7A04-T6鋁合金水下攪拌摩擦焊接接頭的組織和性能

徐瑞琦， 王 文， 郝亞鑫， 喬 柯， 李天麒， 王快社

(西安建筑科技大學 冶金工程學院，西安710055)

7A04 鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu 系鋁合金，是一種超硬鋁合金，具有密度小、比強度高、疲勞性能好、抗腐蝕性能強、易成形等諸多優(yōu)點，已被廣泛應用于航空、航天、船舶、車輛、現代核工業(yè)等領域中。超高強鋁合金傳統(tǒng)焊接方法主要有熔化極氣體保護焊、鎢極惰性氣體保護焊、等離子弧焊、激光焊和電子束焊等。這些傳統(tǒng)的熔化焊接方法容易產生氣孔及裂紋等缺陷，焊接質量較低，例如2519 鋁合金熔化極氣體保護焊及激光焊焊接接頭強度僅為母材強度的61% ～74%［1］。

攪拌摩擦焊(friction stir welding，FSW)是英國焊接研究所于1991年發(fā)明的一種新型的固相連接技術［2］，并已在鋁合金，特別是很難用傳統(tǒng)的熔化焊接方法進行焊接的2XXX 和7XXX 系鋁合金中成功應用［3～11］。近年來國內外學者對鋁合金FSW 進行了大量研究，結果表明:與傳統(tǒng)熔化焊接技術相比，FSW 可以顯著提高焊接接頭的強度。但是，由于FSW 過程中產生了大量的摩擦熱和塑性變形熱，使得焊接接頭存在明顯的熱軟化效應，導致焊接接頭的強度低于母材，特別是超高強鋁合金焊接接頭，其最高強度為母材強度的77%。2219-T6 鋁合金的抗拉強度僅為母材強度的73.7%［12］，7050 鋁合金的接頭強度僅為母材強度的77%［13］。為了解決該問題，國內外學者嘗試采用冷卻介質對焊接過程中的被焊工件進行實時強制冷卻或焊后冷卻，以減弱焊接溫度場對接頭的熱軟化效應，從而改善接頭的組織和性能［14～18］。水作為一種常用的冷卻介質，具有較高的比熱容和較強的導熱能力，其強大的冷卻作用可以有效地減少被焊接工件的熱輸入量，減小再結晶晶粒和析出相長大的驅動力，進而達到細晶強化和沉淀強化的目的。目前針對常用7A04 超高強鋁合金強制冷卻FSW 技術鮮有報道。因此本工作分別在空氣和水冷條件下對7A04-T6 鋁合金板進行攪拌摩擦焊接，研究強制冷卻對接頭組織性能的影響，為實現7A04 超高強鋁合金高效優(yōu)質連接提供參考。

1 實驗材料及方法

選用60.0mm ×60. 0mm ×2. 8mm 的7A04-T6鋁合金板材進行攪拌摩擦焊接，7A04 鋁合金化學成分(質量分數/%)為:Cu 2.0，Mg 2.8，Zn 7.0，Mn 0.6，Cr 0.25，Si 0.5，Fe 0.5，Ti 0.1，Al 余量。其室溫力學性能如表1 所示。

表1 7A04-T6 室溫力學性能Table 1 Mechanical properties of 7A04-T6 at room temperature

攪拌摩擦焊接在改造的X5032 型立式升降臺銑床上進行，攪拌頭工具材料為W18Cr4V，軸肩直徑為12mm，攪拌針直徑為3.4mm，長度為2.6mm。攪拌頭旋轉速率為950r/min，焊接速率為190mm/min，壓下量為0.2mm。焊接前，先將鋁合金板接頭端面用砂紙打磨，用鋼絲刷將工件待焊接表面刷干凈，并用丙酮擦拭后用壓板固定在冷卻水槽內，冷卻循環(huán)水流速為0.15L/s。

金相試樣經Keller 試劑腐蝕后在Neophot-21 型光學顯微鏡下進行觀察。采用JSM-6700F 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡背散射(BSE)模式觀察析出相形貌。采用401MVD 型數顯顯微維氏硬度計進行顯微硬度測試，測試位置為沿試樣橫截面焊核區(qū)的厚度中心水平方向，硬度測試間隔為0.5mm。采用JEM-3010 型透射電子顯微鏡(TEM)進行微觀組織觀察。沿垂直于焊縫方向切取拉伸試樣，平行試樣3 件。拉伸測試采用Instron8801 型電液伺服試驗機，測試過程按照ASTM-E8/E8M-08 標準執(zhí)行，拉伸速率為1mm/min。在JSM-6700F 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡進行拉伸端口形貌觀察。

