2A12鋁合金筋板件T型攪拌摩擦焊工藝及焊后熱處理

黎俊初，周德生，劉大海，劉鴿平

(南昌航空大學(xué)航空制造工程學(xué)院，南昌330063，E-mail:03eagle@sina.com)

2A12鋁合金筋板件T型攪拌摩擦焊工藝及焊后熱處理

黎俊初，周德生，劉大海，劉鴿平

(南昌航空大學(xué)航空制造工程學(xué)院，南昌330063，E-mail:03eagle@sina.com)

為評價2A12鋁合金筋板件攪拌摩擦焊工藝并探尋提高接頭強度的途徑，進行了2A12鋁合金筋板件的T型攪拌摩擦焊焊接工藝試驗，并對不同人工時效熱處理下焊接接頭的微觀組織及性能進行了研究.研究表明：采用T型攪拌摩擦焊即可實現(xiàn)2A12鋁合金筋板件的成形，當攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為750 r/min、焊接速度60 mm/min時，接頭的抗拉強度達到了315 MPa，為母材強度的70.1%;斷裂出現(xiàn)在前進側(cè)熱機影響區(qū)，硬度的最低處也在該區(qū)域，說明2A12鋁合金攪拌摩擦焊接頭的薄弱點在熱機影響區(qū).采用退火+固溶+分級時效熱處理的方法能顯著改善焊接接頭的強度，接頭的抗拉強度可達387 MPa，為母材的86.3%;焊接接頭的薄弱點仍在前進側(cè)的熱機影響區(qū).

2A12鋁合金;攪拌摩擦焊;人工時效;熱處理

壁板類(筋板類)零件是飛機機翼和機身的重要結(jié)構(gòu)件.在現(xiàn)代飛機結(jié)構(gòu)設(shè)計中，飛機機身(含機翼)的設(shè)計逐步放棄了傳統(tǒng)鉚接加筋結(jié)構(gòu)，而大量采用高性能整體壁板結(jié)構(gòu)［1］.先進飛機的整體壁板不僅具有復(fù)雜的曲率外形，同時還具有復(fù)雜的內(nèi)部結(jié)構(gòu)，使得采用傳統(tǒng)成形工藝加工出現(xiàn)瓶頸［2－4］.

針對整體壁板成形難題，國際上發(fā)展了時效成形技術(shù)，該技術(shù)是利用金屬的蠕變特性，將成形與時效同步進行的一種成形方法［2］.歐美等先進國家很早就開展了對時效成形技術(shù)的相關(guān)研究，并已用于飛機整體壁板的成形，如B－1B上下蒙皮壁板、彎流IV和彎流V的復(fù)合曲面上翼面蒙皮和大力神IV火箭正交格柵結(jié)構(gòu)的成形中;波音、空客、麥道和洛克威爾公司等在整體壁板時效成形上取得了顯著成效［2，5－8］.與噴丸成形和增壓彎成形相比，該成形方法適于成形可時效強化型合金的整體帶筋和變厚度大曲率復(fù)雜外形和結(jié)構(gòu)的整體壁板構(gòu)件，被認為是下一代大型民用飛機特別重要的金屬成形工藝之一［5－6］.

整體壁板結(jié)構(gòu)的時效成形，通常是基于銑切式或焊接式平面壁板結(jié)構(gòu)［6－7，9］.采用銑切式加工存在兩個主要問題:一是高度依賴新型高速高效數(shù)控切削機床，致使零件加工費用高、加工周期長;二是材料利用率低，通常材料利用率不足10%，大量的金屬材料通過切削加工變成廢料而被拋棄［8］.因而面向于高效率焊接技術(shù)的整體焊接壁板件的時效成形成為機身低成本制造的一個重要研究方向［5－7，9］.在焊接領(lǐng)域，攪拌摩擦焊是焊接成形中的一種新技術(shù)，對于鋁合金構(gòu)件的焊接具有結(jié)合可靠、焊接變形小、焊縫組織性能優(yōu)良等特性，在飛機制造業(yè)中正顯示出良好的應(yīng)用前景［9］.為此，探索基于攪拌摩擦焊技術(shù)的整體壁板結(jié)構(gòu)的時效成形工藝，為飛機機翼的低成本制造探索一種全新的方法.歐盟在“FP5”計劃(the Fifth Framework Programme)中專門設(shè)置了“時效成形”的跨國聯(lián)合研究項目，主要開發(fā)時效成形在機翼和機身方面的應(yīng)用.針對整體銑削壁板加工周期長、材料利用率低的問題，明確列出了攪拌摩擦焊構(gòu)件的時效成形研究課題［5，7，9］.

