焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭微觀組織與力學(xué)性能的影響

鄧舒浩，鄧運(yùn)來, 3，張臻，葉凌英，林森，吉華

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焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭微觀組織與力學(xué)性能的影響

鄧舒浩1, 2，鄧運(yùn)來1, 2, 3，張臻2, 3，葉凌英1, 2，林森1, 2，吉華2, 3

(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) 有色金屬先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料與制造協(xié)同創(chuàng)新中心，湖南 長沙，410083； 3. 中南大學(xué) 輕合金研究院，湖南 長沙，410083)

利用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)、硬度和室溫拉伸等方法，研究焊接工藝對厚度為5 mm的6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭微觀組織與力學(xué)性能的影響。研究結(jié)果表明：在相同焊接速度下，隨著攪拌針旋轉(zhuǎn)速度的增加，焊核區(qū)(NZ)晶粒長大，再結(jié)晶程度提高，第二相數(shù)量增多且分布更均勻，焊核區(qū)的硬度增加；而熱影響區(qū)(HAZ)晶粒長大、第二相粗化，硬度嚴(yán)重下降。低旋轉(zhuǎn)速度時，硬度最低值位于焊核區(qū)和熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)之間，接頭硬度分布曲線呈“U”形，高旋轉(zhuǎn)速度時，焊核區(qū)硬度較高，熱影響區(qū)嚴(yán)重軟化，其硬度低于焊核區(qū)，接頭硬度分布曲線呈“W”形。隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，低旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭抗拉強(qiáng)度逐步增高，高旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭抗拉強(qiáng)度先增高，后降低。當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為1 400 r/min時，F(xiàn)SW接頭抗拉強(qiáng)度最好，為271.63 MPa，焊接系數(shù)達(dá)到82.12%。

焊接工藝；6082-T6鋁合金；攪拌摩擦焊接；微觀組織；力學(xué)性能

為節(jié)約能源，減少環(huán)境污染，我國興起了新能源汽車和高速列車的發(fā)展，新能源汽車和高速列車都要求車體輕量化，采用鋁合金材料較合適。6082鋁合金屬于Al-Mg-Si系中高強(qiáng)鋁合金，具有密度低、強(qiáng)度高、抗應(yīng)力腐蝕性能好和焊接性能好等優(yōu)良特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于船舶、汽車和高鐵等軌道交通裝備制造業(yè) 中[1?3]。近年來，攪拌摩擦焊技術(shù)(friction stir welding，F(xiàn)SW)被大量應(yīng)用于鋁合金焊接，該技術(shù)是由英國焊接研究所發(fā)明的一種新型固態(tài)連接方法[4]，與傳統(tǒng)焊接工藝相比，其具有連接溫度低、焊后殘余應(yīng)力小、接頭性能高等一系列優(yōu)點(diǎn)[5?7]。因此，國內(nèi)外學(xué)者對鋁合金攪拌摩擦焊進(jìn)行大量研究，并獲得諸多研究成果。DANAF等[8]研究發(fā)現(xiàn)6082鋁合金FSW接頭軟化區(qū)位于焊核區(qū)和熱機(jī)械影響區(qū)之間，并通過焊后熱處理工藝能恢復(fù)該區(qū)的硬度和強(qiáng)度。CAVALIERE等[9]研究了不同焊接速度對6082-T6鋁合金組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著焊接速度的增加，焊核區(qū)的晶粒粒徑增大，F(xiàn)SW接頭的屈服強(qiáng)度先增大后減小。周鵬展等[10]研究發(fā)現(xiàn)不同旋轉(zhuǎn)速度會影響2519鋁合金FSW接頭焊縫區(qū)第二相尺寸，從而影響接頭的抗拉強(qiáng)度以及斷裂方式。戴啟雷等[11]指出FSW接頭根部缺陷與焊接速度有關(guān)，隨著焊接速度的增加，F(xiàn)SW接頭根部未焊合缺陷傾向變大，嚴(yán)重降低了FSW接頭的抗拉強(qiáng)度。目前，攪拌摩擦焊的焊接工藝研究偏重于焊接速度，然而旋轉(zhuǎn)速度對6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響未有研究報道。本文作者采用不同的旋轉(zhuǎn)速度，開展6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊工藝對微觀組織和性能的影響研究，有利于進(jìn)一步推進(jìn)攪拌摩擦焊技術(shù)在軌道交通裝備制造業(yè)上的應(yīng)用，具有重要意義。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)材料采用5 mm厚T6狀態(tài)的6082鋁合金板材，其長度×寬度×厚度為500 mm×150 mm×5 mm，其化學(xué)成分如表1所示，力學(xué)性能如表2所示。攪拌摩擦焊接時采用圓錐帶螺紋形攪拌針(見圖1(a))，攪拌頭軸肩直徑為16 mm，攪拌針直徑為6 mm，長度為4.8 mm。焊接過程中傾斜角為2.7°,下壓量為0.1 mm。固定2組焊接速度()：一組焊接速度=300 mm/min，搭配低旋轉(zhuǎn)速度600≤≤800 r/min；另一組焊接速度=900 mm/min，搭配高旋轉(zhuǎn)速度1 300≤≤1 500 r/min。焊接方向垂直于板材的軋制方向，板材焊完后在空氣中自然冷卻，圖1(b)所示為攪拌摩擦焊接原理示意圖。

