熱循環(huán)、腐蝕和自然時效對2024鋁合金攪拌摩擦焊接頭力學(xué)性能的影響

肖博，張振林，麻思達，張志函，楊夏煒，李文亞

(西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國家重點實驗室陜西省摩擦焊接技術(shù)重點實驗室，西安 710072)

攪拌摩擦焊(FSW)是1991年由英國焊接研究所(TWI)發(fā)明的一種新型的固相連接技術(shù)，特別適合于輕質(zhì)合金(如鎂合金、鋁合金、鈦合金等)的焊接，被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車及造船等重要領(lǐng)域[1—2]。目前，國內(nèi)外學(xué)者針對FSW開展了大量的研究，包括接頭溫度場演變[3—7]、金屬塑性流動行為[7—9]、工藝性能優(yōu)化[10—11]、微觀組織與織構(gòu)表征[12—13]等，這些研究為進一步推廣FSW的應(yīng)用提供了有力的數(shù)據(jù)支撐。然而，F(xiàn)SW溫度場對接頭成形、顯微組織及性能有重要影響，以往相關(guān)研究[3，14—15]表明，F(xiàn)SW 會導(dǎo)致固溶強化類鋁合金的力學(xué)性能降低，這是由于焊接過程熱循環(huán)影響析出強化相(如2024鋁合金為Al2CuMg和Al2Cu相)的粗化和溶解。王廷等人[16]研究了7050鋁合金FSW焊接熱循環(huán)對其熱影響區(qū)的性能的影響，指出焊接熱循環(huán)主要通過改變強化相的尺寸和分布來影響熱影響區(qū)性能。Inagaki等人[5]研究1050鋁合金FSW的峰值溫度對組織演變的影響，得出了隨著峰值溫度的升高，攪拌區(qū)的平均晶粒尺寸從1 μm增加到10 μm。對其焊接過程熱循環(huán)的深入認識是很有必要的，這有助于調(diào)整工藝參數(shù)，優(yōu)化顯微組織，改善接頭性能。而關(guān)于FSW同一焊縫不同位置的焊接熱循環(huán)對力學(xué)性能的影響鮮見報道。

喬文廣等人[17]研究了自然時效對FSW接頭的影響，發(fā)現(xiàn)隨著自然時效時間的延長，鋁合金會表現(xiàn)出強度升高、伸長率升高、熱處理性能出現(xiàn)差異性等現(xiàn)象。胡尊艷等人[18]研究了焊后時效對6061-T6鋁合金FSW接頭組織和性能的影響，表明自然時效會使接頭各區(qū)產(chǎn)生不同的腐蝕性能。Davenport等人[19]的研究表明，2024-T351FSW接頭的熱影響區(qū)和焊核區(qū)均是易腐蝕部位。付瑞東等人[20]研究了酸性鹽霧下2024鋁合金FSW接頭的腐蝕行為，指出腐蝕首先從局部點蝕開始，最終演變?yōu)閯兟涓g。然而構(gòu)件在實際服役過程中，時效和腐蝕是同時存在、共同作用的，關(guān)于腐蝕和自然時效共同作用對材料性能的影響很少探究?；诖?，文中對2024鋁合金FSW同一條焊縫不同位置的焊接熱循環(huán)與力學(xué)性能進行研究，并對腐蝕和自然時效共同作用下2024鋁合金攪拌摩擦焊的力學(xué)性能變化進行研究。