2 結果與分析

2.1 微觀組織

圖1 為7A04-T6 鋁合金水下攪拌摩擦焊接(underwater friction stir welding，UFSW)接頭的橫截面宏觀形貌。由圖可見，UFSW 接頭主要分為焊核區(qū)(NZ)、熱機械影響區(qū)(TMAZ)、母材區(qū)(BM)。由于循環(huán)水的強制冷卻作用，使得FSW 焊接過程中產生的大量摩擦熱和塑性變形熱被對流的循環(huán)水迅速帶走，組織中熱影響區(qū)(HAZ)較空氣中焊接接頭面積分布?。?9］。

圖1 UFSW 接頭橫截面宏觀形貌Fig.1 Cross section macrograph of UFSW joint

圖2a 為7A04-T6 鋁合金母材的顯微組織?？梢钥闯瞿覆臑榈湫偷能堉平M織，平均晶粒尺寸約為20μm，晶粒沿軋制方向被拉長，部分晶粒破碎，晶粒尺寸不均勻。合金中Zn 和Mg 含量相對較高，是其主要強化元素，人工時效導致晶粒內部和晶間沉淀析出細小的平衡相

在FSW 過程中，NZ 的金屬受到攪拌頭摩擦產熱和機械攪拌的熱力耦合作用，發(fā)生了劇烈的塑性變形，產生了細小的等軸狀動態(tài)再結晶晶粒，平均晶粒尺寸約為2.8μm(圖2b)。在循環(huán)水冷條件下，由于循環(huán)水的強制冷卻作用，使得大量的摩擦熱和塑性變形熱被循環(huán)水迅速帶走，大大降低了金屬再結晶晶粒的長大驅動力，抑制了再結晶晶粒的長大，使得UFSW 焊核區(qū)平均晶粒尺寸細化到0.8μm(圖2c)。

圖2 7A04-T6 微觀組織 (a)母材;(b)FSW 接頭NZ 微觀組織;(c)UFSW 接頭NZ 微觀組織Fig.2 Microstructure of 7A04-T6 (a)base metal;(b)NZ of FSW joint;(c)NZ of UFSW joint

7A04 鋁合金的主要強化機制是沉淀時效強化，合金的強度主要由沉淀相的尺寸及彌散程度決定。FSW 和UFSW 過程中，NZ 的瞬時高溫和劇烈的塑性變形促使沉淀相發(fā)生固溶，并在焊后冷卻過程中從基體中析出。由于循環(huán)水冷的快速冷卻作用抑制了沉淀析出相的聚集長大，UFSW 接頭NZ 析出相尺寸30 ～150nm 明顯小于FSW 接頭析出相尺寸80 ～400nm(圖3a，b)。細小的析出相阻礙了再結晶晶粒的長大，對細化晶粒也起到重要作用。

圖3 不同焊接介質中焊核區(qū)的析出相 (a)空氣;(b)冷卻水Fig.3 Precipitated phases of NZ in different welding media (a)air;(b)cooling water

2.2 力學性能

圖4 為7A04-T6 鋁合金FSW 和UFSW 接頭的顯微硬度。由圖可見，FSW 和UFSW 接頭硬度變化趨勢基本相同，均呈“W”型。與母材相比，FSW 和UFSW 接頭的硬度都明顯降低，這是因為焊接過程中的熱軟化效應破壞了母材T6 峰值時效狀態(tài)，導致接頭中的析出相η-MgZn2產生的沉淀強化作用減弱。兩種介質條件下，接頭硬度最小值均出現在后退側(RS)的HAZ 處，這是由于焊接過程中該處經受焊接熱循環(huán)作用，晶粒粗化，且析出相偏聚長大。焊接過程中，NZ 處合金受到大量的摩擦熱，產生了劇烈塑性變形，使得第二相發(fā)生了固溶，在焊后冷卻過程中，NZ 發(fā)生了析出時效效應，使得NZ 硬度有所回升。強制冷卻條件下，循環(huán)水可以迅速帶走焊接產生的熱量，使析出相來不及長大，析出相尺寸明顯小于空氣條件下析出相尺寸，減弱了焊接熱軟化效應，使接頭硬度(139.4HV)明顯高于FSW 接頭硬度(127.5HV)。

圖4 不同焊接介質中接頭顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution of the FSW and UFSW joints