表1 6082-T6鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

表2 母材6082-T6鋁合金板材力學(xué)性能

(a) 攪拌頭實(shí)物圖；(b) 原理示意圖

在焊后的板材上沿垂直于焊接方向切取試樣，分析FSW接頭不同位置的微觀組織，并測試FSW接頭的硬度及室溫拉伸性能。金相樣品經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光后進(jìn)行陽極覆膜，然后在OLYMPUS GX71光學(xué)顯微鏡上觀察晶粒組織。掃描樣品經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光后，在ZEISS M10A掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察第二相尺寸及分布特征。另外，制備試樣于掃描電子顯微鏡中采用電子背散射(EBSD)觀察焊縫的微觀組織特征，EBSD樣品經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光，然后在體積分?jǐn)?shù)10%高氯酸(HClO4)+90%乙醇(C2H5OH)的溶液中進(jìn)行電解拋光，電解電壓為25 V，電解時間為10 s。采用數(shù)顯小負(fù)荷維氏硬度計(jì)測定硬度，以焊縫為中心向兩邊每隔1 mm測試1個點(diǎn)。根據(jù)GB/T 2651—2008標(biāo)準(zhǔn)沿垂直于焊縫方向切取拉伸試樣，在DDL?100電子萬能拉伸機(jī)上測試室溫拉伸性能，斷后采用掃描電子顯微鏡觀察試樣斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 典型微觀組織分析

圖2所示為=900 mm/min，1 400 r/min工藝參數(shù)下所得的FSW接頭金相組織形貌，F(xiàn)SW接頭微觀組織形貌由焊核區(qū)(nugget zone, NZ)、熱機(jī)影響區(qū)(thermo-mechanically affected zone, TMAZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone, HAZ)和母材(base metal, BM)組成。由圖2可知：母材為典型軋制態(tài)的板條狀組織。焊核區(qū)為細(xì)小的等軸晶，這是由于在機(jī)械攪拌及焊接熱循環(huán)的雙重作用下，發(fā)生了動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶[12?13]。由于熱機(jī)影響區(qū)所受到攪拌頭的攪拌作用明顯小于焊核區(qū)，導(dǎo)致其晶粒發(fā)生一定程度的扭曲變形，前進(jìn)側(cè)(advancing side, AS)熱機(jī)影響區(qū)與焊核區(qū)的分界線較后退側(cè)(retreating side, RS)明顯，這是因?yàn)樵跀嚢柽^程中兩側(cè)塑性金屬的流動方向不一致，導(dǎo)致前進(jìn)側(cè)焊縫金屬與母材金屬的相對變形差比后退側(cè)的大，所以，前進(jìn)側(cè)分界線更明顯[14?16]。由于熱影響區(qū)沒有受到攪拌頭的機(jī)械攪拌作用，其晶粒形態(tài)和母材基本保持一致，為典型的板條狀組織，但在焊接熱循環(huán)的影響下，晶粒有所長大，其尺寸略比母材區(qū)晶粒的大。

(a) NZ；(b) BM；(c) RS-TMAZ；(d) AS-TMAZ；(e) RS-HAZ；(f) AS-HAZ

2.2 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭微觀組織的影響

2.2.1 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭焊核區(qū)晶粒粒徑和再結(jié)晶程度的影響