1 實驗

實驗采用尺寸為200 mm×60 mm×3.2 mm的2024鋁合金板材進行攪拌摩擦焊實驗，2024鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為:Cu 3.8% ～4.9%，Si 0.50%，F(xiàn)e 0.50%，Mn 0.3% ～ 0.9%，Mg 1.2% ～1.8%，Zn 0.25%，Cr 0.10%，Ti 0.15%，余量為 Al。實驗所用攪拌頭材料為H13鋼，軸肩直徑10.0 mm，帶右旋螺紋的錐形攪拌針，根部直徑3.77 mm，針長3.0 mm，錐角11°。采用 FSW-RL31-010型攪拌摩擦焊機進行焊接，焊接過程中，攪拌頭逆時針旋轉(zhuǎn)，主軸傾角為2.5°，旋轉(zhuǎn)速度為600 r/min，焊接速度為250 mm/min，軸間下壓量為0.2 mm。焊件采用線切割機制備拉伸試樣。熱循環(huán)試樣編號及排布如圖1所示。自然時效試樣沿垂直焊縫方向的焊件制備拉伸試樣，分成5組，每組包含6個標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，將5組試樣置于自然條件下分別進行1，2，4，6，8個月的自然時效，將實驗組中3個拉伸試樣進行腐蝕處理(實驗采取的腐蝕條件為:3.5%的NaCl溶液在40℃條件下加速腐蝕72 h)，另外3個拉伸試樣不做處理。對試樣進行拉伸試驗，試驗機為SHIMADZU AG-X，拉伸速度為1 mm/min。每個接頭的力學(xué)性能采用3個拉伸試樣進行評估。采用電子背散射衍射技術(shù)(EBSD)和透射電子顯微鏡(TEM)觀察接頭的微觀組織。

圖1 拉伸試樣尺寸與分布Fig.1 Layout and dimensions of tensile sample

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

大量的研究已表明[14，21—22]，攪拌摩擦焊過程的強烈熱力耦合與非對稱的塑性金屬流動等特點，使得接頭各區(qū)的組織存在明顯差異。圖2為該研究所得到的接頭不同區(qū)域EBSD組織。從圖2a可以看出，母材組織為典型的軋制帶狀組織，平均晶粒尺寸約為20 μm。然而，焊核區(qū)為細小的等軸晶粒，平均晶粒尺寸約為3 μm(如圖2b所示)，這主要是由于焊核區(qū)強烈的塑性變形與較高的溫度使得該區(qū)發(fā)生了明顯的完全動態(tài)再結(jié)晶。與焊核區(qū)相比，熱機影響區(qū)的晶粒尺寸極其不均勻，這是由于該區(qū)變形不充分和溫度較低，使得組織發(fā)生了動態(tài)回復(fù)和部分動態(tài)再結(jié)晶。對于熱影響，由于僅受溫度的影響，因此晶粒結(jié)構(gòu)與母材基本一致，但強化相存在明顯差異[10—11，14]。

圖2 接頭各區(qū)域的EBSD組織Fig.2 EBSD maps of different zones in a joint

圖3為接頭不同區(qū)域的TEM組織特征。從圖3中可以看出，母材中有大量的位錯和不連續(xù)分布的棒狀沉淀相，該相為 T 相(Al20Cu2Mn3)[10—11]，其寬度約為50～100 nm，長度最大值可達400 nm。然而，在焊核區(qū)幾乎沒有位錯，這主要是由于動態(tài)再結(jié)晶所致。此外，在焊核區(qū)可清楚地觀察到隨機分布的S相(Al2CuMg)，但其尺寸極不均勻。在熱影響區(qū)，大量的S相能被觀察到，一些S相發(fā)生了粗化。顯然，細小的S相在鋁基體中能夠有效阻止位錯的運動，有利于位錯釘扎和堆積[23]。對于2024鋁合金，GPB區(qū)是主要的強化相[11]。Genevois等人[14]已證實在 350 ℃時，時間5～10 s范圍內(nèi)GPB區(qū)被完全溶解且S相發(fā)生粗化，因此，攪拌摩擦焊接過程中，S相的形成是以GPB區(qū)的溶解為代價，GPB區(qū)是否發(fā)生完全溶解，與峰值溫度和該區(qū)溫度的持續(xù)時間有關(guān)[24]。