攪拌摩擦焊整體壁板時效成形中，焊接接頭區(qū)的時效特性是其研究的關(guān)鍵，目前，關(guān)于這方面的研究還不夠深入，僅局限于少量報道.Alenia Aeronautica公司研究員［9－10］和王希靖等［11］對平板對接方式下攪拌摩擦焊接頭的時效特性進行了評價，研究表明，盡管存在變形和組織的不協(xié)調(diào)性，攪拌摩擦焊接頭區(qū)表現(xiàn)出較好的時效應(yīng)力松弛行為和強度.而關(guān)于整體壁板件攪拌摩擦焊T型焊接及其時效特性還鮮有文獻報道.為此，本文基于鋁合金整體壁板件攪拌摩擦焊——蠕變時效復(fù)合成形的新思路，試驗研究了2A12鋁合金筋板件T型攪拌摩擦焊工藝及焊后熱處理對接頭組織和性能的影響，為實現(xiàn)該復(fù)合工藝在機翼壁板零件方面的應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ)和提供試驗支持.

1 試驗

試驗材料為航空用2A12鋁銅系高強硬鋁合金，熱處理狀態(tài)為T42，其化學(xué)成分和拉伸力學(xué)性能見表1和表2.筋板焊接試驗件如圖1所示，其中板料尺寸為φ 300 mm×1.5 mm，筋條尺寸為300 mm×5 mm×13 mm.其中，平板和筋條通過攪拌摩擦焊進行交叉T型焊接.

表1 2A12鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

表2 2A12鋁合金板材的拉伸力學(xué)性能

試驗攪拌頭由攪拌針和軸肩組成，為鎳基高溫合金材料.攪拌針為圓臺型，圓臺直徑分別為4.0 mm和4.5 mm，長度為2 mm;軸肩直徑為13 mm，軸肩為凹面.焊接時攪拌針中心軸前進傾角為2o，軸肩下壓量為0.15 mm.

焊接前用丙酮擦除試樣表面油污，然后把試樣裝夾在自行研制的夾具上，選定合適的焊接參數(shù)進行焊接.焊接后制取拉伸、金相和硬度試樣，拉伸試樣按 GB/T2651－2008制成標準件在WDW－50微機控制電子萬能試驗機上進行［12］，拉伸速度為1 mm/min;對金相試樣進行磨制、拋光后，用混合酸(1 mL HF+1.5 mL HCL+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)溶液進行腐蝕，然后在光學(xué)顯微鏡下對焊縫組織進行觀察和分析;硬度在401MVD數(shù)顯顯微硬度計上進行維氏硬度測試.

鋁合金焊接接頭內(nèi)部常存在焊接余應(yīng)力和不穩(wěn)定的微觀組織，焊接殘余應(yīng)力在焊后會逐漸松馳，不穩(wěn)定的微觀組織也會自發(fā)分解，這兩個因素會導(dǎo)致焊接件尺寸不穩(wěn)定并發(fā)生變形，降低了其性能［13－14］，而熱處理是提高鋁合金綜合性能的有效手段.據(jù)此，研究中選擇退火、固溶和時效等組合成不同的熱處理方案對焊縫進行熱處理，其熱處理條件見表3.

圖1 筋板焊接件

表3 試樣的熱處理條件

2 焊接結(jié)果與分析

本文試驗條件下獲得的攪拌摩擦焊整體壁板件如圖1所示.此類壁板結(jié)構(gòu)，生產(chǎn)中多采用雙束激光焊的方法來實現(xiàn)［9－10］，本文采用單獨的攪拌摩擦焊技術(shù)完成該類型壁板件的成形成為可能.由于攪拌摩擦焊接頭區(qū)為此類零件的典型結(jié)構(gòu)區(qū)，研究中從接頭的組織、強度等方面對其焊接性能進行評價.