圖3和圖4所示分別為低旋轉(zhuǎn)速度組和高旋轉(zhuǎn)速度組的FSW接頭焊核區(qū)晶粒取向分布、晶粒粒徑分布及再結(jié)晶分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)。由圖3可知：低旋轉(zhuǎn)速度組焊核區(qū)的平均晶粒粒徑相對較細(xì)小，當(dāng)=300 mm/min，600 r/min時(圖3(b))，焊核區(qū)平均晶粒粒徑只有3.45 μm，隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，焊核區(qū)平均晶粒粒徑增大，當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度達(dá)到800 r/min時(圖3(h))，其平均晶粒粒徑達(dá)到4.10 μm。焊核區(qū)的動態(tài)再結(jié)晶程度也隨旋轉(zhuǎn)速度的增加而提高，這是因?yàn)樵谕缓附铀俣认拢瑪嚢栳樞D(zhuǎn)速度越快，母材原始軋制態(tài)的板條晶粒被更充分地攪碎，并且焊接熱輸入量隨旋轉(zhuǎn)速度的增大而增大，導(dǎo)致焊核區(qū)溫度升高，從而有利于焊核區(qū)晶粒發(fā)生再結(jié)晶，其再結(jié)晶程度隨之提高。由圖4可知：高旋轉(zhuǎn)速度組焊核區(qū)晶粒粒徑和再結(jié)晶程度的變化規(guī)律與低旋轉(zhuǎn)速度組一樣，因其焊核區(qū)溫度比低旋轉(zhuǎn)速度組的高，導(dǎo)致平均晶粒粒徑和再結(jié)晶程度均比低旋轉(zhuǎn)速度組的高，當(dāng)=900 mm/min，1 500 r/min時，其平均晶粒粒徑為4.50 μm，再結(jié)晶程度達(dá)到84.31%。

(a)，(b)，(c) 600 r/min，300 mm/min；(d)，(e)，(f) 700 r/min，300 mm/min；(g)，(h)，(i) 800 r/min，300 mm/min

(a)，(b)，(c) 1 300 r/min，900 mm/min；(d)，(e)，(f) 1 400 r/min，900 mm/min；(g)，(h)，(i) 1 500 r/min，900 mm/min

2.2.2 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭第二相尺寸及分布的影響

圖5所示為不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭焊核區(qū)SEM顯微照片，由圖5可知：基體中存在2種不同顏色的第二相，一種為灰黑色，另一種為白色，經(jīng)能譜檢測分析(見圖6)：灰黑色的第二相為Mg2Si相；白色第二相為AlFeMnSi相。Mg2Si是一種強(qiáng)化析出相，其在鋁基體中的溶解溫度為500 ℃左 右[17]，焊接過程中焊核區(qū)的最高溫度能達(dá)到540 ℃左右[18]，已經(jīng)達(dá)到6系鋁合金的固溶溫度，但在焊核區(qū)的SEM照片中仍然發(fā)現(xiàn)有Mg2Si相存在，并且隨著旋轉(zhuǎn)速度增加，其數(shù)量增大，分布更均勻。這是因?yàn)楹附舆^程中，焊核區(qū)較高的溫度雖然使Mg2Si相固溶于鋁基體，但焊后的冷卻過程實(shí)質(zhì)是一個高溫時效析出過程，使得Mg2Si相析出，并且隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，焊核區(qū)經(jīng)歷的峰值溫度越高，高溫停留時間越長，焊后冷卻的時間更久，有利于時效析出大量的Mg2Si相，所以在高旋轉(zhuǎn)速度下FSW接頭焊核區(qū)的第二相數(shù)量更多且分布更均勻(見圖5(f))。AlFeMnSi相是一種難熔雜質(zhì)相，其熔點(diǎn)較高，一般溫度下很難固溶于鋁基體，當(dāng)=300 mm/min，600 r/min時，攪拌未充分，焊核區(qū)內(nèi)仍然存在尺寸較大的AlFeMnSi相(如圖5(a)箭頭所指)，但隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，攪拌越劇烈，AlFeMnSi相在劇烈的機(jī)械攪拌作用下被充分破碎，尺寸變小，分布更均勻彌散。

