轉(zhuǎn)速對2024-T4鋁合金水下攪拌摩擦焊接接頭組織與性能的影響

王快社，吳 楠，王 文，丁 凱，郭 強

(西安建筑科技大學(xué) 冶金工程學(xué)院，西安 710055)

鋁合金由于具有比強度高、疲勞性能好、耐腐蝕性強等優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶和汽車等領(lǐng)域。鋁合金的焊接方法主要有熔化極氣體保護焊、鎢極惰性氣體保護焊、等離子弧焊、激光焊和電子束焊等。這些傳統(tǒng)的熔化焊接方法容易產(chǎn)生氣孔、裂紋等缺陷，所得焊接接頭的強度較低，僅為母材強度的50%～70%[1]。

1991年，英國焊接研究所開發(fā)了一種新型的固相連接技術(shù)即攪拌摩擦焊(Friction stir welding, FSW)，為鋁合金的低成本、高效率和高質(zhì)量連接提供了有效方法[2]。在FSW過程中，被焊接材料產(chǎn)生劇烈的塑性變形，可實現(xiàn)焊接接頭組織細化和均勻化。焊接過程中較低的熱循環(huán)作用，避免了氣孔、裂紋等熔焊缺陷的產(chǎn)生，減小了組織粗化傾向，使焊接接頭具有較高的強度和韌性[3?4]。但是，F(xiàn)SW 過程中產(chǎn)生了大量的摩擦熱和塑性變形熱，使焊接接頭存在明顯的熱軟化效應(yīng)[5?6]，導(dǎo)致焊接接頭強度仍低于母材強度。

針對這一問題，目前國內(nèi)外的一些學(xué)者采用冷卻介質(zhì)在焊接過程中對被焊工件進行強制冷卻，以減弱焊接溫度場對接頭的熱軟化效應(yīng)，從而改善接頭的組織性能。LIU等[7?8]分別在水與空氣介質(zhì)中對2219鋁合金進行FSW，發(fā)現(xiàn)水中FSW接頭的抗拉強度高于空氣中 FSW 接頭的抗拉強度，但伸長率略低。FRATINI等[9]也進行了類似的實驗，發(fā)現(xiàn)水冷條件下FSW接頭強度更高，軟化區(qū)域明顯縮小。BENAVIDES等[10]在液氮強冷環(huán)境中對2024鋁合金進行FSW，并測量了其焊接溫度場，發(fā)現(xiàn)冷卻介質(zhì)能有效抑制材料再結(jié)晶晶粒的長大。FU等[11]和FRATINI等[12]研究了7系鋁合金在冷卻介質(zhì)中的FSW。STARON等[13]和李光等[14]研究了冷卻介質(zhì)中FSW接頭的殘余應(yīng)力特征。另外，還有學(xué)者研究了不銹鋼、紫銅、鎂合金以及異種材料在冷卻介質(zhì)中的攪拌摩擦焊接與加工[15?18]。

本文作者采用水下攪拌摩擦焊接技術(shù)(Submerged friction stir welding, SFSW)對2024-T4鋁合金板進行連接，研究攪拌頭轉(zhuǎn)速對SFSW焊接溫度場與接頭焊核區(qū)析出相析出狀況的影響，分析轉(zhuǎn)速對接頭顯微硬度和拉伸性能影響的機理。

1 實驗

實驗選用70.0 mm×60.0 mm×3.0 mm的2024-T4鋁合金板材進行 SFSW，鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)為 4.41Cu，1.61Mg，0.27Fe，0.59Mn，0.17Si，Al余量，其力學(xué)性能如表1所列。SFSW 在改造的X5032型立式升降臺銑床上進行。攪拌頭工具材料為W18Cr4V，攪拌頭軸肩直徑為12 mm，攪拌針直徑為3.4 mm，高度為 2.8 mm。攪拌頭的焊接速度恒定為47.5 mm/min，轉(zhuǎn)速分別為 600、750、950和 1 180 r/min，焊接時壓下量為0.2 mm。實驗時，首先將鋁合金板接頭端面用刨床刨平，再用鋼絲刷將工件待焊接表面刷干凈，并用丙酮清洗。然后，將被焊接材料用壓板固定在冷卻水槽內(nèi)，采用循環(huán)水冷卻，水流速度為0.15 L/s，冷卻水的初始溫度為25.3 ℃。

表1 2024-T4鋁合金的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of 2024-T4 aluminum alloy

