王 耀

（山西機電職業(yè)技術學院，山西 長治 046000）

目前，交通運輸業(yè)的發(fā)展方向是輕量化及高速化。5XXX鋁合金質量輕，具有良好的耐蝕性能和加工性能。特別是5083鋁合金，具有中等強度、良好塑性、抗蝕性及焊接性，在航空航天、軌道交通、船舶等現(xiàn)代交通制造領域廣泛應用[1-3]。傳統(tǒng)熔焊方法焊接鋁合金常帶來氣孔、夾渣、熱裂紋、變形等焊接缺陷，焊縫質量難以控制。

攪拌摩擦焊（FSW）技術是一種不需要填充材料、能耗低、綠色環(huán)保的固相連接技術。該技術焊接過程不發(fā)生熔化，避免了焊接變形、裂紋、氣孔、夾渣等缺陷，已經(jīng)廣泛應用于鋁合金焊接。本文通過攪拌摩擦焊接板厚為5 mm的5083鋁合金，研究鋁合金焊接接頭的組織演變規(guī)律和力學性能變化，旨在為工程應用提供理論和技術支撐[4]。

1 試驗材料、設備及方法

試驗母材為厚度5 mm的5083鋁合金板材，板材尺寸為150 mm×100 mm×5 mm（長×寬×厚），其化學成分如表1所示。

表1 5083鋁合金化學成分%

本試驗利用小型攪拌摩擦焊機進行焊接。其中，攪拌針采用上部直徑為7 mm、下部直徑為6 mm的圓柱螺紋型，其攪拌針長度為3.4 mm，軸肩為22 mm。采用的焊接工藝參數(shù)如表2所示。

表2 焊接工藝參數(shù)

攪拌摩擦焊接前，首先清洗母材表面，將表面油污去除干凈，吹干后用夾具固定在工作臺上進行焊接。焊后，沿焊縫橫截面及摩擦方向切割試樣。拋光后，采用poulton試劑對橫截面進行處理，并用LeicaDMI–5000M數(shù)字式倒置光學顯微鏡(OM)獲取金相組織。摩擦面用NaOH溶液處理，并用數(shù)碼相機獲取試樣低倍組織。用雙噴減薄法制取試樣，通過JEM-3010透射電子顯微鏡獲取母材及焊接接頭特定區(qū)域的微觀組織。在萬能試驗機上進行拉伸試驗，硬度試驗用HVS 5型號硬度儀，保持時間10 s，壓力4.9 N。

2 試驗結果及分析

2.1 焊縫組織演變

2.1.1 母材

5083鋁合金母材顯微組織如下頁圖1-1所示為帶狀組織，是典型的經(jīng)軋制后形成的組織。其中，晶粒沿軋制方向伸長，同時存在部分變形織構。這種組織晶粒的方向性會導致鋁合金板材力學性能的各向異性。從圖1-2中可以看出，母材的EBSD形貌與母材金相組織都顯示了帶狀組織的特征。圖1-3為母材的TEM形貌，第二相呈條狀和等軸狀分布在晶粒內部，在晶界處沒有明顯分布，位錯密度不高。圖1-4為亞晶TEM形貌，基體中存在亞晶，亞晶邊界由位錯壁形成。

圖1 母材組織形貌

2.1.2 焊核區(qū)

焊核區(qū)受攪拌摩擦焊攪拌針直接作用，產生劇烈的塑性變形及較高的溫度。圖2為焊縫焊核在轉速為700 r/min、1 000 r/min時的金相組織。從圖2中可以看出，焊核區(qū)組織轉變?yōu)榫鶆虻牡容S晶組織，已不具備軋制組織特征。其中，攪拌針轉速較低時，晶粒尺寸較小。這是因為，在低轉速下，熱輸入低，母材的帶狀軋制組織雖然被攪碎，但又不足以發(fā)生形核、晶粒長大完整的動態(tài)再結晶過程。焊接熱輸入隨攪拌針轉速提高而提高，其所能達到的最高溫度臨近液相線。隨著熱輸入的提高，同時伴隨著劇烈的塑性變形，組織發(fā)生完整動態(tài)再結晶的傾向增大，焊核區(qū)最終形成晶粒尺寸較大的等軸晶組織，但此時形成的等軸晶組織的晶粒仍然小于原母材中的亞晶。