圖7所示為不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭熱影響區(qū)SEM顯微照片。由圖7可知：熱影響區(qū)仍然存在Mg2Si相和AlFeMnSi相。因熱影響區(qū)只受熱循環(huán)的影響，并未直接受到機(jī)械攪拌作用，所以其第二相分布同母材一樣，呈鏈條狀分布。由于距焊縫中心相對較遠(yuǎn)，熱影響區(qū)的溫度低于焊核區(qū)，第二相不能發(fā)生溶解，但該溫度卻能促使該區(qū)發(fā)生時效。隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，熱輸入量增大，熱影響區(qū)受熱循環(huán)的影響越嚴(yán)重，該區(qū)的時效溫度越高，且時效時間變長，導(dǎo)致Mg2Si相逐漸增多并粗化。當(dāng)1 500 r/min時(圖7(f))，Mg2Si相嚴(yán)重粗化，最大尺寸接近10 μm，這將對FSW接頭的力學(xué)性能造成一定影響。

(a) 600 r/min，300 mm/min；(b) 700 r/min，300 mm/min；(c) 800 r/min，300 mm/min；(d) 1 300 r/min，900 mm/min；(e) 1 400 r/min，900 mm/min；(f) 1 500 r/min，900 mm/min

(a) 黑色第二相；(b) 白色第二相

2.3 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭力學(xué)性能的影響

2.3.1 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭硬度分布的影響

不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭的硬度分布如圖8所示。從圖8可見：旋轉(zhuǎn)速度對FSW接頭的硬度分布和硬度數(shù)值均有一定影響。低旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭硬度分布曲線呈“U”形，硬度最低點(diǎn)位于焊核區(qū)和熱機(jī)影響區(qū)之間，而高旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭硬度分布曲線呈“W”形，硬度最低點(diǎn)位于熱影響區(qū)。不管是低旋轉(zhuǎn)速度組還是高旋轉(zhuǎn)速度組，當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度增加時，焊核區(qū)和熱機(jī)影響區(qū)的硬度均增大，而熱影響區(qū)硬度降低。這是因?yàn)楦咚傩D(zhuǎn)充分破碎了焊核區(qū)的AlFeMnSi難熔雜質(zhì)相，使其尺寸變小、分布更加均勻，同時由于高旋轉(zhuǎn)速度摩擦所產(chǎn)生的熱量較多，焊核區(qū)固溶程度變大，焊后析出的Mg2Si強(qiáng)化相數(shù)量變多(見圖5)，雖然旋轉(zhuǎn)速度的增加使得焊核區(qū)晶粒有所長大，但6系鋁合金屬于可熱處理強(qiáng)化鋁合金，其強(qiáng)化機(jī)制主要以時效強(qiáng)化為主，所以均勻分布的細(xì)小雜質(zhì)相和大量析出的Mg2Si強(qiáng)化相增大了焊核區(qū)的硬度。而熱影響區(qū)由于受焊接熱循環(huán)影響，晶粒的長大及Mg2Si強(qiáng)化相的粗化，均嚴(yán)重降低了該區(qū)的硬度，所以FSW接頭硬度分布曲線由“U”形轉(zhuǎn)變成“W”形。雖然高旋轉(zhuǎn)速度組的熱影響區(qū)硬度均嚴(yán)重下降，但仍高于低旋轉(zhuǎn)速度組焊核區(qū)的硬度最低值，并且隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，最低硬度點(diǎn)距焊縫中心的距離逐漸增大，這說明旋轉(zhuǎn)速度越高，熱輸入量越大，使得熱影響區(qū)逐步寬化。

(a) 600 r/min，300 mm/min；(b) 700 r/min，300 mm/min；(c) 800 r/min，300 mm/min； (d) 1 300 r/min，900 mm/min；(e) 1 400 r/min，900 mm/min；(f) 1 500 r/min，900 mm/min

1—600 r/min，300 mm/min；2—700 r/min，300 mm/min；3—800 r/min，300 mm/min；4—1 300 r/min，900 mm/min； 5—1 400 r/min，900 mm/min；6—1 500 r/min，900 mm/min。