2.1 接頭的宏觀形貌

圖2為鋁合金筋板件攪拌摩擦焊T型接頭的宏觀橫截面.整個焊接接頭橫截面不同區(qū)域的組織有明顯的不同，因此，可將焊縫組織分為A、B、C、D的4個區(qū)域.A區(qū)為母材區(qū)(Base Metal，BM)，焊接過程中沒有受到熱影響，也沒發(fā)生熱變形;B區(qū)為熱影響區(qū)(Heat Affect Zone，HAZ)，該區(qū)域的材料因受熱循環(huán)的影響，微觀組織和力學(xué)性能均發(fā)生變化，但沒有發(fā)生塑性變形;C區(qū)為熱機影響區(qū)(Thermo-mechanically Affected Zone，TMAZ)，該區(qū)域發(fā)生明顯的塑性變形，但由于攪拌針的旋轉(zhuǎn)作用，左右兩邊的流線方向不同;D區(qū)為焊核區(qū)(Weld Nugget，WN)，由于受到攪拌針高速旋轉(zhuǎn)和擠壓作用，該區(qū)域的材料發(fā)生了劇烈的變形，組織結(jié)構(gòu)發(fā)生較大的變化.焊接接頭區(qū)的這種典型分區(qū)使得接頭區(qū)呈現(xiàn)組織上的不協(xié)調(diào)性，從而使得接頭和母材在微觀組織上的差異性，并在一定程度上影響該區(qū)域的宏觀性能［10－11，15－16］.

圖2 焊接接頭橫斷面的宏觀形貌

2.2 接頭的微觀組織

接頭不同區(qū)域的微觀組織形貌如圖3所示.母材為典型的軋制狀態(tài)，微觀形貌為板條狀組織，焊接前后沒發(fā)生變化，如圖3(a)所示.焊核區(qū)為細小、均勻的等軸晶粒(圖3(b)).焊核區(qū)為攪拌針直接攪拌磨擦的區(qū)域，產(chǎn)生大量的摩擦熱和強烈的塑性變形，攪拌針對晶粒的破碎作用使得該區(qū)晶粒更加細小，屬于典型的動態(tài)再結(jié)晶晶粒［11，17－19］.焊縫區(qū)的前進側(cè)和后退側(cè)的分界線不同，前進側(cè)分界線比較明顯，熱機影響區(qū)的塑性流動痕跡也非常清晰，后退側(cè)分界面相對模糊些，有時由于過度均勻而不易分辨［11，16］(圖3(c)和(d)).這是由于焊接過程中，攪拌頭經(jīng)過的區(qū)域金屬處于完全塑性狀態(tài)，兩側(cè)金屬隨著攪拌針的旋轉(zhuǎn)而不斷地塑性流動，兩側(cè)金屬根據(jù)離攪拌頭距離的遠近不同而處于不同的塑性狀態(tài)，但兩側(cè)受攪拌的程度和流動方向是不一致的［11，15－16］.在前進側(cè)，母材塑性變形方向向前，與焊接方向一致;在后退側(cè)，母材塑性變形方向向后，與焊接方向相反;在焊縫內(nèi)，由于攪拌針旋轉(zhuǎn)過程中不斷地旋轉(zhuǎn)擠壓作用，以及塑化金屬沿螺紋軸向流動，在攪拌針后方產(chǎn)生了瞬時的空腔，使得攪拌區(qū)內(nèi)前進面的金屬沿軸肩或攪拌針的外表面被逆時針地擠壓到攪拌針后方，而后退面金屬被順時針擠壓到后方.因此，前進側(cè)焊縫內(nèi)金屬塑性流動方向與母材金屬塑性流動方向相反，使焊縫金屬和母材金屬之間存在很大的變形差，形成明顯的分界線;而后退側(cè)焊縫金屬與母材金屬塑性流動相同，分界線相對模糊［11，16，18，20］.

2.3 接頭的抗拉強度

不同焊接工藝參數(shù)下焊接接頭的拉伸力學(xué)性能如表4所示.研究表明，攪拌摩擦焊焊接參數(shù)影響接頭的焊接強度［16，21］.當攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為750 r/min、焊接速度為60 mm/min時，焊件的抗拉強度最好，為315 MPa，達到了母材強度的70.1%.對接頭進行力學(xué)性能測試發(fā)現(xiàn)，幾乎所有試樣的拉斷位置均為焊縫前進側(cè)，表明該位置是焊縫的最薄弱處.

