轉(zhuǎn)速對(duì)20mm厚2219鋁合金攪拌摩擦焊接件的組織及性能的影響

計(jì)鵬飛 張仲寶 趙光輝 王 杰 喬 森

（1 首都航天機(jī)械有限公司，北京 100076）

（2 火箭軍裝備部駐北京地區(qū)第一軍事代表室，北京 100076）

0 引言

攪拌摩擦焊接（Friction stir welding，F(xiàn)SW）作為一種固態(tài)連接方法［1］，適合于鋁合金、鎂合金等輕質(zhì)合金的焊接，與傳統(tǒng)的熔化焊接工藝相比，具有無弧光、噪聲、粉塵等污染的優(yōu)點(diǎn)。此外，攪拌摩擦焊接的焊接殘余應(yīng)力更低、工件焊后變形更?。?-4］。經(jīng)過近30年的發(fā)展，目前攪拌摩擦焊已廣泛應(yīng)用于汽車、高鐵、船舶以及航空航天等領(lǐng)域［5］。

相對(duì)于熔焊焊接，鋁合金攪拌摩擦焊在焊前的結(jié)構(gòu)件的清理、焊接過程控制及氣氛保護(hù)和焊后焊縫的處理上均大大簡(jiǎn)化，焊接過程中人為干涉項(xiàng)目也更少［6］，更利于實(shí)現(xiàn)鋁合金結(jié)構(gòu)件焊接的自動(dòng)化和智能化，因此在航天領(lǐng)域的應(yīng)用越來越廣泛。隨著運(yùn)載火箭運(yùn)載能力要求的不斷提高，運(yùn)載火箭燃料貯箱的結(jié)構(gòu)正向著大型化、系列化、組合化的方向發(fā)展［7］，采用攪拌摩擦焊接工藝的鋁合金結(jié)構(gòu)件的體積和焊接區(qū)厚度也逐漸增大，對(duì)厚板高強(qiáng)鋁合金的攪拌摩擦焊接件的制造工藝和性能也提出了更高的要求。

厚板鋁合金攪拌摩擦焊接的難度在于由于板厚較大，軸肩與板材上表面的摩擦作用帶來的材料流動(dòng)效應(yīng)和摩擦熱輸入較難作用于遠(yuǎn)離軸肩的板材下表面附近，造成焊縫背部由于材料流動(dòng)和熱輸入的不足，產(chǎn)生未焊透、弱結(jié)合等焊接缺陷；然而，僅通過提高轉(zhuǎn)速來解決厚板焊縫背部的材料流動(dòng)性和熱輸入不足的問題，又可能造成焊縫正面的過熱問題，影響焊縫表面成形和焊接質(zhì)量，甚至帶來新的缺陷。因此，需要通過優(yōu)化攪拌頭轉(zhuǎn)速和進(jìn)給速度的匹配來解決鋁合金厚板攪拌摩擦焊接的問題。同時(shí)，高轉(zhuǎn)速焊接工藝在2219鋁合金上還存在著析出相長(zhǎng)大導(dǎo)致焊縫強(qiáng)度下降的問題［8］。因此，本文研究在較低轉(zhuǎn)速焊接工藝條件下，不同轉(zhuǎn)速對(duì)厚板2219 鋁合金攪拌摩擦焊接件組織及性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

將規(guī)格為600 mm×150 mm×20 mm 的兩塊2219C10S 鋁合金平板試樣進(jìn)行對(duì)接焊，將攪拌頭的進(jìn)給速度保持為100 mm/min，攪拌頭傾角設(shè)置為2.5°，通過改變攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度（400～550 r/min），選擇7組參數(shù)進(jìn)行焊接。焊接完成后，剔除焊縫正面的飛邊并打磨圓滑，獲得的平板對(duì)接焊接試樣經(jīng)目視檢查表面成型情況，并采用X 光和超聲相控陣進(jìn)行焊縫內(nèi)部質(zhì)量的無損檢測(cè)。根據(jù)無損檢測(cè)結(jié)果，在少缺陷和無缺陷的焊接樣品上截取垂直于焊縫方向截面的金相試樣，進(jìn)行焊接接頭典型區(qū)域的金相組織分析；并選取拉伸子樣，考慮到攪拌摩擦焊接過程中焊接起始階段與熱穩(wěn)定階段時(shí)接頭性能的差異，各組參數(shù)樣品的拉伸子樣均選擇距焊縫起始端約200 mm 開始取樣，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，取樣位置如圖1所示。焊接工藝參數(shù)為：1#～7#轉(zhuǎn)速ω分別為400、425、450、475、500、525、550 r/min；進(jìn)給速度為υ100 mm/min。

