冷卻條件對2519A鋁合金攪拌摩擦焊焊縫性能的影響

宋繼超，葉凌英，張新明，賀地求，李紅萍

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410083；

2. 中南大學(xué) 機電工程學(xué)院，湖南 長沙，410083；

3. 中國商飛上海飛機設(shè)計研究院，上海，200232)

英國焊接研究所(TWI)于1991年發(fā)明了攪拌摩擦焊技術(shù)，避免了熔焊中熱裂紋、氫氣孔、疏松和變形等常見的缺陷，成功焊接了多種鋁合金[1?5]，能夠焊接熔焊通常認為難焊甚至無法焊接的鋁合金材料，如2×××和7×××系列的鋁合金[6]。攪拌摩擦焊使用攪拌頭與被焊材料摩擦產(chǎn)生高溫，使攪拌頭周圍材料進入熱塑化狀態(tài)，在攪拌頭移動過程中，攪拌頭周圍材料在熱和力的作用下通過擴散和再結(jié)晶，形成致密的固相連接[7]，是一個持續(xù)的熱剪切和熱鍛過程[8]。攪拌頭在高速旋轉(zhuǎn)時產(chǎn)生的熱量會使焊縫周圍形成一個熱影響區(qū)，降低了焊縫的力學(xué)性能，很多學(xué)者在焊接過程中采用冷卻工藝以提高性能。Benavides等[9]使用液氮作為攪拌摩擦焊焊接過程的冷卻介質(zhì)，對 2024鋁合金進行焊接，使焊核區(qū)晶粒比常規(guī)焊接的晶粒更加細小。Liu等[5]將2219-T6鋁合金放置在水中進行攪拌摩擦焊，發(fā)現(xiàn)在水中焊接可提高焊縫的性能。在空氣中焊接焊縫的斷裂位置在熱影響區(qū)，而在水中焊接的斷裂位置在熱機影響區(qū)和焊核區(qū)交界處。Upadhyay等[10]比較了空氣和水中攪拌摩擦焊焊接 AA7050-T7鋁合金的性能，發(fā)現(xiàn)水中焊接能夠提高熱影響區(qū)的硬度，減小熱影響區(qū)范圍。2519A鋁合金是中南大學(xué)在2519鋁合金基礎(chǔ)上研發(fā)出的一種新型裝甲材料[11]，目前尚無對2519A鋁合金采用冷卻工藝進行攪拌摩擦焊接的報道，本研究分別在空氣和水流中焊接2519A鋁合金，并研究其焊接性能和焊縫組織。

1 實驗材料與方法

實驗材料為2519A-T87鋁合金板材，合金成分見表1，力學(xué)性能見表2。

表1 2519A鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of 2519A aluminum alloy %

表2 2519A鋁合金力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 2519A aluminum alloy

實驗時將2519A合金制成250 mm×75 mm×2.75 mm(長×寬×厚)板材，在中南大學(xué)機電工程學(xué)院研制的龍門式攪拌摩擦焊機上進行焊接。焊接用攪拌頭軸肩直徑為9 mm，攪拌頭底部直徑為3.5 mm，頂部直徑為2.5 mm，長度為2.6 mm，傾斜角為2.5°，垂直軋向單道對接焊接。通過優(yōu)化工藝，焊接過程中選擇壓下量為0.1 mm左右，旋轉(zhuǎn)速度為2 700 r/min，焊接速度為60 mm/min，分別采用在空氣中焊接并冷卻(簡稱空冷)和在水流中焊接并冷卻(簡稱水冷)。

焊接完成后，沿垂直焊縫方向制取拉伸試樣，相鄰拉伸試樣之間的材料用來制備硬度試樣和金相試樣。用 HV—10B硬度計測定維氏硬度，硬度測試位置距焊縫上表面2/5處，間隔0.5 mm取1個點；在MTS810電子拉伸機上進行拉伸實驗；在 Leica EC3光學(xué)顯微鏡上觀察焊接接頭微觀組織；在TecnaiG220型透射電鏡上觀察焊核區(qū)微觀組織。

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 冷卻條件對焊縫表面形貌的影響

2519 A鋁合金具有較好的高溫性能[11]，在經(jīng)過多次實驗并優(yōu)化參數(shù)后，發(fā)現(xiàn)在較高的旋轉(zhuǎn)速度或者較高的轉(zhuǎn)速(n)/焊速(v)比下可以得到性能較好的接頭，在轉(zhuǎn)速為2 700 r/min，焊速為60 mm/min時，分別采用空冷和水冷工藝，得到的焊縫形貌如圖1所示，圖中攪拌頭都按順時針方向旋轉(zhuǎn)，從左往右焊接。

