焊后熱處理對7050鋁合金FSW接頭的影響

張 鑫 韓 冬 吳 軍 殷 凱

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焊后熱處理對7050鋁合金FSW接頭的影響

張 鑫 韓 冬 吳 軍 殷 凱

（西安航天動力機(jī)械廠，西安 710025）

對20mm厚7050-T7451鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦焊和接頭的焊后熱處理。對比分析了熱處理前后接頭的組織和性能。結(jié)果表明：在攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度300r/min，焊接速度50mm/min時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度為426MPa，延伸率為8.2%。經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，接頭組織細(xì)化，并析出大量第二相粒子，接頭性能進(jìn)一步提高，抗拉強(qiáng)度達(dá)到511MPa，延伸率為8.5%；熱處理前接頭均斷裂于前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)，與接頭的硬度分布有對應(yīng)關(guān)系。熱處理后，接頭斷裂于焊核區(qū)。熱處理前后接頭斷口均表現(xiàn)出韌性斷裂特征。

攪拌摩擦焊；熱處理；微觀組織；力學(xué)性能

1 引言

攪拌摩擦焊過程中，焊接區(qū)溫度達(dá)到材料的固溶溫度，焊后的自然冷卻過程相當(dāng)于對接頭進(jìn)行了退火，會導(dǎo)致接頭力學(xué)性能下降。通過焊后熱處理的方法改善接頭的微觀組織可以提高接頭的力學(xué)性能。羅傳紅[3]等人認(rèn)為，F(xiàn)SW過程帶來的熱損傷和機(jī)械損傷是導(dǎo)致FSW接頭力學(xué)性能低于母材的原因。接頭經(jīng)過熱處理后，熱損傷和機(jī)械損傷都在一定程度上得到了改善，接頭強(qiáng)度大幅度提高。王希靖[4]等人對7075鋁合金FSW接頭進(jìn)行焊后熱處理，熱處理后接頭的綜合力學(xué)性能得到提高。董春林[5]等人研究了自然時(shí)效對7050鋁合金FSW接頭組織和性能的影響，結(jié)果表明長時(shí)間的自然時(shí)效可以提高接頭組織的均勻化程度，進(jìn)而提高接頭的力學(xué)性能。但長時(shí)間的時(shí)效過程必然帶來生產(chǎn)周期的延長，因此，該方法不適宜在工業(yè)生產(chǎn)中推廣應(yīng)用。

文中通過焊接試驗(yàn)找到了適用于20mm 厚7050-T7451鋁合金攪拌摩擦焊的工藝參數(shù)，并借助組織觀察、力學(xué)性能試驗(yàn)揭示了熱處理前后接頭組織和力學(xué)性能的變化。為提高7050鋁合金攪拌摩擦焊接頭的力學(xué)性能提供了有益的參考。

2 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用7050-T7451鋁合金的化學(xué)成分見表1，其抗拉強(qiáng)度為532MPa，延伸率為14%。試板尺寸為300mm×150mm×20mm。

表1 7050-T7451鋁合金化學(xué)成分

表2 攪拌摩擦焊接工藝參數(shù)

試驗(yàn)采用帶螺紋的錐形攪拌頭，材質(zhì)為W360工具鋼。采用平板對接的方式進(jìn)行攪拌摩擦焊。焊接工藝參數(shù)：攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為250～400r/min，焊接速度為30～70mm/min，攪拌頭傾斜角為3°，下壓量為0.3mm，如表2所示。

焊接完成后，按照GB/T2651—1989《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》在CMT5305型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為2mm/min。每塊試板垂直于焊縫方向截取3個(gè)拉伸試樣。對抗拉強(qiáng)度最高的接頭進(jìn)行焊后熱處理，熱處理工藝參數(shù)見表3。

表3 攪拌摩擦焊接頭焊后熱處理工藝參數(shù)