2.4 接頭的顯微硬度

圖4為焊縫不同區(qū)域的硬度值，從圖4可知焊縫過渡區(qū)硬度低于母材，硬度最低值出現(xiàn)在前進側(cè)的熱機影響區(qū)，由于該區(qū)域在焊接過程中發(fā)生了較大塑性流動，且與母材區(qū)域的金屬流動相反而形成較大的變形梯度，同時受到機械攪拌熱的影響，使組織增大，降低其硬度，這與拉伸斷裂位置相一致，表明該區(qū)域為焊縫的薄弱區(qū).熱影響區(qū)的硬度略低于母材，由于該區(qū)域焊接過程中沒機械攪拌作用，受熱作用溫度升高，晶粒有長大現(xiàn)象，硬度相比熱機影響區(qū)高些.焊核區(qū)硬度大于熱機影響區(qū)而小于其他區(qū)域的硬度，該區(qū)受攪拌頭的直接作用，溫度較高且變形速率大，形成了典型的動態(tài)再結(jié)晶晶核，并發(fā)生有限的長大，形成了均勻細小的組織，因而硬度略升高.

圖3 焊接接頭的微觀組織

表4 初始時效前接頭的拉伸力學(xué)性能

圖4 焊接接頭顯微硬度分布

3 熱處理結(jié)果與分析

2A12鋁合金是熱處理可強化鋁合金，時效強化是其最重要的一種強化機制.由于焊接接頭的引入，研究中采用不同的時效熱處理方案對其進行處理，研究接頭區(qū)組織和性能變化，尋求提高攪拌摩擦焊接頭強度的方法.從前文的拉伸和硬度試驗結(jié)果可知，焊縫前進側(cè)、后退側(cè)是焊接件的薄弱區(qū)域.因為該區(qū)域在焊接過程不僅受到攪拌針的高速旋轉(zhuǎn)擠壓而發(fā)生劇烈的扭曲變形，而且受到焊接熱的影響，特別是前進側(cè)熱機影響區(qū)，其焊縫內(nèi)塑性金屬流動方向和焊接方向相反，產(chǎn)生了很大的變形差.而焊后熱機影響區(qū)域內(nèi)的晶粒出現(xiàn)突變現(xiàn)象，由焊核的細小晶粒變?yōu)闊嵊绊憛^(qū)的粗大晶粒.熱處理只能優(yōu)化其性能，但不能消除其缺陷.下述研究針對該區(qū)域的組織和性能開展和分析.

3.1 不同熱處理后接頭微觀組織及分析

圖5 單級時效處理

圖5至圖8分別為不同時效熱處理方案下焊接接頭焊縫前進側(cè)和后退側(cè)微觀形貌.進行單級時效處理后的組織有長大的趨勢，同時也有溶質(zhì)原子析出，如圖5所示，但這對焊縫的性能影響不大.從圖6可知，經(jīng)退火+時效處理的熱機影響區(qū)前進側(cè)、后退側(cè)分界線更加明顯，晶粒大小變化較大，退火雖然降低了焊接殘余應(yīng)力，但也降低了固溶體的飽和度，這必然會降低焊接接頭的綜合性能.而經(jīng)退火+固溶+時效處理的熱機影響區(qū)前進側(cè)、后退側(cè)分界線十分模糊，晶粒大小變化比較均勻，由于經(jīng)過了重新固溶，提高了過飽和粒子的濃度，有利于進一步時效強化，而分級時效處理后的試樣在過渡區(qū)析出的溶質(zhì)原子相對單級時效處理多些，分布也均勻，這都有利于提高接頭的力學(xué)性能，如圖7、圖8所示.

圖6 退火+單級時效處理

圖7 退火+固溶+單級時效處理

圖8 退火+固溶+分級時效處理

3.2 不同熱處理后接頭抗拉強度分析

表5所示為采用不同熱處理方案下試樣的拉伸力學(xué)性能.經(jīng)單級時效處理后的強度變化不大，由于單級時效對焊縫區(qū)域的組織大小、析出溶質(zhì)原子的數(shù)量產(chǎn)生的影響不大;經(jīng)退火+單級時效處理后，焊接試樣強度沒有提高，反而低于熱處理前的焊接件強度，這是由于退火處理不僅能降低焊接殘余應(yīng)力，而且降低溶質(zhì)原子的濃度，不利于時效強化處理，同時也使得微觀組織進一步長大，特別是熱機影響區(qū)的晶粒大小不一、變化突然，降低了其綜合性能.而經(jīng)過退火+固溶+時效熱處理后的焊接試樣，接頭強度都得到了較大的提高，分級時效處理后強度為387 MPa，達到母材強度的86.5%.這是因為退火能降低殘余應(yīng)力和穩(wěn)定組織，經(jīng)過重新固溶處理后能提高溶質(zhì)原子的飽和度和合金元素的濃度，采用人工時效處理后有利于溶質(zhì)原子的析出和第二相的生成，特別是分級時效更有利于形成高密度的G..P.區(qū)，分布更加均勻，起到提高彌散強化效果的作用，提高了鋁合金的綜合性能［13－14，19，22］.