圖1 不同冷卻條件下焊縫表面形貌Fig. 1 Surface images under different cooling conditions

從圖 1(a)可以看出：空冷焊接時飛邊較嚴重，后退側(cè)飛邊明顯比前進側(cè)的多。這是因為在較高的旋轉(zhuǎn)速度下，焊接接頭軸肩區(qū)域組織受到軸肩劇烈的摩擦，產(chǎn)生大量熱，材料處于較高的熱塑化狀態(tài)，易于流動。隨著軸肩高速旋轉(zhuǎn)，熱塑化狀態(tài)的材料在摩擦和離心力的作用下，從軸肩邊緣被向外甩出，形成飛邊[12]。同時，前進側(cè)有大量材料被帶到后退側(cè)，此時后退側(cè)處于熱塑化狀態(tài)的材料明顯多于前進側(cè)，發(fā)生塞集，產(chǎn)生的飛邊也比前進側(cè)多。嚴重的飛邊會導(dǎo)致接頭內(nèi)部產(chǎn)生缺陷。當采用水冷工藝后，接頭軸肩區(qū)域溫度大幅度降低，材料處于較為合適的熱塑化狀態(tài)，隨軸肩被甩出去的趨勢減弱，飛邊明顯減少，如圖1(b)所示。此時，材料流動性能降低，隨軸肩和攪拌針向后退側(cè)堆積的材料明顯減少，在前進側(cè)就發(fā)生堆積，故此時前進側(cè)飛邊比后退側(cè)的多。

2.2 冷卻條件對焊接接頭微觀組織的影響

2519 A鋁合金焊縫前進側(cè)微觀組織如圖2所示。比較圖 2(a)和(b)可以看出：2種工藝下前進側(cè)組織沒有明顯區(qū)別，都是稍微變形的母材組織和焊核區(qū)組織，并且分界明顯，幾乎看不到過渡區(qū)域。這是因為在焊接過程中，焊縫周圍母材組織變形方向與該處攪拌頭的旋轉(zhuǎn)方向相同。在前進側(cè)，母材受到攪拌針向前的旋轉(zhuǎn)作用而有向前變形的趨勢，變形方向與焊接方向相同；焊縫內(nèi)處于熱塑化狀態(tài)的材料在攪拌頭擠壓和攪拌頭后面空腔的作用下，沿軸肩和攪拌針外表面向后逆時針流動，方向與焊接方向相反，這樣焊縫附近母材與母材附近熱塑化狀態(tài)材料的流動方向相反，變形差很大，分界明顯。

圖2 2519A鋁合金焊縫前進側(cè)微觀組織Fig. 2 Microstructure of advancing sides in 2519A aluminum alloy welded joints

2519 A鋁合金焊縫后退側(cè)微觀組織如圖3所示。其中，圖3(a)和(b)分別為空冷和水冷條件下后退側(cè)的晶粒形貌，2種工藝下后退側(cè)都有1個明顯的過渡區(qū)，由沿軋向被拉長的母材晶粒變?yōu)榈容S晶粒。后退側(cè)母材受攪拌頭作用變形方向與焊接方向相反，母材附近熱塑化狀態(tài)材料受到擠壓和空腔作用，向攪拌頭后方流動，兩者流動方向相同，變形差很小，能夠一起變形，形成一個由母材逐漸過渡到焊核區(qū)的熱機影響區(qū)。但圖3(a)和 3(b)中的后退側(cè)組織有明顯區(qū)別，空冷時后退側(cè)發(fā)生晶粒形貌變化的范圍很寬，晶粒變化趨勢緩慢，而水冷條件下后退側(cè)晶粒變化比較明顯，熱機影響區(qū)域相對狹窄。這是因為水冷條件下后退側(cè)峰值溫度低，持續(xù)時間短，在熱機作用下能夠變形的材料少，變形情況比空冷條件下劇烈，熱機影響區(qū)減小，過渡區(qū)域相對狹窄。

圖3 2519A鋁合金焊縫后退側(cè)微觀組織Fig. 3 Microstructure of retreating sides in 2519A aluminum alloy welded joints

圖4 2519A鋁合金焊縫焊核區(qū)微觀組織Fig. 4 Microstructure of nuggets in 2519A aluminum alloy welded joints