圖5 為7A04-T6 鋁合金FSW 和UFSW 接頭的室溫拉伸性能。由圖可見，UFSW 接頭的抗拉強度為538. 1MPa，達到母材抗拉強度(如表1)的87.6%，明顯高于FSW 接頭的強度系數80.6%(抗拉強度為494.9MPa)。這是因為循環(huán)水冷作用下，均勻分布的細小析出相，造成基體晶格畸變，阻礙了材料塑性變形時的位錯運動。金屬強化取決于位錯與脫溶相質點間的相互作用。當運動位錯遇到脫溶質點時，會在質點周圍生成位錯環(huán)以通過脫溶質點的阻礙。按照Orowan 強化機制［21，22］，位錯繞過脫溶質點時所需增加的切應力與質點的半徑相關。當體積分數一定時，強化值與脫溶質點半徑成反比，質點越小，強化值越大。循環(huán)水冷條件減弱了接頭的熱軟化效應，抑制了析出相的聚集長大，從而改善了接頭的拉伸性能。UFSW 接頭的晶粒尺寸顯著細化，產生細晶強化作用。因此，沉淀強化和細晶強化的共同作用促使UFSW 接頭的強度較FSW 接頭明顯提高。UFSW 接頭拉伸斷裂位置主要位于HAZ 和TMAZ 交界處，該區(qū)域組織梯度較大，析出相尺寸較大，導致接頭塑性較差，成為UFSW 接頭的薄弱區(qū)。

圖5 不同焊接介質中接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of the FSW and UFSW joints

圖6 為FSW 和UFSW 接頭拉伸真應力-真應變曲線，從圖中可見，FSW 和UFSW 接頭呈現出相似的應力應變行為，其中UFSW 接頭表現出較長的加工硬化過程。圖7a，b 分別為FSW 和UFSW 接頭拉伸加工硬化速率-真應變曲線和加工硬化速率-真應力曲線。從圖中可以看出，FSW 和UFSW 接頭表現出相同的應變硬化階段。在變形初始階段，材料中位錯存儲速率較大，具有較高的加工硬化速率。隨著變形的進行，材料的應變硬化速率持續(xù)下降，當位錯的存儲被動態(tài)回復所抵消且兩者達到平衡時，出現了新的平衡階段，材料的應變硬化速率保持恒定，由于損傷的積累，最終導致在該平衡階段快結束時，材料發(fā)生失效。與FSW 接頭相比，UFSW 接頭表現出較高的加工硬化程度，這是因為UFSW 接頭具有細小的析出相，提高了可動位錯運動障礙，從而提高了接頭的應變硬化能力，使得接頭在具有優(yōu)良強度的同時，保持了較好的塑性。

圖6 不同焊接介質中接頭的真應力-真應變曲線Fig.6 True stress-strain curves of the FSW and UFSW joints

圖7 不同焊接介質中接頭的加工硬化速率-真應變曲線(a)和加工硬化速率-真應力曲線(b)Fig.7 The work hardening rate-true strain curves (a)and work hardeningrate-true stress curves (b)of the FSW and UFSW joints

2.3 拉伸斷口形貌

圖8 分別為空氣和強制水冷介質中接頭拉伸斷口形貌。斷口呈現出微孔聚合型韌性斷裂特征。斷口內具有大量等軸狀韌窩，韌窩內部分布有粒狀的析出相，部分析出相顆粒已經在應力集中作用下發(fā)生破裂。韌窩的形成與析出相及塑性變形有關，因析出相的強度、彈性模量和塑性等均與母材不同，塑性變形時，滑移沿基體滑移面進行，析出相起到阻礙作用，形成位錯塞積群，進而在兩者交界處造成應力集中，隨著應變量的增大，應力集中加劇，過大的集中應力造成界面分離或析出相本身折斷，形成細小的微孔，這是裂縫的起源點。隨著塑性變形的繼續(xù)，微孔間金屬繼續(xù)變形，材料局部被拉長，微孔鈍化。微孔間的材料以內頸縮的方式斷裂，拉伸破壞時，微觀裂紋就在析出相周圍形成，進而擴展斷裂。局部裂紋擴展速率增加，導致材料塑性下降，伸長率降低。

圖8 不同焊接介質中接頭拉伸斷口形貌 (a)空氣;(b)冷卻水Fig.8 Tensile fracture surfaces of the FSW and UFSW joints (a)air;(b)cooling water

3 結論

(1)循環(huán)水冷顯著抑制了再結晶晶粒和析出相的長大，NZ 平均晶粒尺寸為0.8μm，析出相尺寸為30 ～150nm。

(2)FSW 和UFSW 接頭硬度分布曲線均呈現“W”型。硬度最低值均出現在后退側的HAZ 處。UFSW 接頭NZ 平均硬度值為139.4HV，明顯高于FSW 接頭NZ 平均硬度值127.5HV。

(3)UFSW 接頭的抗拉強度達到母材抗拉強度的87.6%，比FSW 接頭的抗拉強度提高了43.2MPa。UFSW 接頭具有較高的應變硬化能力，拉伸斷裂位置主要位于HAZ 和TMAZ 交界處，拉伸斷口呈現微孔聚合型韌性斷裂特征。

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