2198和C24S異種鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭的顯微組織和力學(xué)性能

邢 麗，宋 驍，柯黎明,

(1. 南昌航空大學(xué) 輕合金加工科學(xué)與技術(shù)國(guó)防重點(diǎn)學(xué)科實(shí)驗(yàn)室，南昌 330063；2. 西北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院，西安 710072)

近年來，新型鋁鋰合金由于具有密度低、彈性模量高、比強(qiáng)度高和比剛度高、疲勞裂紋擴(kuò)展速率低和高、低溫性能較好等特點(diǎn)，在航空和航天領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[1]。2198和C24S鋁鋰合金分別是美國(guó)鋁業(yè)公司為F16飛機(jī)上某些承受大載荷的機(jī)身零部件[2]和飛機(jī)對(duì)損傷容限要求[3]而開發(fā)的新型鋁鋰合金。上述兩種鋁鋰合金由于具有良好的綜合性能而被作為國(guó)產(chǎn)C919飛機(jī)的備選結(jié)構(gòu)材料。

攪拌摩擦焊(Friction stir welding，F(xiàn)SW)是英國(guó)焊接研究所于1991年發(fā)明的一項(xiàng)固相連接技術(shù)[4]。對(duì)于常規(guī)熔焊難以焊接的鋁合金材料及異種鋁合金材料間的連接，采用攪拌摩擦焊技術(shù)均可獲得優(yōu)異的接頭性能[5-6]。

目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)鋁鋰合金攪拌摩擦焊進(jìn)行了大量的研究。CAVALIERE等[7]研究了2198-T851鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭的顯微組織特點(diǎn)和接頭疲勞性能。STEUWER等[8]基于AA2199鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭，建立了詳細(xì)的晶粒形態(tài)、沉淀相類型、尺寸和體積分?jǐn)?shù)以及母材固溶度的二維圖。SHUKLA等[9]分析了Al-Cu-Li攪拌摩擦焊接頭各區(qū)顯微組織的演化過程，并提出焊縫顯微硬度的分布與T1和θ′沉淀相的溶解和粗化有關(guān)。MA等[2]研究了2198-T8攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)的力學(xué)性能和疲勞裂紋擴(kuò)展速率。TAVARES等[10]對(duì)2198-T851鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭進(jìn)行了焊后熱處理試驗(yàn)，研究發(fā)現(xiàn)，焊后熱處理能夠改善接頭的力學(xué)性能。郭曉娟等[11]研究了焊接工藝參數(shù)對(duì)1420鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭組織和力學(xué)性能的影響。張華等[12]改變焊接工藝參數(shù)對(duì)2A97-T8鋁鋰合金進(jìn)行了攪拌摩擦焊試驗(yàn)，研究發(fā)現(xiàn)，接頭焊核區(qū)和熱影響區(qū)中沉淀相大部分溶解，熱力影響區(qū)沉淀相密度高于焊核區(qū)。張丹丹等[13]對(duì)Al-Li-S-4和2099異種鋁鋰合金進(jìn)行攪拌摩擦焊搭接試驗(yàn)，研究攪拌針長(zhǎng)度和焊接工藝參數(shù)對(duì)異種搭接接頭力學(xué)性能的影響。

然而，目前關(guān)于異種鋁鋰合金的攪拌摩擦焊研究較少。本文作者通過改變焊接速度，對(duì)2198-T8和C24S-T8鋁鋰合金進(jìn)行了異種材料攪拌摩擦焊對(duì)接試驗(yàn)，研究了接頭的顯微組織和力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)采用2 mm厚的2198和C24S鋁鋰合金軋制薄板，熱處理狀態(tài)均為T8。試板尺寸為200 mm×80 mm，其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別如表1和2所列。

表1 2198-T8和C24S-T8鋁鋰合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of 2198-T8 and C24S-T8 Al-Li alloys

表2 2198-T8和C24S-T8鋁鋰合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 2198-T8 and C24S-T8 Al-Li alloys