圖4所示為2519A鋁合金空冷焊縫焊核區(qū)(NZ，Nugget Zone)金相組織，其中，圖4(d)中黑色物質(zhì)為腐蝕過程中產(chǎn)生的雜質(zhì)。圖4(a)底部有1條貫穿整個焊縫的隧道型缺陷，該缺陷會嚴重降低焊縫力學(xué)性能[12]。在攪拌摩擦焊過程中，攪拌針移動時會在后面形成1個空腔，需要由攪拌針帶動處于熱塑性狀態(tài)的材料來填充，如果軸肩部分摩擦劇烈，軸肩區(qū)域的材料熱塑化嚴重，不但容易形成如前文所述的飛邊，而且形成的飛邊減少了填充攪拌針后面空腔的材料，容易導(dǎo)致焊縫底部填充材料不足，形成孔洞或者隧道型缺陷[12]，伴隨著還有吻接等缺陷。而水冷條件下可以使軸肩區(qū)材料處于最佳熱塑化狀態(tài)，抑制了飛邊的產(chǎn)生，填充材料充足，且旋轉(zhuǎn)速度高，有足夠的鍛壓力，能夠形成致密無缺陷的焊核組織，如圖4(b)所示。從圖4可以看到洋蔥環(huán)，目前對洋蔥環(huán)的形成機制沒有成熟的理論，一般認為是在攪拌頭移動、旋轉(zhuǎn)和螺紋(或溝槽)攪動共同作用下形成的，而且洋蔥環(huán)的產(chǎn)生是焊縫性能良好的標志[4]。圖 4(c)和(d)所示為空冷和水冷條件下焊核區(qū)的晶粒形貌，可以看出焊核區(qū)都發(fā)生了完全再結(jié)晶，但是空冷條件下的晶粒粒徑明顯大于水冷條件下的晶粒粒徑，空冷條件下晶粒粒徑為5～11 μm，水冷條件下焊核區(qū)晶粒粒徑為 1～5 μm。根據(jù)完全動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)，發(fā)生再結(jié)晶的溫度越低，形成的晶粒越細小[9]。水冷條件下焊核區(qū)溫度明顯低于空冷下的溫度，并且水冷條件下散熱快，最高溫度持續(xù)的時間短，故水冷的焊核區(qū)形成的完全再結(jié)晶晶粒更加細小。

2.3 冷卻條件對焊縫力學(xué)性能的影響

焊縫硬度分布如圖5所示。2種工藝下的硬度下降區(qū)域包括了熱影響區(qū)(HAZ，Heat affected zone)、熱機影響區(qū)(TEMZ，Thermal-mechanical affected zone)和焊核區(qū)。當采用空冷焊接時，硬度的分布呈現(xiàn)W型，材料從熱影響區(qū)開始出現(xiàn)硬度下降，到與熱機影響區(qū)交界處，硬度到達最低值，然后硬度開始上升；在接近焊核中間位置的硬度值升到局部最高，然后開始下降，硬度最低值出現(xiàn)在前進側(cè)熱影響區(qū)與熱機影響區(qū)交界處。采用水冷時，硬度分布呈現(xiàn) U型，且熱影響區(qū)明顯變窄，焊核區(qū)維氏硬度平均值約為98，低于空冷條件下的焊核區(qū)的平均維氏硬度 109，硬度最低值出現(xiàn)在焊核區(qū)。

圖5 不同冷卻條件下硬度分布Fig. 5 Hardness profiles under air or water cooling condition

焊縫硬度的差別由工藝條件決定。攪拌摩擦焊是通過攪拌頭產(chǎn)生的熱量來焊接的，本研究選擇較高的旋轉(zhuǎn)速度/焊接速度比，n/v為45，能夠產(chǎn)生足夠的熱量，空冷焊接時焊核區(qū)的峰值溫度可以達到500 ℃左右[1]，接近或達到2519A合金的固溶溫度，在高溫與力的作用下焊核區(qū)的θ′強化相會發(fā)生溶解，失去強化作用，焊核區(qū)硬度下降，但是，在機械攪動作用下原來板條狀晶粒會發(fā)生完全再結(jié)晶，形成等軸晶。根據(jù)Hall?Petch關(guān)系，晶粒數(shù)目和晶界面積都增多，會提高材料的綜合力學(xué)性能，其硬度比沒有發(fā)生完全再結(jié)晶的熱機影響區(qū)的硬度高，出現(xiàn)如圖5所示焊核區(qū)硬度上升的趨勢。熱影響區(qū)的硬度下降主要是由于在高溫?zé)嵫h(huán)作用下發(fā)生了析出相的長大[13]，長條狀θ′強化相長大為球形θ相，有利于位錯的運動，同時晶粒形狀沒有發(fā)生變化，熱影響區(qū)弱化，硬度下降。采用水冷工藝時，熱影響區(qū)明顯變窄，且硬度最低值比空冷中的最低值略有提高。這是因為水流降低了熱循環(huán)對周圍材料的影響范圍和影響程度。斷裂一般發(fā)生在硬度最低值區(qū)域，并且與硬度有很大關(guān)系[5]，可以預(yù)見水冷接頭的強度有所提升。但是，采用水冷以后，焊核區(qū)的硬度沒有升高，硬度分布均勻，沒有像空冷接頭焊核區(qū)那樣有明顯的上升和下降趨勢。圖 4(c)和(d)中，水冷焊核區(qū)晶粒比空冷焊核區(qū)晶粒更加細小，根據(jù)Hall?Petch 關(guān)系，焊核區(qū)的硬度應(yīng)該隨著晶粒尺寸的減小而增大，但是硬度結(jié)果卻與此相反，水冷焊核區(qū)平均硬度低于空冷焊核區(qū)平均硬度。這要從影響硬度的幾個因素分析，對于可熱處理強化鋁合金，析出相形貌分布、位錯密度、晶粒粒徑和固溶度都會影響材料硬度，焊縫的硬度分布是這4種機制共同作用體現(xiàn)出來的，各種因素的影響效果與工藝條件有很大關(guān)系[5]，但是，起主要強化作用的是析出相的形態(tài)和分布，Hall?Petch關(guān)系影響效果較弱[14]。為了探尋焊核區(qū)析出相的形貌和分布情況，對焊核區(qū)試樣進行TEM分析，TEM照片如圖6所示。