圖2 焊縫焊核金相組織

圖3為焊縫焊核區(qū)透射電鏡照片，圖中的黑色線條是位錯線，第二相與位錯纏結呈網(wǎng)狀。受攪拌針高速旋轉作用，母材產生較大的塑性變形。塑性變形過程中，焊核區(qū)晶粒發(fā)生不完整的動態(tài)再結晶得以細化。而第二相排列在塑性變形流動方向，阻礙位錯運動起到釘扎作用，堆積位錯有利于形成亞晶，從而進一步細化了晶粒。

圖3 焊核區(qū)TEM形貌

在攪拌針轉速為1 000 r/min時，焊縫焊核區(qū)存在局部晶粒異常長大的現(xiàn)象，見圖4。由圖4可見，晶粒組織仍為等軸晶，但遠比圖2的晶粒尺寸大。攪拌摩擦焊接過程中，受攪拌針作用，焊縫金屬材料塑性變形不均勻，同時材料流動不均勻且不連續(xù)，隨著轉速的提高，發(fā)生動態(tài)再結晶的趨勢增大。對于晶粒異常長大現(xiàn)象，被認為已發(fā)生再結晶。晶粒異常長大與原始材料組織、合金成分及焊接參數(shù)等有關，而且只有晶粒正常長大受抑制時，才會發(fā)生晶粒異常長大。

圖4 異常長大晶粒形貌

2.1.3 熱力影響區(qū)[5]

熱力影響區(qū)是攪拌摩擦焊特有的，在母材和焊核區(qū)之間。因攪拌針旋轉的特點，在焊核區(qū)兩側分別是前進側與后退側。熱力影響區(qū)既受到塑性變形的影響，也受到了熱效應的影響，其晶粒組織被拉長變形，如圖5所示。不同轉速下，熱力影響區(qū)均受到了塑性變形的影響，晶粒尺寸較為細小。熱力影響區(qū)由于沒有足夠大的應力，一般認為不會發(fā)生再結晶。在焊接過程中，熱力影響區(qū)存在第二相的溶解，溶解程度與熱輸入有關。

圖5 焊縫熱力影響區(qū)組織

下頁圖6為焊縫熱力影響區(qū)TEM形貌。由圖6可見，此區(qū)域有大量位錯纏結，第二相棒狀數(shù)量減少，多為等軸晶組織，且沿形方向流動。熱力影響區(qū)在母材和焊核區(qū)之間盡管經(jīng)歷了塑性變形，但受到的熱影響較小，峰值溫度較低，材料流動慢，缺陷不足以消除，仍有大量位錯存在。熱力影響區(qū)晶粒通常由高密度的亞晶界組成。

圖6 熱力影響區(qū)TEM形貌

2.1.4 熱影響區(qū)[6]

熱影響區(qū)只受熱的影響，與母材晶粒結構相同，受溫度影響與其他區(qū)域相比，晶粒尺寸明顯長大，如圖7所示。由于焊核區(qū)前進側與后退側流動速率不一致，前進側流動速率高，熱輸入較高，相比后退側晶粒長大明顯，導致力學性能下降。盡管如此，相比傳統(tǒng)熔化焊，攪拌摩擦焊是一種固相連接方法，所經(jīng)歷的溫度對其晶粒以及亞晶影響要小得多。因此，晶粒較熔焊要小得多，對接頭力學性能的影響也較小。