采用自制的龍門式數(shù)控?cái)嚢枘Σ梁笝C(jī)和工裝夾具進(jìn)行焊接試驗(yàn)。焊接時(shí)攪拌頭旋轉(zhuǎn)方向與焊接方向相同的一側(cè)為焊縫的前進(jìn)側(cè)(Advancing side, AS)，相反的一側(cè)為返回側(cè)(Retreating side, RS)，分別置2198鋁鋰合金于焊縫的前進(jìn)側(cè)和返回側(cè)進(jìn)行焊接試驗(yàn)。攪拌頭軸肩帶凹槽，直徑為12 mm；攪拌針為光面圓錐形，攪拌針根部和端部直徑分別為4 mm和3.5 mm，針長(zhǎng)1.8 mm。采用攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度900 r/min，焊接速度60、90和120 mm/min的焊接參數(shù)，軸肩下壓量0.15～0.2 mm，攪拌頭傾角1.5°，焊接方向與板材軋制方向垂直。

考慮到鋁鋰合金的自然時(shí)效作用，焊后將試板放置60 d后，用線切割方法截取金相試樣和拉伸試樣。采用混合酸(1.0%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O，體積分?jǐn)?shù))對(duì)拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，采用Zeiss圖象分析儀觀察接頭的宏觀形貌和顯微組織。采用401MVD型數(shù)顯顯微硬度計(jì)測(cè)量接頭橫截面的硬度分布，測(cè)試位置為板厚中心水平線上，測(cè)試點(diǎn)間隔為0.5 mm，加載載荷為0.98 N，加載時(shí)間為10 s。拉伸試樣按照國(guó)標(biāo)GB/T2651-2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》在WDW-E200D型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，加載速度為2 mm/min。

2 結(jié)果與分析

2.1 焊縫成形

當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為900 r/min，焊接速度為60～120 mm/min時(shí)，得到的焊縫表面光滑，無溝槽和孔洞缺陷，前進(jìn)側(cè)有少量飛邊，焊縫成形良好。

圖1所示為焊接速度為120 mm/min時(shí)鋁鋰合金不同擺放位置焊接時(shí)接頭的橫截面形貌。圖1(a)所示區(qū)域A～G分別為2198鋁鋰合金母材(BM-2198)、返回側(cè)熱影響區(qū)(RS-HAZ)、返回側(cè)熱力影響區(qū)(RS-TMAZ)、焊核區(qū)(WNZ)、前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)(AS-TMAZ)、前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)(AS-HAZ)和C24S鋁鋰合金母材(BM-C24S)?？梢?，焊核區(qū)呈V形，上部較寬，下部較窄。經(jīng)腐蝕后的焊核區(qū)呈兩種顏色，顏色較深的為C24S鋁鋰合金，顏色較淺的為2198鋁鋰合金。當(dāng)C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，返回側(cè)的2198鋁鋰合金從焊縫上部遷移到焊縫的前進(jìn)側(cè)，而前進(jìn)側(cè)的C24S鋁鋰合金從焊縫下部遷移到焊縫的返回側(cè)。圖1(b)所示為2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭的橫截面形貌，焊核區(qū)的尺寸與C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)的相似，但兩種鋁鋰合金在焊核區(qū)中的分布形貌與圖1(a)中相反。這表明兩種鋁鋰合金不同擺放位置時(shí)，焊縫金屬具有相同的塑化金屬流動(dòng)規(guī)律。在焊縫上方，返回側(cè)金屬遷移到前進(jìn)側(cè)，在焊縫下方，前進(jìn)側(cè)金屬遷移到返回側(cè)。表明沿板厚方向焊縫金屬在水平面上的遷移速度不同，即焊縫上方金屬的遷移速度較下方的快。

根據(jù)PARK等[14]報(bào)道，異種鋁合金攪拌摩擦焊接頭中也會(huì)出現(xiàn)洋蔥環(huán)形貌，表明前進(jìn)側(cè)和返回側(cè)的材料發(fā)生了充分的混合。本研究所得的接頭中未見洋蔥環(huán)形貌，可能本研究所用的是不帶螺紋的攪拌針，沿板厚方向上塑化金屬的流動(dòng)較弱所致。

圖2所示為焊接速度為60 mm/min時(shí)2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭的橫截面形貌。對(duì)比圖1(b)和圖2可以明顯看出，焊接速度從120 mm/min變?yōu)?0 mm/min時(shí)，在返回側(cè)有更多的C24S鋁鋰合金從焊縫上方向前進(jìn)側(cè)的2198鋁鋰合金中遷移(如圖1(b)和圖2中箭頭所指)，同時(shí)，在焊縫下方有更多前進(jìn)側(cè)的2198鋁鋰合金遷移到返回側(cè)C24S鋁鋰合金。說明當(dāng)焊接速度降低時(shí)，攪拌頭與工件在單位長(zhǎng)度焊縫內(nèi)的作用時(shí)間增加，摩擦產(chǎn)熱量增加，導(dǎo)致沿板厚方向焊縫金屬水平遷移速度差異增大，焊縫內(nèi)塑化金屬在攪拌頭的帶動(dòng)下流動(dòng)得更快。

