71.2 HV)仍明顯低于母材的。1200-80接頭自然時(shí)效30 d后，NZ和LHZ的硬度分別提高至102.7 HV和76.4 HV，略高于1200-40接頭NZ和LHZ的顯微硬度。

圖6 不同參數(shù)下接頭各區(qū)的顯微組織照片F(xiàn)ig.6 Microstructure characteristics of joints with different heat input

根據(jù)接頭顯微硬度分布特征，對焊接過程中的溫度進(jìn)行采集，溫度采集位置如圖2所示。采集結(jié)果如圖7b和7c所示。1200-40接頭TMAZ(位置a)、LHZ(位置b、d)和靠近母材側(cè)的HAZ(位置c)的峰值溫度分別為316.9 ℃、295.7 ℃、291.7 ℃和241.7 ℃。1200-80接頭a、b、c和d位置的峰值溫度分別為302.2 ℃、261.1 ℃、219.5 ℃和258.9 ℃，各溫度采集點(diǎn)的峰值溫度均低于1200-40接頭相應(yīng)采集點(diǎn)的峰值溫度。這是由于提高焊接速度，攪拌頭的軸肩與板材接觸的時(shí)間縮短，而攪拌摩擦焊接主要產(chǎn)熱來源于軸肩與板材的摩擦產(chǎn)熱，兩者的摩擦作用時(shí)間變短，產(chǎn)熱量也就減少，因此1200-80接頭各溫度采集點(diǎn)的峰值溫度均低于1200-40接頭的，從而使1200-80接頭各測溫位置析出相的粗化程度比1200-40接頭的低，1200-80接頭各區(qū)的顯微硬度比1200-40接頭的高。

2.3 第二相表征

圖8為1200-40和1200-80接頭LHZ和NZ析出相粒子的TEM觀察結(jié)果。發(fā)現(xiàn)不同參數(shù)下接頭LHZ晶粒內(nèi)部均存在較多的η相和η′相，η相長約45 μm，表明LHZ發(fā)生了一定程度的“過時(shí)效”，導(dǎo)致該區(qū)域顯微硬度低于母材硬度。NZ在機(jī)械攪拌和焊接熱循環(huán)的作用下，原母材中存在的大量析出相發(fā)生了回溶，在焊接冷卻及后續(xù)的自然時(shí)效過程中析出GP區(qū)，如圖8c和d所示。

圖8 不同熱輸入條件下接頭各區(qū)的第二相粒子Fig.8 Second phase particles of different regions of the joints under different heat input conditions

2.4 力學(xué)性能

圖9為1200-40和1200-80接頭焊后自然時(shí)效30 d的力學(xué)性能測試結(jié)果。1200-40接頭力學(xué)試樣的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為287 N/mm2、210 N/mm2和8.97%；1200-80接頭拉伸試樣的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為309 N/mm2、220 N/mm2和9.61%。不同焊接參數(shù)下接頭拉伸試樣均斷裂于熱影響區(qū)。相比于1200-40接頭，1200-80接頭試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別提高了7.7%、5.1%和7.1%，結(jié)果表明焊接熱輸入小的接頭力學(xué)性能更為優(yōu)異。

圖9 不同焊接參數(shù)條件下接頭的力學(xué)性能Fig.9 Mechanical properties under different welding parameters

3 分析與討論

3.1 接頭軟化機(jī)制分析

對于可熱處理強(qiáng)化7N01鋁合金，沉淀強(qiáng)化為主要強(qiáng)化機(jī)制。其析出序列一般為：SSSS(過飽和固溶體)-GP區(qū)-η′相-η相(MgZn2)。GP區(qū)、η′相和η相為主要析出相，其中GP區(qū)和η′相起主要強(qiáng)化作用，而η相的強(qiáng)化效果較弱。GP區(qū)、η′相和η相的形成溫度區(qū)間分別為20 ℃～120 ℃、120 ℃～250 ℃和150 ℃～300 ℃，溶解溫度區(qū)間分別為50 ℃～150 ℃、200～250 ℃和300～420 ℃[19]。攪拌摩擦焊接是一個(gè)快速加熱與冷卻的過程，焊接過程往往伴隨著析出相的溶解與再析出，接頭各個(gè)區(qū)域受到的機(jī)械作用及熱循環(huán)不同，導(dǎo)致接頭不同區(qū)域析出相粒子組態(tài)不同[20]。本研究中7N01-T5鋁合金FSW接頭的軟化行為主要與焊接過程中母材中的η′相溶解和向粗大η相轉(zhuǎn)變有關(guān)。