圖1 金相及拉伸子樣選擇區(qū)域示意圖Fig.1 Scheme of regions of metallographic and mechanical testing specimens

2 無損檢測(cè)及微觀組織分析

2.1 焊接接頭表面成型及無損檢測(cè)

對(duì)7 組不同轉(zhuǎn)速焊接的平板對(duì)接焊接試樣經(jīng)目視檢查表面成型情況，并采用X 光和超聲相控陣進(jìn)行無損檢測(cè)。結(jié)果表明：攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度ω為400～500 r/min 時(shí)，焊縫表面成型目視檢查均無缺陷，X 光和超聲相控陣等無損檢測(cè)均合格，不存在焊接缺陷，焊縫內(nèi)部質(zhì)量均可以達(dá)到航天行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)QJ20043—2011 和QJ20045—2011 中A 級(jí)焊縫的質(zhì)量要求。但在ω=525 r/min 和ω=550 r/min 焊接試樣表面發(fā)現(xiàn)存在表面缺陷［圖2（a）（c）］。當(dāng)ω=525 r/min時(shí)，焊接試樣表面存在局部的點(diǎn)狀缺陷，從其超聲相控陣檢測(cè)信號(hào)［圖2（b）］可判斷該表面缺陷是從焊縫內(nèi)部延伸至焊縫表面的；而隨著轉(zhuǎn)速的增大、焊接熱輸入的增加，當(dāng)ω=550 r/min時(shí)，焊接試樣的缺陷已從內(nèi)部全部延伸至焊縫表面，發(fā)展成連續(xù)的犁溝狀缺陷。

圖2 轉(zhuǎn)速過快導(dǎo)致的焊接缺陷Fig.2 Welding defects caused by the mismatch of rotation speed and travelling speed

550 r/min 試樣表面缺陷產(chǎn)生的原因，一方面，是由于在前進(jìn)側(cè)攪拌針旋轉(zhuǎn)速度和進(jìn)給速度的疊加，導(dǎo)致在攪拌針前進(jìn)側(cè)被焊材料流出的速度大于后退側(cè)被焊材料流入的速度而實(shí)時(shí)產(chǎn)生了一個(gè)空腔，該空腔又隨著攪拌頭的向前運(yùn)動(dòng)被后流入的被焊材料填充而實(shí)時(shí)消失，當(dāng)攪拌頭的攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度ω和進(jìn)給速度υ的匹配不合理、或者攪拌針形貌設(shè)計(jì)失調(diào)導(dǎo)致被焊材料的流動(dòng)無法填滿空腔時(shí)，就會(huì)打亂該瞬時(shí)空腔實(shí)時(shí)產(chǎn)生和實(shí)時(shí)消失的過程，導(dǎo)致在前進(jìn)側(cè)出現(xiàn)體積型缺陷；另一方面，由于攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度較快，導(dǎo)致焊接過程中焊接熱輸入較大，使得焊縫靠近上表面的部分過熱，造成體積型缺陷。在攪拌頭進(jìn)給速度保持為100 mm/min，攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度在400～500 r/min 的工藝參數(shù)區(qū)間內(nèi)，20 mm 厚2219 C10S 鋁合金的攪拌摩擦焊接熱輸入為合理的，可以保證焊接接頭的質(zhì)量。