圖1 焊核速度為120 mm/min時(shí)鋁鋰合金不同擺放位置焊接時(shí)接頭的橫截面形貌Fig. 1 Cross-section morphologies of joints with different settings of C24S (a) and 2198 (b) Al-Li alloys located in AS during welding at welding speed of 120 mm/min

2.2 接頭顯微組織

圖3所示為圖1(a)中所示區(qū)域A～G的顯微組織。圖3(a)和(g)所示分別是2198和C24S鋁鋰合金母材的顯微組織，均呈板條狀晶粒；圖3(b)和(f)所示分別為返回側(cè)和前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)的顯微組織，由于受到焊接熱循環(huán)的影響，2198和C24S鋁鋰合金原板條狀晶粒均發(fā)生明顯粗化；圖3(c)和(e)所示分別為返回側(cè)和前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)的顯微組織。由圖可見，在攪拌頭的機(jī)械攪拌作用和焊接熱循環(huán)的影響下，返回側(cè)的母材晶粒發(fā)生變形，變形晶粒周圍有細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，而前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)與熱力影響區(qū)界面明顯，母材晶粒則被拉長(zhǎng)；圖3(d)所示為焊核中的顯微組織，上方為2198鋁鋰合金的再結(jié)晶組織，圖中下方為C24S鋁鋰合金的再結(jié)晶組織，兩種鋁鋰合金在焊核內(nèi)結(jié)合良好，且2198鋁鋰合金的晶粒尺寸較C24S鋁鋰合金的大。

圖4所示為C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)焊核區(qū)的顯微組織。圖4(a)為圖1(a)中方框區(qū)域的放大圖，可見，焊核區(qū)中兩種鋁鋰合金間A處的界面呈不規(guī)則的折線，而在下方方框區(qū)的界面則呈平滑。圖5所示為2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)焊核區(qū)的顯微組織。圖5(a)為圖1(b)中方框區(qū)域的放大圖，焊核區(qū)中兩種鋁鋰合金再結(jié)晶組織之間的界面平滑。同樣，2198鋁鋰合金的晶粒較C24S鋁鋰合金的大。

圖2 焊接速度為60 mm/min時(shí)接頭的橫截面形貌Fig. 2 Cross-section morphology of joint at welding speed of 60 mm/min

焊接過程中，前進(jìn)側(cè)和返回側(cè)的塑化金屬在攪拌頭的旋轉(zhuǎn)和摩擦作用下發(fā)生遷移。當(dāng)屈服強(qiáng)度較高的C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，返回側(cè)屈服強(qiáng)度較低的2198鋁鋰合金對(duì)遷移到返回側(cè)的C24S鋁鋰合金的阻力較小，兩種材料容易發(fā)生混合，因此，其界面呈曲折；當(dāng)屈服強(qiáng)度較低的2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，返回側(cè)屈服強(qiáng)度較高的C24S鋁鋰合金對(duì)遷移到返回側(cè)的2198鋁鋰合金的阻力較大，造成兩種材料的結(jié)合界面呈光滑。

圖4 C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭焊核區(qū)的顯微組織Fig. 4 Microstructures of WNZ of joint in C24S Al-Li alloy located in AS: (a) Partial enlarged view in Fig. 1(a); (b) Partial enlarged view in Fig. 4(a)

圖5 2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭焊核區(qū)的顯微組織Fig. 5 Microstructures of WNZ of joint in 2198 Al-Li alloy located in AS: (a) Partial enlarged view in Fig. 1(b); (b) Partial enlarged view in Fig. 5(a)

在攪拌頭的鍛壓力和摩擦熱作用下，焊核區(qū)的塑化金屬發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的再結(jié)晶晶粒。在隨后的焊接熱循環(huán)作用下，再結(jié)晶晶粒會(huì)發(fā)生長(zhǎng)大。由于晶粒的長(zhǎng)大是通過大角度晶界的遷移進(jìn)行的，根據(jù)熱力學(xué)原理，晶界遷移速度[15](即晶粒平均直徑的增大速度)為

