6005A－T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與力學(xué)性能特征

董 鵬，孫大千，李洪梅，宮文彪，劉 杰

（1吉林大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)春130025；2長(zhǎng)春軌道客車股份有限公司，長(zhǎng)春130062）

6005A－T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與力學(xué)性能特征

董 鵬1，孫大千1，李洪梅1，宮文彪2，劉 杰2

（1吉林大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)春130025；2長(zhǎng)春軌道客車股份有限公司，長(zhǎng)春130062）

采用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡、拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)和顯微硬度計(jì)對(duì)6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭的微觀組織及力學(xué)性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明：焊核區(qū)為細(xì)小的等軸晶，幾乎所有粒子溶于基體；熱機(jī)械影響區(qū)呈現(xiàn)為被拉長(zhǎng)的畸變晶粒，且存在大量的位錯(cuò)；熱影響區(qū)的組織明顯粗化，處于過時(shí)效狀態(tài)。與母材相比，攪拌摩擦焊接頭的強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率均有下降趨勢(shì)，且接頭出現(xiàn)軟化，最小硬度值出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)的熱影響區(qū)內(nèi)。攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率為1200r／min、焊接速率為200mm／min時(shí)可獲得優(yōu)質(zhì)接頭，抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材強(qiáng)度的72%，伸長(zhǎng)率達(dá)到母材的69%。

6005A鋁合金；攪拌摩擦焊；微觀組織；顯微硬度；拉伸性能

鋁合金具有大的比強(qiáng)度、高的塑性、良好的耐腐蝕性能以及優(yōu)良的機(jī)械加工性能。6005A鋁合金在具有上述優(yōu)點(diǎn)之外，還具有較好的擠壓性能，是大型鋁型材的主要選擇材料之一。目前，軌道車輛，特別是高速列車、地鐵列車、雙層客車和輕軌列車等現(xiàn)代化車輛，多采用6005A鋁合金的整體組焊結(jié)構(gòu)［1］。

使用傳統(tǒng)熔化焊工藝焊接鋁合金時(shí)，主要出現(xiàn)的焊接性問題有：焊縫中的氣孔、焊接熱裂紋、焊接接頭與母材的等強(qiáng)性等。此外，鋁合金的線脹系數(shù)大、導(dǎo)熱性強(qiáng)，焊接時(shí)容易產(chǎn)生翹曲變形。這些問題與鋁合金的物理性質(zhì)有關(guān)，因此很難得到根本的解決［2］。

攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW）被證明是解決鋁合金焊接問題較為有效的方法。由于焊接過程中不需要填充材料且焊接溫度低于母材的熔點(diǎn)，因此一定程度上避免了氣孔、裂紋、偏析、變形等熔化焊常見的焊接性問題［3］。除此之外，攪拌摩擦焊還具有高的焊接效率，尤其對(duì)于長(zhǎng)焊縫的焊接。對(duì)于鋁合金的FSW研究已有很多，但主要集中在2000系及7000系這些傳統(tǒng)熔化焊焊接較為棘手的鋁合金上［3－6］，對(duì)軌道車輛用6005A鋁合金FSW的研究相對(duì)較少。本工作針對(duì)3mm厚軌道車輛常用的6005A鋁合金進(jìn)行了FSW實(shí)驗(yàn)研究，旨在為FSW在軌道客車生產(chǎn)中更為廣泛的應(yīng)用提供必要的理論依據(jù)和實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)所用材料為6005A－T6鋁合金，試板尺寸為100mm×300mm×3mm，其屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率分別為189，282MPa，14%，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 6005A－T6鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Chemical composition of 6005A－T6aluminium alloy（mass fraction／%）

在型號(hào)為FSW－LM－5025的攪拌摩擦焊機(jī)上進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，攪拌頭材料為工具鋼（Cr12MoV），采用直徑為3mm，長(zhǎng)度為2.8mm的錐形螺紋焊針，軸肩直徑為12mm。焊接過程中保持?jǐn)嚢桀^傾斜角為2.5°，下壓量為0.1mm，焊針插入后的預(yù)熱時(shí)間為5s。在攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率為1200r／min條件下改變焊接速率，研究其對(duì)接頭組織與力學(xué)性能的影響。

