2A14-T4 鋁合金厚板攪拌摩擦焊接頭微觀組織和力學(xué)性能

劉會杰，高一嵩，張全勝，趙慧慧

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué)，先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱，150001；2.上海航天設(shè)備制造總廠有限公司，上海，200245)

0 序言

隨著近現(xiàn)代工業(yè)的發(fā)展，實現(xiàn)構(gòu)件輕量化是解決能源危機的一種有效手段[1].鋁合金具有較高的比強度和比剛度，在航空航天、智能裝備、交通運輸?shù)阮I(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景.2A14 鋁合金屬于Al-Cu 系高強鋁合金，沒有低溫脆性轉(zhuǎn)變溫度[2]，因此廣泛用于火箭儲箱等壓力容器的制造中[3].

攪拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)作為一種固相連接方法[4]，焊接過程中材料僅發(fā)生塑化而不發(fā)生熔化，從而避免了焊接氣孔[5]、裂紋等冶金缺陷，滿足鋁合金等輕合金的連接需求[6].

與鋼、鈦等合金相比，鋁合金絕對強度仍然較低，在某些特殊工況如重型運載火箭、新能源汽車等領(lǐng)域需要通過增加板材厚度的方式滿足高承載、大型化的需求.對于厚板焊接而言，其板厚方向溫度差異較大[7]，受到焊具攪動作用不同[8]，在微觀組織、力學(xué)性能、強化相分布[9]等方面存在顯著差異.然而現(xiàn)階段攪拌摩擦焊主要適用于板厚為1～ 7 mm 的中薄板鋁合金[10-12]，對于厚板焊接過程中板厚方向上的組織性能差異還缺乏深入而細(xì)致的研究.

因此，文中對9 mm 厚2A14-T4 鋁合金板材進行攪拌摩擦對接試驗，研究厚板焊接接頭成形以及沿厚度方向上各區(qū)域的微觀組織特征和力學(xué)性能差異，從而為高強鋁合金厚板的實際應(yīng)用提供參考.

1 試驗方法

試驗采用9 mm 厚2A14-T4 鋁合金軋制態(tài)板材，試板尺寸規(guī)格為300 mm×80 mm×9 mm，其化學(xué)成分如表1 所示.焊具軸肩直徑24 mm，形狀為內(nèi)凹形，攪拌針長度8.8 mm，根部直徑10 mm，形狀為周向銑三平面帶錐狀螺紋.試驗設(shè)備采用FSW-3LM-003 型龍門式數(shù)控攪拌摩擦焊接系統(tǒng)，焊接壓入深度0.2 mm，焊具轉(zhuǎn)速400 r/min，焊接速度100 mm/min，焊接傾角2.5°.

表1 2A14-T4 鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of 2A14-T4 aluminium alloy

焊接前通過機械打磨的方法去除對接板材表面的氧化膜，隨后使用丙酮擦拭待焊板材，去除表面油污.焊接完成后按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗方法》加工拉伸試樣，使用CSS-44300 型電子拉伸試驗機對試件進行拉伸，拉伸過程加載速度為2 mm/min；顯微硬度測試載荷為2.94 N，保壓時間15 s；采用Krolls 試液腐蝕焊縫截面，采用VHX-1000 型超景深三維成像系統(tǒng)觀察焊縫組織形態(tài)和拉伸后斷裂位置；采用Zeiss Merlin Compact 型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM) 對拉伸斷口形貌進行觀察，采用FEI Quanta 200F 型掃描電子顯微鏡及能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)對接頭區(qū)域沉淀相進行觀察并分析.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 焊縫成形

圖1 為焊縫的表面形貌.接頭無明顯飛邊，擠出材料在軸肩作用下回填到攪拌針后側(cè)的空腔中，弧紋均勻、清晰，焊縫成形良好，焊接過程穩(wěn)定，焊接工藝參數(shù)位于最佳焊縫成形區(qū)間內(nèi)部.從弧紋三維重構(gòu)圖可以發(fā)現(xiàn)，弧紋間距為255 μm 左右，與焊具旋轉(zhuǎn)一周所前進的距離基本相同，弧紋峰谷高度差約為62 μm.