為了了解SFSW過程中攪拌頭轉(zhuǎn)速對焊核區(qū)溫度場的影響，采用熱電偶對焊件在不同轉(zhuǎn)速下進行測溫實驗。由于焊接過程中，焊核區(qū)材料會在攪拌針的直接作用下發(fā)生嚴重的塑性變形，無法填埋熱電偶直接測量該區(qū)的實際溫度，因此，設(shè)計測溫點使其緊鄰于攪拌針外側(cè)，位置距離焊縫中心3.5 mm處。實驗時，首先在被測鋁板特征點處加工直徑為 1.2 mm、深為10 mm的盲孔，孔底為測溫點所在位置，實驗時熱電偶測量端頭在孔底處與材料相接觸，并使用705硅膠連接。熱電偶預(yù)埋位置如圖1所示。

采用 JSM?6700F型場發(fā)射掃描電子顯微鏡 BSE模式觀察析出相形貌。采用401MVD型數(shù)顯顯微維氏硬度計進行顯微硬度測試，測試位置為沿試樣橫截面厚度中心水平方向。采用WDW?100D型電子拉伸機對試樣進行室溫拉伸，拉伸速度為0.5 mm/min。采用OXFORD S?3400N型掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣斷口形貌。

圖1 測溫點示意圖Fig.1 Schematic diagram of point for measurement of temperature (Unit∶ mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 溫度場分布

圖2所示為不同轉(zhuǎn)速條件下SFSW特征點的溫度曲線。從圖2可見，各特征點溫度值都經(jīng)歷了一個相同的變化規(guī)律，即溫度變化趨勢都是隨著攪拌頭的移動由低溫逐漸升高，直至攪拌頭通過該點時到達最高溫，隨著攪拌頭的撤離，溫度又由高溫逐漸降低。轉(zhuǎn)速為600、750、950和1 180 r/min時的特征點峰值溫度分別為271.0、278.3、292.8和310.8 ℃，表明當其他焊接參數(shù)相同時，隨著轉(zhuǎn)速的增大，焊件的熱輸入量增大。這是因為SFSW的熱量主要來源于攪拌頭與焊材的摩擦生熱和材料的塑性變形熱，而攪拌頭轉(zhuǎn)速的高低會影響摩擦生熱的大小，因此，攪拌頭轉(zhuǎn)速越高，摩擦生熱量也越多。圖2所示的熱循環(huán)曲線表現(xiàn)出近乎相同的升溫和降溫速率，表明循環(huán)水冷條件具有明顯的瞬時快冷作用。需要說明的是，由于熱電偶測溫端頭無法與測溫點孔底處完全緊密接觸，稍有間隙會導(dǎo)致測得溫度略微低于實際溫度，但不會影響不同轉(zhuǎn)速下溫度峰值的變化趨勢。

圖2 不同轉(zhuǎn)速下SFSW溫度曲線Fig.2 Temperature profiles of SFSW at different rotation speeds∶ (a)600 r/min; (b)750 r/min; (c)950 r/min; (d)1 180 r/min

2.2 焊核區(qū)析出相形貌

圖3所示為 2024-T4鋁合金的第二相形貌。2024-T4母材為自然時效態(tài)，由圖3可以看到與基體半共格和非共格的S-Al2CuMg相[5]和雜質(zhì)相。在SFSW過程中，焊核區(qū)的溫度為300～350 ℃，遠遠低于S相的固溶溫度518 ℃[19]，使得S相未固溶到鋁基體中，僅發(fā)生了不同程度的析出長大行為。圖4所示為焊接速度恒定為47.5 mm/min，旋轉(zhuǎn)速度分別為600、750、950和1 180 r/min時，焊核區(qū)S析出相的形貌和分布形態(tài)。對比發(fā)現(xiàn)，隨著轉(zhuǎn)速的增大，S相的析出數(shù)量增多，且尺寸增大。這是因為隨著轉(zhuǎn)速的增大，攪拌頭軸肩和攪拌針與材料的摩擦產(chǎn)熱量增加。溫度越高，從基體中析出的S相更多，并在高溫作用下長大。