圖6 焊核區(qū)透射照片F(xiàn)ig. 6 TEM micrographs of the nugget zones

圖 6(a)中，晶粒內(nèi)有很多細小呈條狀的析出相，長度為100 nm左右；在圖6(b)中幾乎看不到細小的析出相，取而代之的是粗大的析出相，球形析出相較多。在空冷條件下焊接，焊核區(qū)的溫度較高，在熱和力的作用下，主要發(fā)生了析出相的溶解，析出相的長大并不明顯，焊核區(qū)相當于進行了固溶處理。在隨后冷卻過程中，會發(fā)生時效現(xiàn)象，析出細小的強化相[15]。水冷條件下由于水流降溫作用強烈，焊核區(qū)溫度明顯低于空冷下焊核區(qū)的溫度，材料中原有的析出相部分溶解，有很多析出強化相長大為球形的析出相，長大情況比水冷條件下明顯，焊核區(qū)固溶度低于空冷焊接焊核區(qū)固溶度。水冷焊接時冷卻速度快，冷卻過程的時效作用弱，而空冷條件下焊核區(qū)固溶度高，隨后的冷卻速度也慢，促進了空冷條件下焊核區(qū)時效的發(fā)生。析出的細小相能夠提高接頭硬度，同時空冷焊核區(qū)較高的固溶度也能提高接頭硬度，這2個條件綜合作用使空冷焊核區(qū)硬度反而高于晶粒更加細小的水冷條件下的焊核區(qū)硬度[10,14]。

焊接接頭的拉伸強度如表3所示。在空冷條件下，焊縫抗拉強度只有289 MPa，比水冷條件下的抗拉強度低51 MPa。由圖4(a)可知：空冷條件下焊縫處存在缺陷，且硬度最低值比水冷條件下的硬度低，強度明顯低于水冷條件下的強度。最低硬度在一定程度上可以反映材料最薄弱的區(qū)域[5]，水冷條件下焊核區(qū)和熱機影響區(qū)交界處硬度最低，斷裂也發(fā)生在這里?？绽浜附咏宇^焊核區(qū)存在缺陷，缺陷處最先開裂，并且裂紋沿著缺陷的位置擴展，使斷裂發(fā)生在焊核區(qū)。

表3 焊接接頭強度Table 3 Strength of welded joints for air or water cooling condition

3 結(jié)論

(1) 在轉(zhuǎn)速為2 700 r/min，焊速為60 mm/min條件下，采用空冷和水冷的焊接工藝焊接了2519A鋁合金，空冷焊接時容易產(chǎn)生較大的飛邊和隧道型缺陷，水冷焊接時得到?jīng)]有明顯缺陷的焊接接頭，且焊縫美觀，抗拉強度為340 MPa，達到母材強度的72%。

(2) 空冷條件下的焊接接頭硬度分布呈W型，水冷的接頭硬度呈U型，水冷明顯縮小了熱影響區(qū)的范圍，減小了熱影響區(qū)的硬度平均值和最低值；水冷焊接使后退側(cè)熱機影響區(qū)范圍變窄，晶粒變化明顯，且焊核區(qū)晶粒明顯小于空冷焊核區(qū)晶粒。

(3) 空冷條件下焊核區(qū)溫度高，固溶程度高，有利于在隨后的冷卻過程中發(fā)生時效，從而析出細小的強化相，而水冷條件下固溶程度不高，析出相長大明顯，所以，水冷條件下焊核區(qū)平均硬度低于空冷條件下焊核區(qū)平均硬度。

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