根據(jù)接頭顯微硬度測試結(jié)果(圖7a)以及接頭不同區(qū)域測溫結(jié)果(圖7b)可知，1200-40接頭焊接過程中距離NZ中心30 mm處(位置c)的峰值溫度為241.7 ℃，該峰值溫度在η相形成溫度范圍內(nèi)(150 ℃～300 ℃)，因此在焊接過程中該位置主要發(fā)生部分η′相向η相轉(zhuǎn)變，從而導(dǎo)致該區(qū)域顯微硬度降低。相比于c位置，距NZ中心17 mm處(位置b、d)的峰值溫度進(jìn)一步提高至295.7 ℃和291.7 ℃，高溫停留時(shí)間延長，導(dǎo)致更多的η′相溶解或η相形成，如圖8a所示，因此該區(qū)域的硬度值最低。距NZ中心14 mm(位置a)處的峰值溫度為316.9 ℃，該溫度在η相溶解溫度范圍(300 ℃～420 ℃)內(nèi)，該區(qū)域在焊接升溫過程中主要發(fā)生沉淀相的溶解，但相對于峰值溫度更高的NZ沉淀強(qiáng)化相溶解并不完全，仍存在η相的析出和粗化。因此該位置相對于固溶程度較高的NZ，顯微硬度略有降低，但高于析出相粗化程度最高的LHZ的顯微硬度(位置b和d的硬度)。

在相同主軸轉(zhuǎn)速條件下，提高焊接速度，可降低焊接熱輸入，由圖7c測溫結(jié)果可知，1200-80接頭各特征點(diǎn)的峰值溫度均低于1200-40接頭的，然而接頭各區(qū)析出相粒子的演變規(guī)律與1200-40接頭的類似，因此1200-80接頭試樣顯微硬度分布特征同樣呈“W”型。

綜上所述，10 mm厚7N01-T5鋁合金雙面FSW接頭焊后NZ和HAZ均出現(xiàn)微區(qū)軟化現(xiàn)象，NZ軟化的形成是由于T5狀態(tài)母材中的η′析出強(qiáng)化相在熱-機(jī)械作用下發(fā)生溶解，導(dǎo)致顯微硬度相對于母材大幅降低。根據(jù)圖7a自然時(shí)效30 d后的顯微硬度結(jié)果可知，NZ的顯微硬度可以通過在自然時(shí)效過程中GP區(qū)的脫溶析出恢復(fù)至母材硬度值。而HAZ軟化區(qū)的形成是由于該區(qū)域在焊接熱循環(huán)作用下析出了粗大的η相，導(dǎo)致該區(qū)域的時(shí)效強(qiáng)化能力減弱，自然時(shí)效后該區(qū)域仍是接頭性能最薄弱區(qū)?？梢?，無論改變焊接工藝參數(shù)還是對焊后接頭進(jìn)行自然時(shí)效，均不能解決或明顯改善LHZ的微區(qū)軟化問題，這明顯降低了接頭的力學(xué)性能。

3.2 施加局部冷卻對微區(qū)軟化的控制

為了減弱接頭LHZ的微區(qū)軟化現(xiàn)象，本研究在焊接過程中對參數(shù)為1200-80的FSW接頭LHZ施加局部冷卻，局部冷卻焊接如圖3所示，接頭試樣標(biāo)記為IC1200-80。圖10為施加局部冷卻的IC1200-80接頭和不施加局部冷卻的1200-80接頭焊后48 h顯微硬度分布曲線圖和自然時(shí)效30 d后拉伸性能測試結(jié)果。

圖10 1200-80接頭和IC1200-80接頭顯微硬度分布曲線圖和力學(xué)性能Fig.10 Microhardness distribution curves and tensile properties of 1200-80 and IC1200-80 joints