2.2 熱歷史曲線

圖3 接頭各區(qū)域的TEM組織Fig.3 TEM micrographs of different zones in a joint

采用Li等人[4]建立的有限元模型，獲得了焊接過程中接頭溫度場分布。圖4a為被焊工件上特征點的熱歷史曲線(距焊縫中心10 mm表面處)。從圖4可以看出，特征點A經(jīng)歷的峰值溫度最高(約385℃)，而B—H經(jīng)歷的峰值溫度約為365℃。這主要是因為點A接近插入點，在插入與停留階段產(chǎn)生大量的熱，被焊工件溫度急劇升高，產(chǎn)熱與散熱尚未達到平衡，導(dǎo)致A的溫度較高。隨著焊接時間的增加，產(chǎn)熱和散熱達到平衡，焊接溫度趨于穩(wěn)定，使得B—H特征點峰值溫度趨于一致，這與文獻[4]結(jié)果一致。2024鋁合金是固溶強化類金屬，而高溫停留時間會不同程度地影響固溶強化相的溶解與析出，從而會影響其力學(xué)性能。根據(jù)Wang等人[24]的研究，當(dāng)溫度高于150℃時，GPB區(qū)開始溶解，當(dāng)溫度高于240℃時，S"相開始溶解，當(dāng)溫度高于270℃時，S相開始溶解。因此，進一步分析特征點在這3個溫度以上的持續(xù)時間是必要的。圖4b為溫度在150，240，270℃以上持續(xù)時間與特征點的關(guān)系。從圖4中可以看出，各特征點在270℃和240℃以上的持續(xù)時間基本一致，但各特征點在150℃以上的持續(xù)時間明顯不同，隨著焊接時間的增加，持續(xù)時間是逐漸減小的。上述事實表明，由于同一焊縫上不同位置經(jīng)歷了不同的熱循環(huán)，因此不同位置的力學(xué)性能可能存在明顯差異。

2.3 力學(xué)性能

圖4 各位置熱歷史模擬曲線和各位置溫度在高溫區(qū)停留時間Fig.4 (a)Simulation of thermal cycle of different positions，(b)Holding time in the high temperature of different positions

圖5 接頭不同位置的拉伸應(yīng)力與伸長率Fig.5 Tensile stress and elongation in different positions of a joint

焊縫上不同位置的力學(xué)性能變化如圖5所示。由圖5可看出，接頭的屈服強度和抗拉強度沿焊接方向的分布呈現(xiàn)出先逐漸增加后趨于穩(wěn)定的規(guī)律，靠近插入點的屈服強度和抗拉強度最小，約為297 MPa和405 MPa，屈服強度和抗拉強度的最大值約為310 MPa和415 MPa。顯然，屈服強度和抗拉強度的變化與圖4中熱歷史的變化是一致的，由于特征點A經(jīng)歷的峰值溫度最高(約385℃)，而B—H經(jīng)歷的峰值溫度約為365℃，Inagaki等人[5]的研究表明峰值溫度越高，會導(dǎo)致攪拌區(qū)晶粒的平均尺寸變大?？拷迦朦c的A和B由于在150℃以上的持續(xù)時間較長，這極有可能導(dǎo)致該區(qū)域的GPB區(qū)大量溶解以及S相的粗化，所以靠近插入點的屈服強度和抗拉強度是最低的。遠離插入點的溫度場趨于穩(wěn)定，峰值溫度約為365℃，可能導(dǎo)致攪拌區(qū)的晶粒平均尺寸會基本一致，因此遠離插入點的屈服強度和抗拉強度基本達到穩(wěn)定。伸長率表現(xiàn)為先上升后趨于穩(wěn)定，靠近插入點的伸長率最小，約為7%，伸長率最大約為8.7%。

圖6所示為自然時效對腐蝕前后2024鋁合金FSW接頭力學(xué)性能的影響。由圖6可以看出，隨著自然時效時間的增加，腐蝕前后2024鋁合金FSW接頭屈服強度和抗拉強度呈現(xiàn)先增加后趨于穩(wěn)定的規(guī)律。自然時效1個月時的屈服強度和抗拉強度最小，分別為301 MPa和408 MPa;自然時效2個月時的屈服強度和抗拉強度分別達到307 MPa和414 MPa，增長率分別為2%和1.5%;自然時效4到8個月時的屈服強度和抗拉強度增加緩慢，這主要是由于析出強化相造成的。隨著自然時效的進行，接頭的伸長率先升高后趨于穩(wěn)定，自然時效1個月時伸長率最小，約為7.8%，自然時效4個月時伸長率達到最大值，約為8.3%，增長率為6%，與喬文廣等人[17]的研究一致。同時，圖6表明腐蝕降低了接頭的力學(xué)性能，自然時效1個月時，腐蝕對FSW接頭的力學(xué)性能影響最小，屈服強度、抗拉強度和伸長率的減小率分別為1.6%，2.5%，4.0%，隨著自然時效的進行，腐蝕對 FSW 接頭的力學(xué)性能影響逐漸增大，當(dāng)自然時效為8個月時，腐蝕對FSW接頭的力學(xué)性能影響達到最大，屈服強度、抗拉強度和伸長率的減小率分別為6.5%，6.1%，19.8%。這主要是因為2024鋁合金FSW 焊縫上表面在腐蝕溶液中浸泡后只發(fā)生點蝕，S相為點蝕的起源，而后S相因選擇性腐蝕使其自身的電極電位升高導(dǎo)致其周圍基體的溶解，含鐵相粒子也會導(dǎo)致其周圍基體發(fā)生溶解，焊后SAZ的點蝕密度增大，從而使得2024鋁合金的抗拉強度、屈服強度和塑性下降。隨著自然時效的進行，F(xiàn)SW接頭的力學(xué)性能下降的程度增大，是由于隨著自然時效時間的增加，導(dǎo)致強化相不同程度地析出和溶解，使得接頭的腐蝕性能降低。