2.2 焊接接頭宏觀和微觀組織形貌分析

圖3為20 mm 厚2219C10S鋁合金在不同攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度下的攪拌摩擦焊接接頭宏觀組織形貌。從總體上看，焊接接頭的宏觀組織形貌非常相似，均由軸肩影響區(qū)（SAZ）、焊核區(qū)（WNZ）、前進(jìn)側(cè)/后退側(cè)熱力影響區(qū)（TMAZ-A/R）、前進(jìn)側(cè)/后退側(cè)熱影響區(qū)（HAZ-A/R）和母材區(qū)（BM）等組成，各個(gè)區(qū)域的位置如圖3（a）所示。其中，前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)與焊核區(qū)的分界線幾乎為一條直線，呈倒三角狀，越接近焊縫上表面的熱力影響區(qū)越寬，在靠近下表面的1/3 厚度范圍內(nèi)熱力影響區(qū)的范圍很小，晶粒的拉長(zhǎng)和扭曲變形相對(duì)很??；后退側(cè)熱力影響區(qū)呈楔形，進(jìn)入焊縫內(nèi)部約至焊核區(qū)寬度的1/2，其上部為軸肩影響區(qū)，下部為焊核區(qū)。軸肩影響區(qū)靠近焊縫上表面，后退側(cè)軸肩影響區(qū)的范圍明顯大于前進(jìn)側(cè)，且隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度的增大而增大。熱力影響區(qū)和軸肩影響區(qū)的組織在前進(jìn)側(cè)與后退側(cè)的差異，是由母材在焊接過程中受到不同的攪拌作用力、從而導(dǎo)致金屬的塑性流動(dòng)模式的差異造成的。在前進(jìn)側(cè)，母材金屬組織主要受到攪拌針的剪切作用，因此塑性流動(dòng)的方向矢量沿厚度方向的分量較大；而后退側(cè)金屬的塑性流動(dòng)方向與攪拌針的旋轉(zhuǎn)方向一致性較好，熱力影響區(qū)、軸肩影響區(qū)與鄰近的母材組織均發(fā)生塑性變形，因此不僅造成后退側(cè)的熱力影響區(qū)及軸肩影響區(qū)的范圍更大，且與母材的交界面也不如前進(jìn)側(cè)清晰。

圖3 接頭宏觀組織形貌（右側(cè)為前進(jìn)側(cè)） 6.5×Fig.3 Macro-structure of the welding joints（advancing side on the right side）

焊核區(qū)中心的“洋蔥環(huán)”狀結(jié)構(gòu)在靠近上表面1/3板厚處明顯地分為上下兩部分，且分界線隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度的增大而向下表面移動(dòng)。

2219C10S母材的微觀組織（圖4），由一系列具有明顯軋制方向的板條狀晶粒組成，這和板材通過軋制成型經(jīng)受10%的冷加工變形過程相關(guān)，且在晶粒內(nèi)部及晶間分布有大量其細(xì)小的第二相，主要為析出強(qiáng)化相。

圖4 2219C10S母材微觀組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of the base metal of the AA2219 C10S plate

焊核區(qū)為細(xì)小的等軸晶組織［圖5（a）］，由于受到攪拌針的攪拌作用和摩擦熱影響，原有母材的組織結(jié)構(gòu)均被打破，屬于再結(jié)晶組織；軸肩影響區(qū)與焊核區(qū)類似，主要為再結(jié)晶組織，不同的是軸肩影響區(qū)受到軸肩的影響，一方面由于熱輸入量較大，局部溫度較高，存在一定程度的晶粒長(zhǎng)大，另一方面材料的流動(dòng)性更強(qiáng)，晶粒呈現(xiàn)出一定的取向特征。

圖5 焊核區(qū)和軸肩影響區(qū)微觀組織形貌200×Fig.5 Microstructure morphology

圖6為試樣的前進(jìn)側(cè)、后退側(cè)熱力影響區(qū)的組織形貌?？梢钥闯?，前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)發(fā)生了較大程度的彎曲變形，同時(shí)由于經(jīng)受了一定程度的回復(fù)反應(yīng)，粗大組織晶粒有所減小；后退側(cè)熱力影響區(qū)與焊核區(qū)過渡較為平滑，且過渡區(qū)域較寬。