式中：D為晶粒平均直徑；K1為常數(shù)；Qm為晶界移動(dòng)的激活能；R為玻爾茲曼常數(shù)；T為溫度?？梢钥闯?，在其他條件相同的情況下，影響晶界遷移速度的主要因素是晶界移動(dòng)的激活能Qm，即原子擴(kuò)散跨過晶界的激活能。造成焊核區(qū)中兩種鋁鋰合金再結(jié)晶晶粒尺寸差別的原因，可能是兩種鋁鋰合金再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大時(shí)的晶界激活能不同。

2.3 力學(xué)性能

圖6所示為焊接速度為120 mm/min時(shí)兩種鋁鋰合金不同擺放位置焊接時(shí)接頭的顯微硬度分布。由圖6可見，兩種焊接條件下得到的接頭在焊核區(qū)、熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)內(nèi)的顯微硬度均有所降低。在攪拌摩擦焊中，接頭出現(xiàn)軟化原因可能與沉淀強(qiáng)化型鋁鋰合金的析出強(qiáng)化相發(fā)生粗化和溶解有關(guān)[9,16]。在焊核區(qū)中，從C24S鋁鋰合金過渡到2198鋁鋰合金時(shí)，顯微硬度下降。焊核區(qū)及熱力影響區(qū)的硬度都低于母材。在焊縫的兩側(cè)，隨著離焊縫中心的距離增加，熱影響區(qū)的硬度逐漸增加，直至達(dá)到母材的硬度。

圖6 鋁鋰合金不同擺放位置焊接時(shí)接頭的顯微硬度分布Fig. 6 Microhardness distribution of joints with different settings of Al-Li alloys during welding

圖7所示為C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)焊核區(qū)上顯微硬度對(duì)應(yīng)的顯微組織。2198鋁鋰合金的硬度較C24S鋁鋰合金的低，2198鋁鋰合金的晶粒較C24S鋁鋰合金的大，根據(jù)霍爾佩奇公式[17]，即

式中：τs為屈服強(qiáng)度；K為常數(shù)；d為晶粒直徑?？梢钥闯?，2198鋁鋰合金焊接硬度較C24S鋁鋰合金低是由2198鋁鋰合金的晶粒比C24S鋁鋰合金的晶粒大所致。

圖7 C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭的焊核區(qū)上顯微硬度對(duì)應(yīng)的顯微組織Fig. 7 Microstructures corresponding to microhardness distribution of WNZ of joint in C24S Al-Li alloy located in AS

圖8 鋁鋰合金不同擺放位置焊接時(shí)接頭的抗拉強(qiáng)度Fig. 8 Tensile strength of joints in different settings of Al-Li alloys during welding

圖8所示為兩種鋁鋰合金不同擺放位置焊接時(shí)得到的接頭抗拉強(qiáng)度。由圖8可見，2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭的抗拉強(qiáng)度均比C24S鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)的高，斷裂均發(fā)生在2198鋁鋰合金側(cè)的熱力影響區(qū)。有研究表明，在離焊縫中心的距離小于軸肩半徑處，焊縫返回側(cè)的溫度比前進(jìn)側(cè)的高[18]。由于2198鋁鋰合金的抗拉強(qiáng)度低于C24S鋁鋰合金的，且熱力影響區(qū)的硬度較低，因此，當(dāng)2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，相對(duì)于該合金位于返回側(cè)時(shí)強(qiáng)化相發(fā)生粗化和溶解的傾向較小，得到的接頭抗拉強(qiáng)度較2198鋁鋰合金位于返回側(cè)時(shí)的高。當(dāng)焊接速度為120 mm/min時(shí)，2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)的接頭最大抗拉強(qiáng)度為382 MPa，為2198鋁鋰合金母材抗拉強(qiáng)度的82.7%。

3 結(jié)論

1) 兩種鋁鋰合金的擺放位置不同時(shí)，焊核區(qū)中2198鋁鋰合金的再結(jié)晶晶粒尺寸均比C24S鋁鋰合金的大。

2) 接頭的焊核區(qū)、熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)均發(fā)生軟化，焊核區(qū)中2198鋁鋰合金的硬度較C24S鋁鋰合金的低。

3) 2198鋁鋰合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭的抗拉強(qiáng)度較該合金位于返回側(cè)時(shí)高，接頭最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到382 MPa，為2198鋁鋰合金母材抗拉強(qiáng)度的82.7%。

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