圖6 腐蝕前后接頭的力學(xué)性能隨著自然時效時間的變化規(guī)律Fig.6 The mechanical properties of joints(initial state and corrosion state)changed with the natural aging time

3 結(jié)論

1)2024鋁合金FSW接頭同一焊縫不同位置的力學(xué)性能存在一定的差異性。接頭的屈服強度和抗拉強度沿焊接方向的分布呈現(xiàn)出先逐漸增加后趨于穩(wěn)定的趨勢?？拷迦朦c的屈服強度和抗拉強度最小，約為297 MPa和405 MPa，而屈服強度和抗拉強度的最大值約為310 MPa和415 MPa。

2)隨著自然時效時間的增加，2024鋁合金FSW接頭屈服強度和抗拉強度在前2個月增長較快，屈服強度和抗拉強度的增長率最大值分別為2%和1.5%，之后趨于穩(wěn)定，而伸長率為先升高較快，后逐漸變緩，增長率最大值為6%。

3)在不同的自然時效時間條件下，腐蝕均能夠降低2024鋁合金FSW接頭的屈服強度、抗拉強度和伸長率，減小率的最大值分別為 6.5%，6.1%和19.8%。隨著自然時效時間的增加，腐蝕后接頭的力學(xué)性能下降更嚴(yán)重。

[1]MISHRAA R S，MA Z Y.Friction Stir Welding and Processing[J].Materials Science and Engineering，2005，50:1—78.

[2]NANDAN R，DEBROY T，BHADESHIAH K D H.Recent Advances in Friction-stirwelding-process，Weldment Structure and Properties[J].Progress in Materials Science，2008，53:980—1023.

[3]XU W F，LIU J H，LUAN G H，et al.Temperature Evolution，Microstructure and Mechanical Properties of Frictionstir Welded Thick 2219-O Aluminum Alloy Joints[J].Materials and Design，2009(30):1886—1893.

[4]LI W Y，ZHANG Z H，LI J L，et al.Numerical Analysis of Joint Temperature Evolution DuringFriction Stir Welding Based on Sticking Contact[J].Journal of Materials Engineering and Performance，2012，21(9):1849—1856.

[5]INAGAKI K，MIRONOV S，SATOET Y S，et al.Effect of Peak Temperature during Friction Stir Welding on Microstructure Evolution of Aluminum Alloy 1050[J].Proceedings of the 1st International Joint Symposium on Joining and Welding，2013:41—44.

[6]FU R D，SUN Z Q，SUN R C，et al.Improvement of Weld Temperature Distribution and Mechanical Properties of 7050 Aluminum Alloy Butt Joints bysubmerged Friction Stir Welding[J].Materials and Design，2011，32(48):25—31.

[7]MENDEZ P F，TELLO K E，LIENERT T J.Scaling of Coupled Heat Transfer and Plastic Deformation Around the Pin in Friction Stir Welding[J].Acta Materialia，2010，58:6012—6026.

[8]FORCELLESE A，SIMONCINI M.Plastic Flow Behavior and Formability of Friction Stir Welded Joints in AZ31Thin Sheets Obtained Using the"Pinless"Tool Con？guration[J].Materials and Design，2012，36:123—129.

[9]FRATINI L，BUFFA G，SHIVPURI R.Influence of Material Characteristics on Plastomechanics of the FSW Process for T-joints[J].Materials and Design，2009，30:2435—2445.