圖8 不同參數(shù)工藝下FSW接頭硬度分布

Fig. 8 Hardness distribution of FSW joints with different welding parameters

2.3.2 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭室溫拉伸性能的影響

表3所示為不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭的室溫拉伸性能。由表3可知：當(dāng)焊接速度300 mm/min，旋轉(zhuǎn)速度600≤≤800 r/min時，F(xiàn)SW接頭的抗拉強(qiáng)度隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加而增大，而伸長率則隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加而減小，在=700 r/min時，F(xiàn)SW接頭達(dá)到抗拉強(qiáng)度和伸長率(m=240.56 MPa，=8.34%)的最佳匹配值，接頭焊接系數(shù)達(dá)到72.73%。其拉伸斷裂位置位于焊核區(qū)和熱機(jī)影響區(qū)之間，靠近接頭硬度最低點(diǎn)(見圖8和圖9)。當(dāng)焊接速度=900 mm/min，旋轉(zhuǎn)速度1 300≤≤1 500 r/min時，F(xiàn)SW接頭的抗拉強(qiáng)度隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加先升高后降低，而伸長率則隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加繼續(xù)減小，在= 1 400 r/min時，F(xiàn)SW接頭達(dá)到抗拉強(qiáng)度和伸長率(m=271.63 MPa，=6.04%)的最佳匹配值，接頭焊接系數(shù)達(dá)到82.12%，其室溫拉伸斷裂位置位于熱影響區(qū)硬度最低點(diǎn)附近。

表3 不同焊接工藝參數(shù)下FSW接頭室溫拉伸性能

攪拌摩擦焊過程中，單位長度的熱輸入量和材料塑性流變狀態(tài)是決定FSW接頭質(zhì)量的關(guān)鍵因素，焊接熱輸入量取決于攪拌頭軸肩的尺寸、壓力、摩擦因數(shù)、焊接速度和攪拌針旋轉(zhuǎn)速度。本實(shí)驗(yàn)中固定焊接速度，將攪拌針旋轉(zhuǎn)速度作為單一變量。在低旋轉(zhuǎn)速度組，焊接熱輸入量隨著旋轉(zhuǎn)速度的增大而增加，從而有利于焊核區(qū)Mg2Si強(qiáng)化相析出，從而使得抗拉強(qiáng)度增加；在高旋轉(zhuǎn)速度組，隨旋轉(zhuǎn)速度的增大，熱影響區(qū)仍有Mg2Si強(qiáng)化相析出，所以抗拉強(qiáng)度呈升高趨勢，但當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度過大時，F(xiàn)SW接頭受熱循環(huán)影響嚴(yán)重，熱影響區(qū)晶粒長大，Mg2Si強(qiáng)化相嚴(yán)重粗化(見圖7(f))，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度又呈現(xiàn)下降趨勢。雖然高旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭熱影響區(qū)軟化嚴(yán)重，但其最低硬度仍然比低旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭焊核區(qū)的硬度的高，所以，高旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭的抗拉強(qiáng)度均比低旋轉(zhuǎn)速度組的高，這說明采用高旋轉(zhuǎn)速度焊接能獲得力學(xué)性能較好的FSW接頭。

不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭拉伸斷裂位置見圖9，F(xiàn)SW接頭斷裂位置隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加逐步遠(yuǎn)離焊縫中心，該規(guī)律與FSW接頭硬度分布(圖8)規(guī)律相吻合，且FSW接頭斷裂處縮頸程度逐步減小，當(dāng)達(dá)到高旋轉(zhuǎn)速度時，縮頸程度甚微，這也從宏觀上說明了FSW接頭的伸長率隨著轉(zhuǎn)速的增加而降低。

圖9 不同工藝參數(shù)下FSW接頭拉伸斷裂位置

(a) 600 r/min，300 mm/min；(b) 700 r/min，300 mm/min；(c) 800 r/min，300 mm/min；(d) 1 300 r/min，900 mm/min；(e) 1 400 r/min，900 mm/min；(f) 1 500 r/min，900 mm/min

圖10所示為不同工藝參數(shù)下6082-T6鋁合金板FSW焊接頭的拉伸斷口SEM照片。由圖10可知：低旋轉(zhuǎn)速度組斷口界面較平整，均勻分布著大量細(xì)小的韌窩，屬于典型的韌性斷裂，并且隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，韌窩尺寸逐步變大，這是因?yàn)闇囟壬?，使得熱機(jī)影響區(qū)析出相粗化。高旋轉(zhuǎn)速度組斷口界面也分布著大量細(xì)小的韌窩，但隨著轉(zhuǎn)速的進(jìn)一步增大，斷口中韌窩所占比例逐步減少，并且斷口面出現(xiàn)起伏，韌窩邊緣有大量的撕裂棱，具有脆性斷裂的特征，整體而言其斷裂方式仍以韌性斷裂為主，但隨著轉(zhuǎn)速的增加，脆性斷裂的程度增大。