焊后使用線切割機(jī)沿垂直于焊縫方向截取拉伸試樣和金相試樣。拉伸試樣尺寸按GB／T 228—2002執(zhí)行，并使焊縫位于拉伸試樣中心。每組工藝參數(shù)選3個(gè)試樣，室溫條件下在MTS810拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為1.5×10－2s－1，拉伸結(jié)果取其平均值。采用MH－3顯微硬度計(jì)在接頭橫截面中部每隔0.5mm測(cè)試一次顯微硬度，所加載荷為100g，持續(xù)時(shí)間為15s。金相試樣經(jīng)研磨、拋光后使用Keller試劑在室溫下腐蝕；用OLYMPUS光學(xué)顯微鏡及EVO18型掃描電子顯微鏡研究接頭的微觀組織；采用JEM－2100F透射電子顯微鏡對(duì)接頭不同區(qū)域進(jìn)行觀察，研究其精細(xì)結(jié)構(gòu)。

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭顯微組織

圖1 6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭顯微組織（a）橫截面；（b）母材；（c）熱影響區(qū)；（d）前進(jìn)側(cè)熱機(jī)械影響區(qū)；（e）返回側(cè)熱機(jī)械影響區(qū)；（f）焊核區(qū)；（g）焊核區(qū)二次電子組織Fig.1 Microstructure of 6005AFSW joint（a）cross section；（b）BM；（c）HAZ；（d）TMAZ on the AS；（e）TMAZ on the RS；（f）NZ；（g）secondary electron image of NZ

圖1給出了6005A攪拌摩擦焊接頭的微觀組織（圖1（b），（c），（d），（e），（f）分別對(duì)應(yīng)圖1（a）中b，c，d，e，f）?？梢钥闯?，接頭宏觀上呈盆狀（圖1（a）），而有些合金的FSW接頭卻呈橢圓狀［5］，接頭形狀的差異與合金類型的不同有關(guān)。母材（Base Metal，BM）的組織為典型的擠壓態(tài)組織（圖1（b））；由于熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）只受熱作用，擠壓組織消失，取而代之的是粗大的晶粒（圖1（c））；熱機(jī)械影響區(qū)（Thermo－Mechanically Affected Zone，TMAZ）受到塑性金屬流動(dòng)時(shí)產(chǎn)生的沖擊力和熱的雙重作用，表現(xiàn)出的是畸變的組織，晶粒被拉長(zhǎng)，且具有一定的方向性（圖1（d），1（e））；焊核區(qū)（Nugget Zone，NZ）在焊接過程中受到攪拌作用，組織為極細(xì)小的等軸晶粒（圖1（f）），對(duì)焊核區(qū)的掃描電子顯微分析表明，其平均晶粒尺寸約為8μm（圖1（g））。從圖1（a）還可以看出，前進(jìn)側(cè)（Advancing Side，AS）處NZ與TMAZ的邊界線比返回側(cè)（Retreating Side，RS）處的邊界線更為清晰。圖1（d）和1（e）給出了兩處高倍的圖像，AS處TMAZ內(nèi)的畸變組織的寬度遠(yuǎn)比返回側(cè)的窄，這是由于焊接過程中AS的溫度更高，因此TMAZ內(nèi)畸變組織發(fā)生再結(jié)晶的程度比RS處的更加充分。

接頭橫截面上隧道缺陷的全貌如圖1（d）所示，可以看出隧道形成的過程：來自焊縫上方的塑性金屬流1向下運(yùn)動(dòng)（圖1（d）中箭頭所示方向），來自RS的塑性金屬流2向AS流動(dòng)，兩股塑性金屬流在沒有將空腔填充完全時(shí)已經(jīng)停止流動(dòng)（或是沒有足夠數(shù)量的金屬填滿空腔），因此留下了孔洞缺陷，如圖1（a）和1（d）所示。若攪拌頭每旋轉(zhuǎn)一圈都會(huì)在相同的位置留下同樣的孔洞缺陷，在焊接方向上這些缺陷的連接便形成了貫通焊縫的“隧道”。

圖2所示為FSW接頭四個(gè)區(qū)域內(nèi)的TEM組織。6005A－T6母材內(nèi)主要存在兩種襯度的析出相，如圖2（a）所示，一種是長(zhǎng)度約為20nm的針狀析出相，沿［100］Al和［010］Al方向排列；另一種是直徑約3nm 的粒狀析出相，其中一些是針狀析出相的橫截面（即沿［001］Al方向的析出相），另外也包含有未知結(jié)構(gòu)的彌散相。根據(jù)文獻(xiàn)［7，8］研究結(jié)果，可以肯定這些針狀析出相是β″相（Mg5Si6，C－心單斜結(jié)構(gòu)）。這些彌散相可能含有較高含量的Mg或Si，從而導(dǎo)致在彌散體周圍出現(xiàn)貧β″相的區(qū)域（圖2（a）），但并非增強(qiáng)相。熱影響區(qū)內(nèi)原始的β″相消失，組織以棒狀β′相為主，尺寸為100～200nm，還出現(xiàn)了少量板狀 Q′相，尺寸約為80nm（圖2（b））。焊接過程中熱機(jī)械影響區(qū)發(fā)生塑性變形，在TEM下可以看到較高密度的位錯(cuò)（圖2（c））；焊核區(qū)的峰值溫度約為500℃［9－10，13］，在該溫度下，母材中的第二相粒子完全溶入基體，在焊接快冷條件下，幾乎全部固溶于基體，如圖2（d）所示。

