7075-T6鋁合金厚板FSW焊縫沿厚度方向上的顯微組織演變規(guī)律

毛育青，江周明，劉奮成，柯黎明

南昌航空大學(xué) 輕合金加工科學(xué)與技術(shù)國防重點(diǎn)學(xué)科實(shí)驗(yàn)室，南昌 330063

7075鋁合金是一種7系列的析出強(qiáng)化相合金，由于具有低密度、高強(qiáng)度、高斷裂韌性和良好的耐蝕性等特點(diǎn)，已在航空、航天、車輛等高科技行業(yè)結(jié)構(gòu)件中獲得廣泛應(yīng)用[1]。通常，采用此種鋁合金制作的結(jié)構(gòu)件需要采用焊接方法來連接。然而，由于這種合金里面含有較高的銅元素，采用傳統(tǒng)熔焊方法焊接時(shí)，對焊接裂紋非常敏感，且很容易在熱影響區(qū)產(chǎn)生液化裂紋，這將嚴(yán)重降低接頭的力學(xué)性能[2-3]。因此，這種鋁合金被認(rèn)為是一種“不可焊接”的合金。

攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding, FSW)是一種新型的固相連接技術(shù)，在FSW焊接過程中，母材金屬不熔化，可避免傳統(tǒng)熔焊焊接過程中產(chǎn)生的裂紋缺陷，且焊接變形小，可使FSW接頭質(zhì)量得到顯著提高[4-5]。因此，它被認(rèn)為是這種7系列鋁合金的最佳焊接技術(shù)[6]。目前，攪拌摩擦焊接技術(shù)已在飛機(jī)、船體、高鐵等鋁合金結(jié)構(gòu)件的連接中得到有效應(yīng)用[7-9]。

然而，與鋁合金薄板FSW不同，焊接厚板時(shí)仍面臨很多問題，如可適用的焊接工藝參數(shù)范圍較窄；焊接阻力太大，攪拌頭易磨損斷裂；接頭成形困難等[10]。由厚板FSW成形特點(diǎn)可知，焊接過程中攪拌頭對焊縫金屬產(chǎn)生的攪拌作用力和摩擦產(chǎn)熱極不均勻，導(dǎo)致沿焊縫厚度方向上金屬的峰值溫度差異較大。Khandkar等[11]采用三維熱源模型和試驗(yàn)相結(jié)合的方法研究了厚板鋁合金FSW焊縫金屬的瞬時(shí)溫度分布，結(jié)果表明，沿焊縫厚度方向從上往下，金屬的瞬時(shí)溫度逐漸降低。類似，Xu等[12]采用FSW方法焊接14 mm厚的2219鋁合金，研究結(jié)果發(fā)現(xiàn)焊縫上層金屬的峰值溫度比底部金屬的高20 ℃左右。但是，Canaday等[13]在研究32 mm厚的7050鋁合金FSW時(shí)卻發(fā)現(xiàn)，焊縫中部金屬的峰值溫度可能更高。因此，對不同厚度的板材FSW焊接而言，焊縫金屬的溫度場分布規(guī)律不相同。而不均勻的溫度場分布將導(dǎo)致厚板FSW焊縫內(nèi)部的微觀組織存在明顯的差異。目前，國內(nèi)外有關(guān)厚板鋁合金FSW的研究大多數(shù)集中在焊縫晶粒尺寸和分層切片接頭力學(xué)性能的不均勻性上[14-18]，而對焊縫組織的動態(tài)再結(jié)晶、晶體取向差、織構(gòu)演化及二次強(qiáng)化相分布等方面的深入研究報(bào)道極為少見。針對這方面的相關(guān)研究對厚板FSW接頭力學(xué)性能不均勻性的詳細(xì)解釋具有重要意義。

鑒于此，文中使用FSW方法焊接20.5 mm厚的7075-T6鋁合金厚板，獲得內(nèi)部無缺陷的焊縫。采用掃描電鏡和背散射電子衍射技術(shù)研究沿焊縫厚度方向上的微觀組織及其演變規(guī)律，為豐富人們對鋁合金厚板FSW焊縫微觀組織演變的深入認(rèn)識提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所使用的焊具為圓錐形左螺紋攪拌頭。攪拌頭夾持柄和軸肩的加工材質(zhì)為熱處理態(tài)H13鋼，攪拌針采用固溶時(shí)效態(tài)GH4169鎳基高溫合金制成。根據(jù)前期的研究結(jié)果[5]，將攪拌頭形狀及尺寸設(shè)計(jì)如下：軸肩端面為內(nèi)凹面，凹面最深處與邊緣夾角為2°，軸肩直徑為38 mm；攪拌針表面螺紋的螺距為7 mm；齒深為1.5 mm；攪拌針根部直徑為14 mm，端部直徑為8 mm，長度為19.7 mm。

選用20.5 mm厚的7075-T6鋁合金軋制板材作基材，待焊板材加工成200 mm × 100 mm。焊前使用丙酮清洗板材表面以去除油污。焊接設(shè)備為自行改裝的X35K型攪拌摩擦焊機(jī)。焊接工藝參數(shù)為：旋轉(zhuǎn)速度475 r/min、焊接速度30 mm/min、傾角2°及下壓量0.8 mm。