圖6 接頭熱力影響區(qū)微觀組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of thermo-mechanical affected zone of the welding joint

3 顯微硬度及拉伸性能分析

3.1 焊接接頭橫截面顯微硬度分析

圖7為厚板攪拌摩擦焊接接頭橫截面顯微硬度測(cè)試點(diǎn)分布位置的示意圖，分別測(cè)試板厚中心層（M）以及距板厚中心層7 mm 的焊縫近上表面層（T）和焊縫近下表面層（B）的硬度分布，測(cè)試點(diǎn)為距焊縫中心左右±23 mm（底層（B）只測(cè)距焊縫中心±13 mm）的范圍每隔2 mm 測(cè)一個(gè)點(diǎn)，規(guī)定距離為負(fù)的測(cè)試點(diǎn)位于后退側(cè)。

圖7 接頭顯微硬度測(cè)試點(diǎn)分布位置Fig.7 Distribution of the micro-hardness testing points of the welding joints

圖8為不同參數(shù)組合下的攪拌摩擦焊接接頭橫截面上、中、下三層顯微硬度的對(duì)比。從總體上看，不同參數(shù)組合下的攪拌摩擦焊接接頭橫截面顯微硬度具有相似的分布趨勢(shì)。

圖8 不同轉(zhuǎn)速下接頭橫截面顯微硬度的對(duì)比Fig.8 Comparison of Comparison of cross-section microhardness of friction stir welded joints at different rotation speed

（1）在板厚中心層均呈現(xiàn)出典型的“W”型，接頭兩側(cè)母材的顯微硬度最高，當(dāng)跨入到熱影響區(qū)后顯微硬度逐漸降低，熱力影響區(qū)最低，而跨入到焊核區(qū)后顯微硬度又逐漸升高，但不會(huì)超過母材。這是由于焊接所用的2219C10S 高強(qiáng)鋁合金為固溶與時(shí)效強(qiáng)化態(tài)，在焊接過程中受到焊接熱輸入和攪拌頭的機(jī)械攪拌的共同作用下，焊接區(qū)中部分細(xì)小的沉淀相發(fā)生了不同程度的再次固溶并重新析出、長(zhǎng)大，而析出強(qiáng)化相的形成、聚集和長(zhǎng)大的程度不同，導(dǎo)致焊接區(qū)中不同區(qū)域之間的顯微硬度的變化，其中熱機(jī)影響區(qū)受到的熱影響最大，由于過時(shí)效作用而造成的軟化最明顯，其顯微硬度最低。

（2）在近上表面層，與板厚中心層呈現(xiàn)出相似的“W”型，區(qū)別是焊縫中心附近的硬度回升區(qū)主要是軸肩影響區(qū)，其影響范圍要大于板厚中心層的焊核區(qū)，且硬度回升的數(shù)值要大于焊核區(qū)，主要的原因?yàn)檩S肩影響區(qū)的熱輸入量比焊核區(qū)更大，存在一定的析出相強(qiáng)化作用；在近下表面層呈現(xiàn)出近似于“V”型分布，這是由于靠近焊縫下表面附近的熱力影響區(qū)的范圍很窄，在硬度分布上沒有體現(xiàn)。通過板厚方向上焊接區(qū)的最小硬度也可以看出，焊縫近上表面層、中心層和近下表面層的力學(xué)性能逐漸下降。這是由于靠近上表面的金屬受到軸肩和攪拌針的雙重作用，加工硬化效果更加顯著，造成三層之間越靠近下表面，焊縫區(qū)域的強(qiáng)度下降越明顯。

（3）不同轉(zhuǎn)速的樣品，轉(zhuǎn)速越高，焊核區(qū)和熱力影響區(qū)的硬度降低越大；且焊縫近上表面層的硬度受到轉(zhuǎn)速的影響更為明顯，在近下表面層，不同轉(zhuǎn)速的試樣接頭硬度幾乎沒有差別。