圖2 6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭透射電子圖像 （a）母材區(qū)；（b）熱影響區(qū)；（c）熱機(jī)械影響區(qū)；（d）焊核區(qū)Fig.2 TEM images of 6005AFSW joint （a）BM；（b）HAZ；（c）TMAZ；（d）NZ

圖3為不同焊接速率下接頭橫截面組織。研究發(fā)現(xiàn)，焊接速率對(duì)接頭的顯微組織有著顯著的影響。當(dāng)焊接速率為100mm／min時(shí)，接頭內(nèi)部出現(xiàn)隧道缺陷，如圖3（a）所示；當(dāng)焊接速率為200～400mm／min時(shí)，隧道消失，得到連續(xù)、致密的接頭（圖3（b），3（c））；進(jìn)一步增加焊接速率，再次出現(xiàn)隧道缺陷，且缺陷的面積隨著焊接速率的增加而增大，如圖3（d），3（e）所示。接頭內(nèi)部的隧道缺陷多出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)，也會(huì)出現(xiàn)在中部，但返回側(cè)未出現(xiàn)過該種缺陷。此外，焊接速率對(duì)隧道出現(xiàn)的位置也有一定的影響。當(dāng)焊接速率過小時(shí)，缺陷出現(xiàn)在焊核中部靠前進(jìn)側(cè)位置處；當(dāng)焊接速率過大時(shí)，缺陷易出現(xiàn)在焊核的底部。

圖3 不同焊接速率下接頭橫截面組織 （a）v＝100mm／min；（b）v＝200mm／min；（c）v＝400mm／min；（d）v＝600mm／min；（e）v＝800mm／minFig.3 Cross－sectional microstructures of FSW produced welding speed of 100mm／min（a），200mm／min（b），400mm／min（c），600mm／min（d）and 800mm／min（e）

2.2 接頭顯微硬度

圖4為6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭橫截面的硬度分布曲線?？梢钥闯觯覆挠捕龋s100）最高，焊核區(qū)的硬度（約68）較熱機(jī)械影響區(qū)、熱影響區(qū)的硬度更高，硬度最小值出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)的熱影響區(qū)，這與文獻(xiàn)［9－11］得到的結(jié)果是類似的。

圖4 攪拌摩擦焊接頭顯微硬度曲線Fig.4 Microhardness curve of FSW joint

6005A屬于時(shí)效強(qiáng)化鋁合金，力學(xué)性能不僅與增強(qiáng)相的分布和尺寸有關(guān)，還受到晶粒尺寸的影響。Al－Mg－Si合金的時(shí)效過程為：過飽和固溶體→GP區(qū)→β″→β′→β。β″相與基體保持共格關(guān)系，其增強(qiáng)效果最好；當(dāng)出現(xiàn)β′或β相時(shí)，稱為過時(shí)效狀態(tài)，增強(qiáng)效果開始變差［8，12］。6005A－T6母材中含有大量的針狀β″相（圖2（a）），處于峰時(shí)效狀態(tài)，具有最大的增強(qiáng)效果，硬度HV約為100；熱影響區(qū)內(nèi)β″相溶于基體，析出粗大的β′相（圖2（b）），從而使其硬度 HV顯著下降（～52），僅為母材的50%左右；熱機(jī)械影響區(qū)也處于過時(shí)效狀態(tài)，但其晶粒尺寸比熱影響區(qū)的小，且該區(qū)經(jīng)歷了塑性變形，含有較高密度的位錯(cuò)（圖2（c）），因此硬度值比熱影響區(qū)略高。焊核區(qū)內(nèi)幾乎所有的粒子均固溶于基體，由于焊接快冷而產(chǎn)生的大量空位促使該區(qū)發(fā)生自然時(shí)效，硬度得以提高，同時(shí)由于該區(qū)細(xì)小等軸晶的出現(xiàn)，也補(bǔ)償了一部分的硬度損失，因此焊核區(qū)硬度較熱影響區(qū)和熱機(jī)械影響區(qū)更高。

攪拌摩擦焊過程中，AS的溫度比RS的高［13］，因此位于AS熱影響區(qū)的內(nèi)過時(shí)效傾向更為嚴(yán)重。從而，最小硬度值出現(xiàn)在AS的熱影響區(qū)內(nèi)。