IC1200-80接頭試樣顯微硬度分布特征與1200-80接頭試樣相似，均呈“W”型，不同的是IC1200-80接頭試樣HAZ軟化區(qū)顯微硬度得到了明顯的提高，相比于1200-80接頭試樣，LHZ最低硬度值從67.7 HV提高到了76.4 HV，提高了12.9%，LHZ至NZ中心距離由19 mm縮短至15 mm。這是由于焊接過程中施加局部冷卻能夠有效降低HAZ的峰值溫度，減小HAZ范圍，同時(shí)對η′相的溶解及η相的析出和粗化具有一定的抑制作用，從而有效減弱了微區(qū)軟化行為。自然時(shí)效30 d后，IC1200-80接頭的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率分別為336 N/mm2、231 N/mm2和9.25%，拉伸試樣均斷裂于LHZ。與1200-80接頭試樣的拉伸性能相比，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了8.6%和4.2%，伸長率變化不大。可見，通過在焊接過程中對HAZ軟化區(qū)施加局部冷卻可以顯著提高接頭的力學(xué)性能。

圖11為接頭拉伸試樣斷口的側(cè)面金相和斷口SEM照片。不同工藝條件下接頭拉伸試樣均斷裂于LHZ，1200-80接頭拉伸試樣斷裂位置與NZ中心的距離為21.6 mm，而IC1200-80接頭拉伸試樣斷裂位置與NZ中心的距離減小至15.0 mm，如圖12a、c所示，這與硬度測試結(jié)果吻合，即拉伸試樣斷裂于硬度值最低區(qū)。不同工藝條件下接頭拉伸試樣斷口與拉伸過程中的加載方向均呈45°夾角，斷口附近出現(xiàn)頸縮現(xiàn)象，拉伸斷口中存在大量韌窩，屬于韌性斷裂特征。1200-80接頭拉伸試樣斷口中韌窩尺寸差異較大，大的韌窩內(nèi)包含許多小的均勻的韌窩，在大韌窩底部還可以觀察到許多破碎的第二相粒子；而IC1200-80接頭拉伸試樣斷口韌窩尺寸相對較小，且韌窩更深，這與IC1200-80接頭試樣有著更優(yōu)異的力學(xué)性能有關(guān)。

圖11 接頭拉伸試樣斷口的側(cè)面金相和斷口SEM照片F(xiàn)ig.11 Transverse photomicrographs of tensile fracture location of joints

4 結(jié) 論

1)不同焊接速度條件下，10 mm厚7N01-T5鋁合金雙面攪拌摩擦焊接頭顯微硬度分布均呈“W”型，NZ及HAZ的硬度值低于母材的，出現(xiàn)微區(qū)軟化現(xiàn)象。與較低熱輸入1200-80接頭相比，高熱輸入(1200-40)接頭NZ和HAZ的顯微硬度更低，微區(qū)軟化現(xiàn)象更為明顯。

2)NZ軟化的形成是由于T5狀態(tài)母材中的η′析出強(qiáng)化相在熱-機(jī)械作用下發(fā)生回溶，導(dǎo)致顯微硬度相對于母材大幅降低。NZ軟化可以通過焊后自然時(shí)效，GP區(qū)的再次脫溶析出得以解決。自然時(shí)效30 d后，NZ的顯微硬度可恢復(fù)至母材硬度值。

3)HAZ軟化區(qū)(LHZ)的形成是由于該區(qū)域在焊接熱循環(huán)作用下析出了粗大的η相，導(dǎo)致該區(qū)域的時(shí)效強(qiáng)化能力減弱，自然時(shí)效后該區(qū)域仍是接頭性能最薄弱區(qū)。無論改變焊接工藝參數(shù)還是對焊后接頭進(jìn)行自然時(shí)效，均不能解決或明顯改善LHZ的微區(qū)軟化問題。

4)在焊接過程中對LHZ施加局部冷卻，能有效改善LHZ微區(qū)軟化問題。施加局部冷卻后，接頭焊態(tài)顯微硬度最低值(76.4 HV)比空冷焊接條件下接頭顯微硬度最低值(67.7 HV)提高了8.7 HV；自然時(shí)效30 d后，施加局部冷卻的接頭平均屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為231 N/mm2、336 N/mm2和9.25%，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了4.2%和8.6%。