對熱處理前后的接頭分別進(jìn)行硬度試驗(yàn)、組織觀察和斷口分析。硬度測試在HX-1000型維氏顯微硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷100g，加載時(shí)間10s。金相試樣用Keller’s溶液腐蝕后在LEICADMI3000M光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行金相組織觀察。掃描電子顯微鏡的型號為Hitachi-S4700。

3 試驗(yàn)結(jié)果及分析

3.1 工藝參數(shù)對接頭拉伸性能的影響

表4 熱處理前接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率

熱處理前不同的焊接工藝參數(shù)下得到的接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率見表4。在攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為300r/min，焊接速度為50mm/min時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率都達(dá)到最高，分別為426MPa和8.2%。該組焊接工藝參數(shù)得到的接頭熱處理后的性能列于表5。

表5 熱處理后接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率

由表5可見，經(jīng)過熱處理后，接頭抗拉強(qiáng)度顯著提高，達(dá)到511MPa，相比于焊接態(tài)提高了近20%，而延伸率變化不大。

隨著“互聯(lián)網(wǎng)+”時(shí)代的到來，脫貧后扶工作的開展不再依賴傳統(tǒng)的工作方式，倘再以經(jīng)驗(yàn)主義思想開展脫貧后扶工作，將無法適應(yīng)時(shí)代的變化。對于國家而言，創(chuàng)新是民族進(jìn)步的靈魂，是國家興亡發(fā)達(dá)的動力，作為一個(gè)新時(shí)代在基層工作的共產(chǎn)黨員，創(chuàng)新思維是基層工作永葆生機(jī)和活力的源泉。因此，解放舊思想，以創(chuàng)新思維開展脫貧后扶工作勢在必行。要加大對基層領(lǐng)導(dǎo)干部新興知識的普及和推廣，引導(dǎo)廣大基層領(lǐng)導(dǎo)干部多思考，多學(xué)習(xí)，多借鑒，多開展互動交流會，促使基層領(lǐng)導(dǎo)干部在脫貧后扶中永葆活力。

3.2 接頭的微觀組織

熱處理前接頭不同區(qū)域的微觀組織如圖1所示，圖中AS和RS分別表示接頭的前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)。

圖1 熱處理前接頭的微觀組織

圖1a為焊核區(qū)微觀組織，該區(qū)域是攪拌頭直接作用的區(qū)域，攪拌頭對材料強(qiáng)烈的摩擦作用和攪拌作用，促使焊核區(qū)溫度升高并發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形。晶粒發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，同時(shí)，沉淀強(qiáng)化相也重新進(jìn)行了分配。并且，攪拌頭的旋轉(zhuǎn)對晶粒有一定的破碎作用。在上述因素的作用下，焊核區(qū)形成了細(xì)小、均勻的等軸晶粒。

圖1b、圖1c分別為前進(jìn)側(cè)熱-機(jī)影響區(qū)和后退側(cè)熱-機(jī)影響區(qū)的微觀組織。該區(qū)由變形程度較大的弧形晶粒組成。表明該區(qū)域材料承受了較大的拉伸變形。并且有部分晶粒發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒沿著變形方向成帶狀分布，并聚積成為原始晶粒的形態(tài)，說明再結(jié)晶進(jìn)行的機(jī)制是原始晶粒中的亞晶轉(zhuǎn)變?yōu)榫Я?，區(qū)域內(nèi)未發(fā)生再結(jié)晶的晶粒保持了變性后的形態(tài)。并且，還有部分晶粒在熱作用下發(fā)生了粗化現(xiàn)象。另外，在前進(jìn)側(cè)熱-機(jī)影響區(qū)與焊核區(qū)的分界線較后退側(cè)更為清晰，這與攪拌摩擦焊過程中，熱塑化材料的流動狀態(tài)有關(guān)[6]。