2.3 接頭拉伸性能

6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭拉伸實(shí)驗(yàn)如圖5所示。結(jié)果表明，焊接速率對(duì)接頭的拉伸性能具有明顯的影響。當(dāng)焊接速率較低時(shí)（v＝100mm／min），接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率分別為141，104MPa和5.8%；隨著焊接速率增加，接頭的拉伸性能得到改善；當(dāng)焊接速率超過400mm／min后，接頭的拉伸性能反而大幅下降。在本實(shí)驗(yàn)條件下，3mm厚6005A鋁合金FSW接頭的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)到母材的72%，屈服強(qiáng)度可達(dá)到母材的70%，伸長(zhǎng)率可達(dá)到母材的69%。即便如此，也較使用傳統(tǒng)熔化焊得到的鋁合金接頭的力學(xué)性能要高。

圖5 不同焊接速率下接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of FSW produced different welding speeds

焊接速率對(duì)接頭拉伸性能的影響主要與接頭有無缺陷有關(guān)。當(dāng)接頭不出現(xiàn)缺陷（v＝200～400mm／min）時(shí)（圖3（b），3（c）），接頭的拉伸性能相差不大。當(dāng)采用的焊接速率過大或是過小，接頭均會(huì)產(chǎn)生隧道或者孔洞缺陷（圖3（a），3（d），3（e）），這些接頭中存在的不連續(xù)缺陷會(huì)造成應(yīng)力集中、有效承載面積下降，從而導(dǎo)致其拉伸性能下降，尤其是伸長(zhǎng)率。因此，選用合適的焊接參數(shù)是消除接頭中的不連續(xù)缺陷，改善接頭質(zhì)量的重要途徑。

3 結(jié)論

（1）基于微觀組織的不同，6005A－T6鋁合金FSW接頭可分為焊核區(qū)、熱機(jī)械影響區(qū)、熱影響區(qū)及母材區(qū)，焊核區(qū)的組織為細(xì)小的等軸晶，其中的第二相粒子幾乎完全溶于基體；熱機(jī)械影響區(qū)的晶粒被拉長(zhǎng)并具有一定的方向性，存在高密度的位錯(cuò)；熱影響區(qū)中的晶粒明顯粗化，析出β′相。

（2）6005A鋁合金FSW接頭出現(xiàn)軟化，顯微硬度曲線近似為W形，硬度最小值出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)的HAZ位置。

（3）焊接速率對(duì)FSW接頭力學(xué)性能有著顯著的影響，在攪拌頭轉(zhuǎn)速為1200r／min、焊接速率為200mm／min下得到了表面美觀、內(nèi)部無缺陷、力學(xué)性能良好的FSW接頭，接頭抗拉強(qiáng)度為母材的72%，伸長(zhǎng)率可達(dá)到母材的69%。

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Microstructural and Mechanical Characteristics of Friction Stir Welded 6005A－T6Aluminium Alloy

DONG Peng1，SUN Da－qian1，LI Hong－mei1，GONG Wen－biao2，LIU Jie2
（1School of Materials Science and Engineering，Jilin University，Changchun 130025，China；2Changchun Railway Vehicles Co.，Ltd.，Changchun 130062，China）

Microstructural and mechanical characteristics of friction stir welded 6005Aaluminum alloy were investigated by means of optical microscope，scanning electron microscopy（SEM），transmission electron microscope（TEM），tensile test machine and Vickers hardness tester.The results show that the nugget zone（NZ），thermo－mechanically affected zone（TMAZ）and heat affected zone（HAZ）are characterized by a fine equiaxed，elongated and coarse grain structures，respectively.All the precipitates dissolved in the NZ，and the TMAZ contains high density dislocation，and the HAZ shows overaged state.Compared with the base metal，the FSW joint has a reduction in strength and elongation，and there is a distinctly soften region where the minimum hardness value located in HAZ of advancing side.At the optimum welding parameters（rotation speed of 1200r／min and welding speed of 200mm／min），the tensile strength and elongation of the FSW joint are equivalent to 72%and 69%of those of the base metal，respectively.

6005Aaluminium alloy；friction stir welding（FSW）；microstructure；microhardness；tensile property

TG40

A

1001－4381（2012）04－0027－05

吉林省科技發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目（20100362）

2011－08－14；

2012－01－05

董鵬（1987－），男，博士研究生，從事攪拌摩擦焊技術(shù)方面研究工作。

李洪梅，女，工程師，主要從事先進(jìn)材料連接的研究，聯(lián)系地址：吉林省長(zhǎng)春市人民大街5988號(hào)吉林大學(xué)南嶺校區(qū)材料學(xué)院（130025），E－mail：lihongmei＠jlu.edu.cn