3 結(jié)論

1) 6082鋁合金攪拌摩擦焊接頭微觀組織由焊核區(qū)、熱機(jī)影響區(qū)和熱影響區(qū)3個明顯不同的區(qū)域組成。焊核區(qū)在機(jī)械攪拌和焊接熱循環(huán)作用下發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，形成均勻細(xì)小的等軸晶粒；熱機(jī)影響區(qū)由于受攪拌作用小于焊核區(qū)，其晶粒發(fā)生扭曲，沿變形方向被拉長；熱影響區(qū)晶粒形貌與母材保持一致，僅發(fā)生晶粒粗化。

2) 隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭的焊核區(qū)再結(jié)晶程度增大，晶粒粒徑變大，但該區(qū)第二相尺寸變小，分布更均勻，且時效析出的強(qiáng)化相數(shù)量變多，提高了該區(qū)的硬度，而熱影響區(qū)晶粒粒徑變大，Mg2Si強(qiáng)化相嚴(yán)重粗化，使其硬度降低，導(dǎo)致FSW接頭硬度分布曲線從“U”形轉(zhuǎn)變成“W”形。

3) 當(dāng)焊接速度300 mm/min，旋轉(zhuǎn)速度600≤≤800 r/min時，F(xiàn)SW接頭的抗拉強(qiáng)度隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加而增大；當(dāng)焊接速度=900 mm/min，旋轉(zhuǎn)速度 1 300≤≤1 500 r/min時，F(xiàn)SW接頭的抗拉強(qiáng)度隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加先升高后降低。當(dāng)焊接速度和攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度配合得當(dāng)，即=900 mm/min，=1 400 r/min時，得到力學(xué)性能最佳的FSW接頭，其抗拉強(qiáng)度為271.63 MPa，焊接系數(shù)達(dá)到82.12%。

4) 低旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭室溫拉伸試樣斷裂位置位于后退側(cè)熱機(jī)影響區(qū)和焊核區(qū)之間，高旋轉(zhuǎn)速度組FSW接頭室溫拉伸試樣斷裂位置位于后退側(cè)熱影響區(qū)，并隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，斷裂位置逐步遠(yuǎn)離焊縫中心，斷裂方式以韌性斷裂為主，并逐漸出現(xiàn)脆性斷裂的特征。

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(編輯 楊幼平)

Effect of welding parameters on microstructure and mechanical properties of 6082-T6 aluminum alloy FSW joint

DENG Shuhao1, 2, DENG Yunlai1, 2, 3, ZHANG Zhen2, 3, YE Lingying1, 2, LIN Sen1, 2, JI Hua2, 3

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Cooperative Innovation Center for Advanced Nonferrous Metal Structural Materials and Manufacturing, Central South University, Changsha 410083, China; 3. Light Alloy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China)

The effect of welding parameters on microstructure and mechanical properties of friction stir welded joints of 6082-T6 aluminum sheet of 5 mm in thickness was investigated by optical microscope, transmission electron microscope, electron backscatter diffraction, tensile test and hardness test. The results show that with the increase of the rotational speed at constant travel speed, the grains in nugget zone (NZ) grow up, the degree of recrystallization becomes higher, the number of the second phase increases and its distribution becomes more homogeneous, which results in the increase of the hardness of NZ. But the hardness of heat affected zone (HAZ) decreases because of the grains growth and serious coarsening of the second phase. When the rotational speed is low, the lowest hardness is between NZ and thermo- mechanically affected zone (TMAZ), and the hardness distribution profile of FSW joints is just like “U”. When the rotational speed is high, the hardness of NZ is higher than that of HAZ, and the hardness distribution profile of FSW joints is just like “W”. With the increment of the rotational speed, the tensile strength of the FSW joint of the low rotational speed group increases gradually, but the tensile strength of the FSW joint in the high rotational speed group increases first and then decreases. When the high rotational speed is 1 400 r/min, the best tensile strength of the joint is 271.63 MPa and the welding coefficient reaches up to 82.12%.

welding parameters; 6082-T6 aluminum alloy; friction stir welding; microstructure; mechanical properties

10.11817/j.issn.1672?7207.2018.10.007

TG457.14；TG113.25；TG113

A

1672?7207(2018)10?2413?10

2017?10?10；

2017?12?06

國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃(2016YFB0300901，2017YFB0306301)；國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51705539)(Projects (2016YFB0300901, 2017YFB0306301) supported by the National Basic Research Program of China; Project(51705539) supported by the National Natural Science Foundation of China)

葉凌英，博士，副教授，從事高性能輕合金制備與加工技術(shù)研究；E-mail：lingyingye@csu.edu.cn