圖1 焊縫宏觀形貌Fig.1 Macroscopic morphology of the weld.(a) surface appearance; (b) 3D reconstruction of surface appearance

圖2 為接頭橫截面形貌.接頭整體呈現(xiàn)“V”形，與焊具形狀相似，接頭不同區(qū)域所經(jīng)歷的熱循環(huán)和應(yīng)力應(yīng)變存在差異，從而將焊縫分為焊核區(qū)(weld nugget zone，WNZ)、熱力影響區(qū)(thermomechanically affected zone,TMAZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)和母材(base metal,BM).由于材料流動方向與焊具前進方向的差異，將接頭分為前進側(cè)(advancing side,AS)和后退側(cè)(retreating side，RS).焊核區(qū)根據(jù)受到焊具作用的不同又可分為軸肩影響區(qū)(shoulder affected zone，SAZ)和攪拌針影響區(qū)(pin affected zone，PAZ).SAZ 材料在軸肩驅(qū)動作用下由后退側(cè)向前進側(cè)沿水平方向流動；PAZ材料受到周向銑三平面攪拌針的攪動作用，呈現(xiàn)明顯的“洋蔥環(huán)”結(jié)構(gòu)；由于焊接傾角的存在，材料在軸肩頂鍛的作用下產(chǎn)生一定程度的減薄.Tongne等人[6]數(shù)值模擬結(jié)果表明，決定“洋蔥環(huán)”出現(xiàn)的主要因素為焊具結(jié)構(gòu)特征，佐證了此種焊具在厚板FSW 的可行性.后退側(cè)TMAZ部分材料向焊核區(qū)侵入，填充了攪拌針經(jīng)過后留下的部分空隙.

圖2 焊縫橫截面形貌Fig.2 Cross-section of the weld

2.2 焊縫微觀組織分析

圖3 為接頭各區(qū)微觀組織.WNZ 受到焊具的直接攪動作用，且峰值溫度最高，使得原始BM 中軋制態(tài)晶粒發(fā)生完全的動態(tài)再結(jié)晶(dynamic recrystallization，DRX)，形成細(xì)小的等軸狀晶粒，如圖3a～ 圖3c 所示.TMAZ 經(jīng)歷的熱循環(huán)溫度低于WNZ，且僅受到WNZ 材料的力作用，僅發(fā)生部分DRX，形成被拉長的晶粒；HAZ 只經(jīng)歷熱循環(huán)過程，因此原有的軋制態(tài)晶粒僅發(fā)生長大.測量焊核區(qū)不同高度處的晶粒尺寸并繪制統(tǒng)計圖，如圖4 所示.從圖4 可以發(fā)現(xiàn)，隨著到焊縫上表面距離的增加，再結(jié)晶晶粒尺寸逐漸減小，其主要原因在于厚板焊接過程熱量在板厚方向上分布不均勻.FSW主要通過焊具軸肩產(chǎn)熱，焊接所需的軸肩尺寸隨著板厚的增加而增大，其產(chǎn)熱量也隨之增加.因受到材料熱傳導(dǎo)能力的限制，焊縫上表面經(jīng)歷了最高的峰值溫度和最長的高溫停留時間，其再結(jié)晶晶粒發(fā)生了明顯的長大；而焊縫根部熱輸入最低，且背部墊板相當(dāng)于一個較大的熱沉，進一步降低了焊縫根部溫度，使得晶粒長大的驅(qū)動力減小，形成了最細(xì)小的等軸晶粒.

圖3 FSW 接頭各區(qū)域晶粒形態(tài)Fig.3 Grain structures in different zone of FSW joint.(a) top of WNZ; (b) middle of WNZ; (c) bottom of WNZ; (d) RSTMAZ; (e) AS-TMAZ

圖4 焊核區(qū)不同深度晶粒尺寸分布圖Fig.4 Distribution of grain size in WNZ at different depths

圖5 和表2 分別為母材與焊核區(qū)域背散射及EDS 點分析結(jié)果，母材中存在少量白色塊狀相以及沿軋制方向分布的棒狀相，根據(jù)能譜結(jié)果推斷塊狀相為含有Fe，Mn，Si 元素的高熔點雜質(zhì)相；棒狀相組成元素為Al，Cu 元素，原子比約為2∶1，推斷為2A14 鋁合金中常見的二元相θ 相(Al2Cu 相).WNZ中的相多為顆粒狀，能譜結(jié)果表明其元素種類僅為Al，Cu 元素，推斷為焊接過程中未完全溶解的θ 相.

表2 EDS 分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Results of EDS analysis

2.3 拉伸性能分析

對母材和接頭進行拉伸試驗，其結(jié)果如圖6 所示，母材抗拉強度為429 MPa，斷后伸長率為25.0%；接頭抗拉強度為360 MPa，斷后伸長率為11.0%，分別為母材的83.9% 和44.0%.圖7 為接頭拉伸斷裂位置.從圖7 可以觀察到接頭斷裂發(fā)生在后退側(cè)TMAZ，這說明焊縫相較于母材仍然是一個薄弱區(qū)域.焊接過程中熱輸入和機械攪動作用導(dǎo)致焊縫區(qū)域沉淀相溶解或長大，并使得晶粒形態(tài)發(fā)生變化.相較于WNZ 發(fā)生完全的動態(tài)再結(jié)晶獲得細(xì)小的等軸晶粒以及析出的細(xì)小彌散分布的第二相，經(jīng)歷回復(fù)和部分動態(tài)再結(jié)晶的TMAZ 晶粒較為粗大，細(xì)晶強化和析出強化作用較低，加之變形晶粒與周圍組織形態(tài)上存在區(qū)別，拉伸過程中存在應(yīng)力集中，使得裂紋率先在TMAZ 出現(xiàn)并擴展.