圖7 焊縫熱影響區(qū)組織

圖8為焊縫熱影響區(qū)TEM形貌。由圖8可見，熱影響區(qū)位錯明顯比焊核區(qū)減少，第二相均勻分布，且未發(fā)生明顯粗化。而一般傳統(tǒng)熔化焊熱影響區(qū)受熱效應的作用，該區(qū)域晶粒組織發(fā)生明顯長大，第二相明顯粗化。因此，攪拌摩擦焊相比傳統(tǒng)熔化焊熱影響區(qū)組織性能更好。

圖8 焊縫熱影響區(qū)TEM形貌

2.2 焊縫力學性能[7-10]

5083鋁合金母材組織是軋制后形成的帶狀組織，晶粒尺寸從幾微米至幾十微米分布范圍較大，同時晶粒組織沿軋制方向伸長，力學性能顯示出各向異性。經(jīng)攪拌摩擦焊接后，焊縫焊核區(qū)晶粒尺寸集中在20μm左右，材料的力學性能如強度、塑性等性能均勻，各向性能趨于一致。通過常規(guī)拉伸試驗、測定維氏硬度試驗等方法研究攪拌摩擦焊接頭的力學性能，圖9為轉速700 r/min及1 000 r/min參數(shù)下的FSW焊縫應力-應變曲線，圖10為5083鋁合金攪拌摩擦焊接頭硬度分布，轉速700 r/min及1 000 r/min參數(shù)下抗拉強度及斷裂伸長率列于表3。

表3 5083鋁合金FSW焊縫力學性能

圖9 5083鋁合金FSW焊縫常規(guī)拉伸應力-應變曲線

圖10 5083鋁合金攪拌摩擦焊縫硬度分布

根據(jù)圖9與表3，在轉速700 r/min及1 000 r/min參數(shù)下抗拉強度分別為306 MPa、290 MPa，伸長率分別為16.3%、17.5%，表明經(jīng)焊接后焊縫仍有較高的強度與較好的塑性。圖10 AS是焊縫前進側，RS是后退側；NZ為焊核區(qū)，TMAZ為熱力影響區(qū)，HAZ為熱影響區(qū)，圖中反映了焊縫表面硬度橫向分布的情況。5083鋁合金硬度分布比沉淀強化合金分布更為均勻，平均硬度接近母材的90%，反映出力學性能更加均勻，這與圖9中反映出的力學性能情況一致。但也存在波動情況，中心區(qū)域焊核區(qū)組織為細小的等軸晶組織，硬度較高且波動不大；表層焊核區(qū)“洋蔥環(huán)”尖的膨脹流動，在AS側硬度出現(xiàn)峰值；最小硬度出現(xiàn)在軸肩邊緣處，這是因為明顯的晶粒粗化而導致的。

圖11顯示了5083鋁合金攪拌摩擦焊縫經(jīng)拉伸試驗后的斷裂形貌，在斷口處分布有均勻的韌窩和大量的韌窩坑，是典型的韌性斷裂，這與圖9反映的塑性較好情況一致。

圖11 5083鋁合金FSW焊縫拉伸斷口

3 結論

1）攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)組織為等軸晶組織，晶粒細?。粺崃τ绊憛^(qū)組織沿攪拌針變形方向拉長，晶粒也較細??；熱影響區(qū)晶粒較為粗大，但相比傳統(tǒng)熔化焊晶粒較細。攪拌摩擦焊接頭組織優(yōu)于傳統(tǒng)熔化焊，主要是因為攪拌摩擦焊是一個塑性變形及動態(tài)再結晶過程。

2）攪拌摩擦焊接過程中金屬變形不均勻，會產生焊核區(qū)晶粒異常長大，導致組織不均勻，母材成分組織均勻，調整焊接參數(shù)可有效避免晶粒異常長大。

3）5083鋁合金經(jīng)攪拌摩擦焊，其接頭塑性與母材相當，抗拉強度、硬度可達母材的90%，硬度分布較為均勻，力學性能明顯優(yōu)于傳統(tǒng)熔化焊。攪拌摩擦焊接頭組織細化是力學性能接近母材的原因。