圖3 2024-T4鋁合金的第二相形貌Fig.3 Morphology of second phases of 2024-T4 aluminum alloy

2.3 焊接接頭的力學(xué)性能

圖5 所示為焊接速度恒定為47.5 mm/min，攪拌頭轉(zhuǎn)速分別為 600、750、950和 1 180 r/min時的SFSW 接頭顯微硬度分布圖，焊核區(qū)硬度平均值列于表2中。對比圖5和表1可見，各轉(zhuǎn)速下的SFSW接頭焊核區(qū)顯微硬度明顯低于焊接前母材的顯微硬度；對比分析不同轉(zhuǎn)速下SFSW接頭的顯微硬度分布曲線可見，隨著轉(zhuǎn)速的增大，焊核區(qū)顯微硬度逐漸降低。這主要受到析出相的數(shù)量和尺寸的影響。金屬強化取決于位錯與脫溶相質(zhì)點間的相互作用。當運動位錯遇到脫溶質(zhì)點時，會在質(zhì)點周圍生成位錯環(huán)以通過脫溶質(zhì)點的阻礙。按照Orowan強化機制，位錯繞過脫溶質(zhì)點時所需增加的切應(yīng)力與質(zhì)點的體積分數(shù)及質(zhì)點半徑相關(guān)。體積分數(shù)越大，強化值越大；當體積分數(shù)一定時，強化值與脫溶質(zhì)點半徑成反比，質(zhì)點越小，強化值越大。在焊接熱循環(huán)的作用下，SFSW接頭S相析出并粗化，使其強化效應(yīng)減弱，故SFSW接頭硬度低于母材的。同時，隨著轉(zhuǎn)速的增大，S相數(shù)量增多且尺寸增大，導(dǎo)致接頭顯微硬度逐漸降低。另外，由顯微硬度分布圖可見，各轉(zhuǎn)速下的SFSW接頭距焊縫中心約3 mm處硬度達到相應(yīng)的最高值。這是因為該區(qū)域位于熱機械影響區(qū)，該區(qū)域材料發(fā)生劇烈塑性變形，變形區(qū)組織內(nèi)部存在大量的亞結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致硬度顯著升高。

圖5 不同轉(zhuǎn)速下橫截面顯微硬度的分布Fig.5 Distribution of microhardness in cross section at different rotation speeds

表2 不同轉(zhuǎn)速下焊核區(qū)顯微硬度平均值Table 2 Average values of microhardness in nugget zone at different rotation speeds

圖6所示為焊接速度恒定為47.5 mm/min、攪拌頭轉(zhuǎn)速分別為600、750、950和1 180 r/min時SFSW接頭的抗拉強度和伸長率分布曲線。對比分析可見，SFSW 接頭的抗拉強度和伸長率呈現(xiàn)出隨轉(zhuǎn)速增大而降低的變化趨勢。當轉(zhuǎn)速為600 r/min時，接頭抗拉強度和伸長率均為最高值，分別為403.3 MPa和3.24%；當轉(zhuǎn)速增大到1 180 r/min時，接頭抗拉強度降至最低值，伸長率亦降至相應(yīng)低值。顯微組織分析表明：隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速的增大，S相數(shù)量增多且尺寸增大。粗大強化相并不能對SFSW接頭起到有效的強化作用，反而會減弱強化相與基體間的界面結(jié)合力，促使裂紋形核并擴展。因此，隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速的增大，SFSW接頭強度降低，塑性減弱，伸長率降低。拉伸斷裂位置主要位于熱影響區(qū)與熱機械影響區(qū)交界處，該區(qū)域組織梯度大，析出相尺寸較大，故接頭性能較差，是SFSW接頭的薄弱區(qū)。

圖6 不同轉(zhuǎn)速下SFSW接頭的拉伸性能Fig.6 Tensile properties of SFS welds at different rotation speeds

2.4 拉伸斷口形貌

圖7 不同轉(zhuǎn)速下拉伸樣品斷口形貌Fig.7 Morphologies of fracture surface of tensile specimen at different rotation speeds∶ (a)600 r/min; (b)750 r/min; (c)950 r/min;(d)1 180 r/min

圖7所示為焊接速度恒定為47.5 mm/min、攪拌頭轉(zhuǎn)速分別為600、750、950和1 180 r/min時SFSW接頭的拉伸斷口形貌。圖7中斷口均由解理小裂紋與韌窩組成，呈準解理斷裂特征。隨著轉(zhuǎn)速增大，斷口中韌窩逐漸減少，準解理小平面面積逐漸增大。這主要是由于作為裂紋源，粗大的析出相增加了解理裂紋的形成幾率，降低了SFSW接頭的塑性。

3 結(jié)論

1)SFSW熱循環(huán)曲線表現(xiàn)出近乎相同的升溫和降溫速率，表明循環(huán)水冷方式具有明顯的瞬時快冷作用。當其他焊接參數(shù)恒定時，隨著轉(zhuǎn)速的增大，焊縫熱輸入量增大，溫度升高。

2)SFSW接頭焊核區(qū)S-Al2CuMg相在熱循環(huán)作用下發(fā)生析出長大行為。隨著轉(zhuǎn)速增大，析出相的數(shù)量增多，尺寸增大。

3)焊接參數(shù)對SFSW接頭力學(xué)性能有顯著影響：當焊接速度恒定時，隨著轉(zhuǎn)速增大，接頭顯微硬度、抗拉強度和伸長率逐漸降低。SFSW 接頭拉伸斷口呈準解理斷裂特征，隨著轉(zhuǎn)速增大，準解理小平面面積增大，韌窩數(shù)量減少。

[1]劉會杰, 張會杰, 于 雷.強冷介質(zhì)作用下的鋁合金攪拌摩擦焊焊接特征[J].焊接, 2010(7)∶ 8?11.LIU Hui-jie, ZHANG Hui-jie, YU Lei.Influence of intensive cooling medium on friction stir welding characteristics of aluminum[J].Welding & Joining, 2010(7)∶ 8?11.