圖6 拉伸試驗結(jié)果Fig.6 Tensile test results

圖7 接頭斷裂位置Fig.7 Fracture position of the joint

圖8 為距焊縫上表面不同高度處的拉伸斷口形貌.從圖8 可以發(fā)現(xiàn)，不同區(qū)域拉伸斷口都呈現(xiàn)微孔聚集型斷裂，伴隨有撕裂脊存在，但不同高度處斷口形貌存在差別.焊縫下部斷口韌窩呈等軸狀，韌窩直徑較小，深度較淺.這與焊縫下部熱輸入較低，析出的沉淀相較為細(xì)小有關(guān)，同時也說明焊縫區(qū)材料加工硬化率較高.隨著距上表面高度減小，斷口處的等軸韌窩逐漸被拉長，形成橢圓形的撕裂型韌窩；斷口中部的韌窩底部存在由于材料塑性變形過程中位錯滑移產(chǎn)生的蛇形滑動特征.

圖8 接頭斷口形貌Fig.8 Fracture surface of the FSW joint.(a) Top;(b) Middle; (c) Bottom

2.4 接頭顯微硬度分析

無缺陷條件下接頭的拉伸性能和斷裂位置主要由焊縫組織決定，由前述可知，接頭成形良好，無焊接缺陷產(chǎn)生，因此可以通過接頭硬度分布對接頭各區(qū)域軟化程度進行分析.圖9 為不同高度處接頭顯微硬度分布.焊縫顯微硬度分布形狀近似于“W”形，與對應(yīng)橫截面形貌相對應(yīng).BM 經(jīng)過固溶和自然時效，晶內(nèi)分布著密度較高的θ 相，沉淀強化效果最好，顯微硬度最高.WNZ 經(jīng)歷完全的動態(tài)再結(jié)晶，形成顯著細(xì)化的等軸晶，由Hall-Patch 公式可知，其細(xì)晶強化作用提高，同時主要強化相基本溶解，沉淀強化效果降低，固溶強化效果提高，但由于2xxx 系鋁合金中沉淀強化效果最為明顯，因此其顯微硬度低于母材；HAZ 僅經(jīng)歷熱循環(huán)作用，沉淀相和晶粒發(fā)生長大，沉淀強化和細(xì)晶強化作用降低；TMAZ 經(jīng)歷回復(fù)和部分再結(jié)晶，部分沉淀相發(fā)生溶解，沉淀強化作用降低，在機械攪動作用下晶粒發(fā)生彎曲，位錯密度增加，位錯強化提高.綜上所述，焊縫不同區(qū)域的熱/力作用使得原始母材中的沉淀相發(fā)生溶解、粗化或轉(zhuǎn)化，從而在WNZ，TMAZ和HAZ 形成一個顯微硬度低于BM 的軟化區(qū)域.

圖9 不同厚度處接頭的顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution at different thicknesses of the joint

在厚板焊接過程中，由于熱輸入和攪動作用的不同，焊縫厚度方向上顯微硬度分布也存在區(qū)別，焊縫上部軟化區(qū)域最大，其硬度最低值出現(xiàn)在后退側(cè)距離中心-9 mm 處，為99.9 HV.焊縫中部硬度最低值出現(xiàn)在后退側(cè)距離中心-6 mm 處，為97.9 HV.焊縫下部硬度最低值出現(xiàn)在后退側(cè)距離中心-4 mm 處，為94.7 HV.焊縫區(qū)不同厚度處顯微硬度最低值都出現(xiàn)在后退側(cè)，這與前述接頭斷裂位置吻合.

3 結(jié)論

(1) 在轉(zhuǎn)速400 r/min、焊接速度100 min/min 條件下，實現(xiàn)了9 mm 厚2A14 鋁合金厚板FSW，獲得表面成形良好、內(nèi)部無缺陷的接頭，其抗拉強度360 MPa，為母材的83.9%.

(2) 由于熱輸入和攪動作用的不同，焊縫顯微組織沿厚度方向存在明顯差異，焊縫上部、中部、下部晶粒平均直徑分別為7.9，5.0 和2.8 μm.

(3) 焊縫下部斷口韌窩呈等軸狀，韌窩直徑較小，深度較淺，隨著距上表面高度減小，斷口處的等軸韌窩逐漸被拉長，形成橢圓形的撕裂形韌窩.

(4) 接頭斷裂位置和最低顯微硬度均出現(xiàn)在后退側(cè)TMAZ，顯微硬度沿厚度方向分布存在差別，焊縫上部、中部、下部顯微硬度分別為99.9，97.9和94.7 HV.