圖1d為熱影響區(qū)的微觀組織。該區(qū)域是接頭中經(jīng)歷了焊接熱過程但未受到機(jī)械作用的區(qū)域。其晶粒與母材相似，但取向發(fā)生了偏轉(zhuǎn)，并有一定程度的粗化。

圖2為熱處理后接頭各個(gè)區(qū)域的微觀組織?？梢钥闯?，相比于熱處理前，接頭各個(gè)區(qū)域在熱處理后都析出了大量的第二相粒子，晶粒在一定程度上都變得更加細(xì)小。并且，在晶界和晶粒內(nèi)部都有大量的析出相。

圖2 熱處理后接頭的微觀組織

3.3 接頭的顯微硬度

通過測量接頭不同區(qū)域的顯微硬度可以對比接頭各個(gè)區(qū)域的性能，從而找出接頭的薄弱環(huán)節(jié)。圖3所示為熱處理前后接頭顯微硬度的分布情況。從圖3中可以看出，熱處理前，接頭的顯微硬度分布曲線呈“W”形，硬度最低值出現(xiàn)在熱影響區(qū)，約為90HV。焊核區(qū)、熱影響區(qū)和熱-機(jī)影響區(qū)的硬度值相比于母材均有所下降。攪拌摩擦焊過程中，焊核區(qū)內(nèi)的GP區(qū)完全溶解，其終態(tài)組織是由動態(tài)再結(jié)晶形成的細(xì)等軸晶粒組成，其間分布著η或η’相[7]；熱-機(jī)影響區(qū)組織內(nèi)的GP區(qū)發(fā)生部分溶解，并進(jìn)行了不完全的動態(tài)再結(jié)晶，并且有晶粒和第二相粒子粗化；熱影響區(qū)的組織內(nèi)的GP區(qū)也有部分溶解，且晶粒和第二相粒子發(fā)生了粗化。這些因素導(dǎo)致了焊核區(qū)、熱影響區(qū)和熱-機(jī)影響區(qū)的軟化。而焊核區(qū)的軟化程度較低，這是因?yàn)楹负藚^(qū)晶粒和第二相粒子尺寸較小，有細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化的作用。

熱處理后，整個(gè)接頭的硬度有不同程度的提高。以熱影響區(qū)的提高最為顯著，為110HV左右。焊核區(qū)、熱-機(jī)影響區(qū)和熱影響區(qū)的硬度分布趨于一致。另外，熱處理前后，母材區(qū)域的硬度基本不變，因此，在工業(yè)生產(chǎn)中，可以考慮用局部熱處理來代替整體熱處理。

圖3 接頭顯微硬度分布

3.4 拉伸試樣斷口分析

接頭熱處理前的拉伸斷裂位置匯總于表4?？梢?，所有試樣均斷裂于前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)，接頭斷裂位置與接頭硬度曲線中硬度最低的區(qū)域?qū)?yīng)，即接頭熱處理前，前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)為接頭的薄弱區(qū)。圖4所示為接頭斷裂路徑及其附近的顯微組織。

由圖4a可見，接頭的斷裂面與外力方向呈45°，為剪切斷裂，頸縮較為明顯。由前文組織分析得到的結(jié)論可知，熱影響區(qū)組織在焊接過程中僅受到熱循環(huán)作用，而無變形發(fā)生。該區(qū)的組織特征是粗化的晶粒和沿軋制方向分布的粗大的第二相。由圖4b可見大量偏聚的細(xì)小第二相顆粒分布于斷口邊緣，部分第二相發(fā)生斷裂，這是因?yàn)樵诶爝^程中，外力作用下促使接頭中萌發(fā)了顯微空洞，這些空洞繼續(xù)擴(kuò)展，進(jìn)而拉斷第二相顆粒導(dǎo)致的。