[10]ZHANG Z H，LI W Y，SHEN J J，et al.Effect of Backplate Diffusivity on Microstructure and Mechanicalproperties of Friction Stir Welded Joints[J].Materials and Design，2013，50:551—557.

[11]ZHANG Z H，LI W Y，F(xiàn)ENG Y，et al.Improving Mechanical Properties of Friction Stir Welded AA2024-T3 Joints by U-sing a Composite Backplate[J].Materials Science and Engineering A，2014，598:312—318.

[12]SU J Q，NELSON W T，STERLING C J.Microstructure Evolution during FSW/FSP of Highstrength Aluminum Alloys[J].Materials Science and Engineering A，2005，405:277—286.

[13]MOSTAMA S R，KOKABI A H.Microstructure Evolution and Microhardness of Friction Stir Welded Cast Aluminum Bronze[J].Journal of Materials Processing Technology，2014，214:1524—1529.

[14]GENEVOIS C，DESCHAMPSA，DENQUIN A，et al.Quantitative Investigation of Precipitation and Mechanical Behavior for AA2024 Friction Stir Welds[J].Acta Materialia，2005，53(8):2447—2458.

[15]UPADHYAY P，REYLODS A P.Effects of Thermal Boundary Conditions in Friction Stir Welded AA7050-T7 sheets[J].Materials Science and Engineering A，2010，527(15):37—43.

[16]王廷，劉會杰，馮吉才，等.7050鋁合金FSW焊接熱循環(huán)及其對熱影響區(qū)性能的影響[J].金屬鑄鍛焊技術(shù)，2008，37(17):22—25.WANG Ting，LIU Hui-jie，F(xiàn)ENG Ji-cai，et al.Thermal Cycle in 7050 Aluminum Alloy Joint During Friction Stir Welding and Its Effect on Mechanical Properties of HAZ[J].Hot Working Technology，2008，37(17):22—25.

[17]喬文廣，楊新岐，董春林，等.時效處理對2024-T3攪拌摩擦焊接頭組織及性能的影響[D].天津:天津大學(xué)，2008.QIAO Wen-guang，YANG Xin-qi，DONG Chun-lin，et al.Influences of Aging Treatment on the Microstructure and Mechanical Properties of AA2024-T3 Friction Stir Welded Joints[D].Tianjin:Tianjin University，2008.

[18]胡尊艷.焊后時效對6061-T3鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織和性能的影響[D].北京:北京交通大學(xué)，2008.HU Zun-yan.Influence of PWA on Microstructure and Properties of Friction Stir Welded 6061-T6 Aluminum Alloy[D].Beijing:Beijing Jiaotong University，2008.

[19]DAVENPORT A J，AMBAT R，CONNOLLY B J，et al.Corrosion of Friction Stir Welds in Aerospace Alloys[J].Proceedings of the Electrochemical Society，2003，23:403—412.

[20]付瑞東，何淼，欒國紅，等.酸性鹽霧下2024鋁合金攪拌摩擦焊接頭的腐蝕行為[J].中國腐蝕與防護學(xué)報，2010，30(5):396—401.FU Rui-dong，HE Miao，LUAN Guo-hong，et al.Corrosion Behavious of Friction Stir Welded Al2024 on ASTM[J].Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection，2010，30(5):396—401.

[21]HU Z L，WANG X S，YUAN S J.Quantitative Investigation of the Tensile Plastic Deformation Characteristic and Microstructure for Friction Stir Welded 2024 Aluminum Alloy[J].Materials Characterization，2012，73:114—123.

[22]GENEVOIS C，F(xiàn)ABREGUED，DESCHAMPSA，et al.On the Coupling between Precipitation and Plastic Deformation in Relation with Friction Stir Welding of AA2024 T3 Aluminium alloy[J].Materials Science and Engineering A，2006，441:39—48.

[23]CHENG S，ZHAO Y H，ZHU Y T，et al.Optimizing the Strength and Ductility of Fine Structured 2024 Al Alloy by Nano-precipitation[J].Acta Materialia，2007，17(55):5822—5832.

[24]WANG J，F(xiàn)U R，LI Y，et al.Effects of Deep Cryogenic Treatment and Low-Temperature Aging on the Mechanical Properties of Friction-stir-welded Joints of 2024-T351 Aluminum Alloy[J].Materials Science and EngineeringA，2014(609):147—153.