[2]THOMAS W M, NEEDLHAM J C, DAWES C J.Friction stir butt welding∶ Great Briton, 9125978.8[P].1991?12?06.

[3]MISHRA R S, MA Z Y.Friction stir welding and processing[J].Materials Science and Engineering R, 2005, 50∶ 1?78.

[4]LEE W B, YEON Y M, JUNG S B.The improvement of mechanical properties of friction-stir-welded A365 Al alloy[J].Materials Science and Engineering A, 2003, 355∶ 154?159.

[5]GENEVOIS G, DESCHAMPS A, DENQUIN A, DOISNEAUCOTTIGNIES B.Quantitative investigation of precipitation and mechanical behavior for AA2024 friction stir welds[J].Acta Materialia, 2005, 53∶ 2447?2458.

[6]SRIVATSAN T S, VASUDEVAN S, PARK L.The tensile deformation and fracture behavior of friction stir welded aluminum alloy 2024[J].Materials Science and Engineering A,2007, 466∶ 235?245.

[7]LIU H J, ZHANG H J, HUANG Y X, YU L.Mechanical properties of underwater friction stir welded 2219 aluminum alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2010, 20∶ 1387?1391.

[8]LIU H J, ZHANG H J, YU L.Effect of welding speed on microstructures and mechanical properties of underwater friction stir welded 2219 aluminum alloy[J].Materials and Design, 2011,32∶ 1548?1553.

[9]FRATINI L, BUFFA G, SHIVPURI R.In-process heat treatments to improve FS-welded butt joints[J].International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2009, 43∶ 664?670.

[10]BENAVIDES S, LI Y, MURR L E, BROWN D, MCCLURE J C.Low-temperature friction-stir welding of 2024 aluminum[J].Scripta Meterialia, 1999, 41∶ 809?815.

[11]FU R D, SUN Z Q, SUN R C, LI Y, LIU H J, LIU L.Improvement of weld temperature distribution and mechanical properties of 7050 aluminum alloy butt joints by submerged friction stir welding[J].Materials and Design, 2011, 32∶4825?4831.

[12]FRATINI L, BUFFA G, SHIVPURI R.Mechanical and metallurgical effects of in process cooling during friction stir welding of AA 7075-T6 butt joints[J].Acta Materialia, 2010, 58∶2056?2067.

[13]STARON P, KOCAK M, WILLIAMS S.Residual stresses in friction stir welded Al sheets[J].Applied Physics A, 2002,74(Suppl.)∶ 1161?1162.

[14]李 光, 李從卿, 欒國紅, 董春林.陣列射流沖擊熱沉攪拌摩擦焊接新方法[J].稀有金屬材料科學(xué)與工程, 2009, 38(增刊3)∶205?209.LI Guang, LI Cong-qing, LUAN Guo-hong, DONG Chun-lin.New FSW technology with array jet impingement heat sink mode[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2009,38(Suppl.3)∶ 205?209.

[15]CLARK T D.An analysis of microstructure and corrosion resistance in underwater friction stir welded 304L stainless steel[D].Provo, Utah, USA∶ Department of Mechanical Engineering, Brigham Young University, 2005∶ 1?69.

[16]簡 波, 杜隨更, 傅 莉.強制冷卻攪拌摩擦焊接工藝[J].焊接學(xué)報, 2006, 27(6)∶ 21?24.JIAN Bo, DU Sui-geng, FU Li.Forced cooling friction stir welding process[J].Transactions of the China Welding Institution, 2006, 27(6)∶ 21?24.

[17]孫 鵬, 楊延安, 白文峰, 王快社, 李建平.鎂合金強制冷卻攪拌摩擦加工研究[J].熱加工工藝, 2011, 40(1)∶ 135?137.SUN Peng, YANG Yan-an, BAI Wen-feng, WANG Kuai-she, LI Jian-ping.Research on friction stir processing with forced cooling for magnesium alloy[J].Hot Working Technology, 2011,40(1)∶ 135?137.

[18]MOFID M A, ABDOLLAH-ZADEH A, GHAINI F M.The effect of water cooling during dissimilar friction stir welding of Al alloy to Mg alloy[J].Materials and Design, 2012, 36∶161?167.

[19]JARIYABOON M, DAVENPORT A J, AMBAT R, CONNOLLY B J, WILLIAMS S W, PRICE D A.The effect of welding parameters on the corrosion behaviour of friction stir welded AA2023-T351[J].Corrosion Science, 2007, 49∶ 877?909.