圖4 接頭熱處理前的拉伸斷裂路徑及顯微組織

圖5 接頭熱處理前斷口形貌

圖5接頭熱處理前斷口形貌，由圖可以看出，熱影響區(qū)斷口呈現(xiàn)韌性斷裂，局部區(qū)域伴有第二相粒子斷裂。斷口處分布有直徑較大，深度較深的韌窩。韌窩的形成機(jī)理為孔洞聚集所致。韌窩的尺寸受到第二相粒子尺寸的影響。因此，斷口處大尺寸的第二相粒子導(dǎo)致了直徑較大，深度較深的韌窩的形成。

接頭熱處理后，其斷裂位置為焊核區(qū)。其斷裂路徑和斷口形貌見圖6?？梢姡宇^熱處理后，薄弱區(qū)由前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)變?yōu)楹负藚^(qū)。由圖6b可見，熱處理后接頭斷口有小而淺的韌窩，依然呈現(xiàn)出韌性斷裂特征。

圖6 接頭熱處理后的拉伸斷裂路徑及斷口形貌

4 結(jié)束語

a. 實(shí)現(xiàn)了20mm厚的7050-T7451鋁合金的攪拌摩擦焊，在攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度300r/min，焊接速度50mm/min時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度426MPa，延伸率8.2%。經(jīng)過固溶時(shí)效處理后，接頭性能進(jìn)一步提高，抗拉強(qiáng)度達(dá)到511MPa，延伸率為8.5%。

b. 7050-T7451鋁合金攪拌摩擦焊接頭的焊核區(qū)為細(xì)小的等軸晶組織，熱-機(jī)影響區(qū)為變形程度較大的弧形晶粒，熱影響區(qū)的組織與母材相似，但晶粒取向發(fā)生偏轉(zhuǎn)。熱處理后各個(gè)區(qū)域的晶粒都有不同程度的細(xì)化，并析出了大量的第二相粒子。

c. 熱處理前，7075-T7451鋁合金攪拌摩擦焊接頭前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)的硬度最低，為接頭的薄弱區(qū)。熱處理后，接頭硬度分布趨于均勻，并且薄弱區(qū)變?yōu)楹负藚^(qū)。

e. 拉伸試驗(yàn)中，所有未經(jīng)熱處理的試樣均斷裂于前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)。而熱處理后的接頭斷裂于焊核區(qū)。但其斷口均有韌窩特征，為韌性斷裂。

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4 王希靖，孫桂蘋，張杰，等. 焊后熱處理對高強(qiáng)鋁合金攪拌摩擦焊接頭的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào)，2009，19(3)：484～489

5 董春林，張坤，欒國紅，等. 自然時(shí)效對7050鋁合金攪拌摩擦焊接頭性能的影響[J]. 焊接學(xué)報(bào)，2014(4)：15～18

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7 Rhodes C G, Mahoney M W, Bingel W H, et al. Effects of friction stir welding on microstructure of 7075 aluminum[J]. Scripta Materialia, 1997, 36(1): 69～75

Effects of Post-weld Heat Treatment on Friction Stir Welding Joints of 7050 Aluminum Alloy

Zhang Xin Han Dong Wu Jun Yin Kai

(Xi’an Aerospace Power Machine Factory, Xi’an 710025)

The microstructure and property before and after heat treatment of friction stir welded 20mm 7050 aluminum alloy were investigated．The results show that when the tool rotating speed is 300r/min and the welding speed is 50mm/min, the tensile strength can reach 426MPa and the elongation is 8.2%, which are regarded as the most ideal parameters under experimental conditions．After heat treatment, the microstructure of joint was refined and a large number of second phase particles precipitated, the tensile strength can reach 511 MPa．Before heat treatment, the lowest hardness appears in thermomechanically affected zone (TMAZ) of advancing side, and the fracture path appears in this area. After heat treatment, the fracture path appears in nugget zone (NZ). The fractography has a characteristic of dimples of strengthening phase.

friction stir welding；heat treatment；microstructure；mechanical property

張鑫（1990），碩士，材料科學(xué)與工程專業(yè)，研究方向：金屬材料成型及控制。

2018-02-01