3.2 焊接接頭拉伸力學(xué)性能分析

圖9為攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度對(duì)攪拌摩擦焊接接頭拉伸力學(xué)性能的影響趨勢(shì)。可以看出，當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為400～500 r/min 時(shí)，20 mm 厚板攪拌摩擦焊接接頭的拉伸性能相差不大，最高可達(dá)到334 MPa，延伸率δ5均超過5%、δ50均超過12%。隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速的增大，焊接接頭的力學(xué)性能有下降的趨勢(shì)，這也與接頭橫截面顯微硬度對(duì)攪拌頭轉(zhuǎn)速的增大而減小的趨勢(shì)是一致的。

圖9 不同旋轉(zhuǎn)速度焊接接頭的拉伸力學(xué)性能Fig.9 Tensile mechanical properties of the welded joints at different rotation speed

此外，由于攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度越低，焊接熱輸入量越小，焊后殘余應(yīng)力和焊后變形將會(huì)越小，若綜合考慮焊縫成形、焊后變形和力學(xué)性能的測(cè)試結(jié)果，在100 mm/min 的焊接速度下，較優(yōu)的旋轉(zhuǎn)速度區(qū)間為400～500 r/min，1#樣品所采用的100 mm/min、400 r/min為較優(yōu)的參數(shù)組合。

3.3 斷口形貌分析

圖10是對(duì)1#樣品的拉伸斷裂試樣的子樣斷裂位置、宏觀和微觀斷口形貌分析結(jié)果。從圖10（a）中可以看出，拉伸子樣斷裂位置均位于后退側(cè)，這也與接頭后退側(cè)的顯微硬度較小的規(guī)律相對(duì)應(yīng)。從圖10（b）～（d）中可以看出，在斷裂面上展現(xiàn)出大量細(xì)小的韌窩和撕裂棱結(jié)構(gòu)，并且在韌窩內(nèi)部含有大量的第二相粒子，其斷裂方式為典型的韌性斷裂。

圖10 1#樣品接頭斷口宏觀形貌及掃描電鏡分析Fig.10 Macro-morphology and SEM analysis of the fracture of sample 1#

4 結(jié)論

（1）20 mm 厚2219C10S 鋁合金板材適用于低轉(zhuǎn)速焊接，當(dāng)焊接速度為100 mm/min、攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為400～500 r/min 范圍內(nèi)時(shí)，可獲得焊接質(zhì)量較好的無缺陷焊縫；當(dāng)焊接速度為100 mm/min、攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度達(dá)到550 r/min時(shí)，焊縫出現(xiàn)連續(xù)的犁溝缺陷。

（2）不同轉(zhuǎn)速的焊接接頭的宏微觀組織形貌相差不大，軸肩影響區(qū)隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度的增大而增大；焊核區(qū)中心的“洋蔥環(huán)”在靠近上表面1/3 板厚處出現(xiàn)分層，且分界線隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度的增大而向下表面移動(dòng)。

（3）不同轉(zhuǎn)速的樣品，轉(zhuǎn)速越高，焊核區(qū)和熱力影響區(qū)的硬度降低越大；且焊縫近上表面層的硬度受到轉(zhuǎn)速的影響更為明顯，在近下表面層，不同轉(zhuǎn)速的試樣接頭硬度幾乎沒有差別。

（4）拉伸性能隨轉(zhuǎn)速的增大而降低，拉伸強(qiáng)度最高可達(dá)到334 MPa，接頭斷裂模式主要為韌性斷裂，斷裂位置發(fā)生在后退側(cè)的熱力影響區(qū)與熱影響區(qū)的交界處，與顯微硬度最小位置相吻合。

（5）綜合考慮焊接接頭質(zhì)量和焊后變形等因素，在100 mm/min 的焊接速度下，400 r/min 的攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度是較優(yōu)的參數(shù)選擇。