3.3 不同熱處理接頭硬度分布

圖9為經(jīng)過4種不同熱處理和未處理的焊縫硬度分布對比圖.經(jīng)過時效處理后焊縫硬度有一定程度的提高，硬度分布的幅度也得到改善，這是由于:經(jīng)過時效處理后在不提高合金元素總含量的前提下提高了固溶體的飽和度，使合金元素的濃度提高，同時減少了粗大未溶結(jié)晶相，時效處理后有溶質(zhì)原子析出，從而提高了其綜合性能;經(jīng)退火+時效處理的硬度最低，除母材區(qū)外，其他各區(qū)域都低于原始焊接試樣的硬度，由于退火使晶粒粗大化和析出物減少等有關(guān);退火+固溶+時效處理的試樣硬度都得到提高，而且熱機影響區(qū)和焊核區(qū)的硬度差不多，分布幅度不大，由于這兩個區(qū)域的組織的長大、變化均勻，同時第二相的長大和過飽和溶質(zhì)原子的析出、均勻分布，極大地提高了其綜合性能.

表5 不同熱處理方案下接頭的拉伸性能

圖9 不同時效熱處理方式下接頭硬度分布

4 結(jié)論

1)對2A12鋁合金筋板件進行攪拌摩擦焊試驗，選取適當焊接參數(shù)時，可得到良好的焊接接頭，當攪拌針的旋轉(zhuǎn)速度為750 r/min，焊接速度為60 mm/min時，接頭的抗拉強度為315 MPa，為母材強度的70.1%.

2)對焊接接頭進行不同的熱處理，退火+時效處理降低了焊接接頭的強度和硬度，而退火+固溶+時效能提高焊接接頭的強度和硬度，特別是分級時效處理后強度為387 MPa，為母材強度的86.5%.

3)拉伸斷裂出現(xiàn)在前進側(cè)熱機影響區(qū)，焊縫硬度最低值和組織不均勻區(qū)出現(xiàn)在焊縫前進側(cè)及后后退側(cè)，這是焊縫的薄弱環(huán)節(jié).

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Friction stir welding and successive heat treatment of T-shaped rib-web parts of 2A12 aluminim alloy

LI Jun-chu，ZHOU De-sheng，LIU Da-hai，LIU Ge-ping
(Shool of Aeronautical Manufacturing Engineeing，Nanchang Hangkong University，Nanchang 330063，China)

To evaluate the friction stir welding(FSW)technique of rib-web parts and to explore the ways of improving the joint strength，the T-shaped FSW process was conducted for the rib-web parts of 2A12 aluminum alloy，and the relative microstructure and mechanical property of welded joints were investigated before and after a series of aritificical aging processes.Results show that the T-shaped FSW technique alone can realize the formation of 2A12 aluminum alloy rib-web parts.And when the rotating speed of stirring joint is 750 r/min and the welding speed is 60 mm/min，the welded joints have a better tensile strength of 315 MPa that is 70.1%of that of the base metals，which are regarded as an ideal parameters under the experimental conditions.The fracture and the lowest hardness appear in the same location in the thermo-mechanically affected zone (TMAZ)of advancing side of joints，which is the weak point of friction stir welding joints for 2A12 aluminum alloy.The welded joints after heat treatment show that a significant improvement upon tensile strength can be observed by using a combined aging process of annealing，solution and step aging.The tensile strength of joints can reach 387 MPa，86.3%of that of the base metals.However，the weak point of joints is still located in the thermo-mechanically affected zone(TMAZ)of advancing side.

2A12 aluminum alloy;friction stir welding;artificial aging;heat treatment

TG146.4 文獻標志碼：A 文章編號：1005－0299(2011)02－0080－06

2010－11－16.

輕合金科學(xué)與技術(shù)國防重點學(xué)科實驗室資助項目(GF200901007).

黎俊初(1957－)，男，教授.

(編輯 呂雪梅)