焊后沿垂直于焊接方向截取金相試樣，隨后試樣經(jīng)砂紙打磨、拋光后，使用keller試劑進(jìn)行腐蝕，獲得的焊縫橫截面形貌如圖1所示。圖1中AS (Advancing Side, AS)表示焊縫前進(jìn)側(cè)；RS (Retreating Side, RS)表示焊縫返回側(cè)。由圖1可清晰地分辨出焊縫的3個(gè)典型區(qū)域：焊核區(qū)(Nugget Zone, NZ)、熱力影響區(qū)(Thermo-Mechanically Affected Zone, TMAZ)、熱影響區(qū)(Heat Affected Zone, HAZ)。為了分析沿焊縫不同厚度方向上焊核中心區(qū)的組織演變規(guī)律，首先在中心區(qū)選取5個(gè)典型的位置，分別標(biāo)記為A、B、C、D、E，它們距焊縫上表面的距離L分別為1、4、10、15、19 mm。然后，采用背散射電子衍射技術(shù)(Electron Backscattering Diffraction, EBSD)表征焊縫各個(gè)典型位置的顯微組織演變，包括各位置的晶粒尺寸、動態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)、晶體取向差分布和織構(gòu)演化等；采用掃描電鏡(Scanning Electron Microscope, SEM)觀察各位置的二次析出相分布。

圖2為7075-T6鋁合金基材的微觀組織圖。由圖2(a)可見，基材主要由粗大的板條狀組織組成，部分板條組織間分布著少量的長條形顆粒。從圖2(b)中可以發(fā)現(xiàn)，基材中原始粗大的析出強(qiáng)化相顆粒沿著軋制方向整齊分布，此為典型的軋制態(tài)組織。

圖1 焊縫橫截面形貌Fig.1 Cross-section of weld

圖2 基材的微觀組織圖Fig.2 Microstructure of base material

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 晶粒尺寸

圖3為沿焊縫厚度方向上焊核中心區(qū)的顯微組織，其測量位置分別對應(yīng)圖1中的A、B、C、D、E區(qū)。由圖3可見，焊核中心區(qū)的組織均由細(xì)小的等軸晶晶粒組成。但是，晶粒尺寸呈現(xiàn)明顯地不均勻分布。對比圖3發(fā)現(xiàn)，隨著距焊縫上表面距離的增加，焊核中心區(qū)的晶粒尺寸呈逐漸增大的趨勢。但是，距焊縫上表面4 mm處的晶粒尺寸卻最小；而距上表面最近的軸肩影響區(qū)內(nèi)的晶粒尺寸反而比它略大些；而焊縫底部位置的晶粒尺寸最大，結(jié)果分別如圖3(a)、3(b)和3(e)所示。

為了定量分析沿焊縫板厚方向上焊核中心區(qū)不同位置的顯微組織差異，將各個(gè)典型位置的晶粒尺寸進(jìn)行了定量的統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖4所示。

圖3 沿焊縫中心不同厚度方向上的晶粒尺寸Fig.3 Grain size of different positions in weld center along thickness direction

圖4 焊縫中心平均晶粒尺寸Fig.4 Average grain sizes in the weld center

由圖4可見，距焊縫上表面4 mm處的晶粒尺寸最小，約為7.8 μm，而焊縫底部晶粒尺寸最大，達(dá)18.6 μm。從焊縫上表面到焊縫底部，焊核中心區(qū)的晶粒整體呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢。

分析認(rèn)為，在攪拌摩擦焊接過程中，母材金屬經(jīng)歷了劇烈地?cái)嚢韬秃附訜嵫h(huán)作用，使得母材原始的板條狀組織破碎、溶解，隨后發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶[19]，形成了細(xì)小的等軸晶組織。而焊核中心區(qū)各個(gè)位置處的晶粒尺寸差異主要與焊縫上、下部金屬所受的作用力和溫度不均勻性有關(guān)。對厚板FSW而言，沿板厚方向從上到下焊縫金屬所受的溫度和攪拌頭作用力是逐漸降低的[12,20]。焊縫上部金屬所受的攪拌頭攪拌作用力更大、峰值溫度更高、高溫停留時(shí)間更長，母材金屬發(fā)生了充分地動態(tài)再結(jié)晶，晶粒尺寸更加細(xì)小。而焊縫底部金屬僅受攪拌針作用，攪拌力較小，且此處金屬的峰值溫度更低，母材金屬未發(fā)生充分地動態(tài)再結(jié)晶，導(dǎo)致從上到下焊核中心區(qū)的晶粒尺寸呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢。而最表層1 mm軸肩影響區(qū)內(nèi)的晶粒尺寸比4 mm處的大，這是由于軸肩影響區(qū)內(nèi)金屬所承受的溫度最高，受高溫作用影響，經(jīng)FSW后所形成的細(xì)小等軸晶晶粒發(fā)生了明顯地長大。

2.2 動態(tài)再結(jié)晶

采用EBSD技術(shù)掃描各典型區(qū)域后，使用專用的CHANNEL 5分析軟件處理數(shù)據(jù)，以獲取實(shí)驗(yàn)結(jié)果。圖5表示焊核中心區(qū)不同位置處的金屬動態(tài)再結(jié)晶分布情況。圖5中的藍(lán)色區(qū)域?yàn)榻饘賱討B(tài)再結(jié)晶區(qū)；紅色區(qū)域?yàn)樽冃螀^(qū)；黃色區(qū)域則為基材區(qū)。由圖5可見，從焊縫上部至下部方向，焊核中心區(qū)的金屬發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶程度逐漸減小，而發(fā)生塑性變形程度逐漸增大。其中，圖5(a)中的藍(lán)色區(qū)域面積最大，表示此處金屬發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶程度最高；而圖5(e)中的藍(lán)色區(qū)域面積最小，金屬發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶程度最低。

圖5 沿焊縫中心不同厚度方向上的動態(tài)再結(jié)晶分布Fig.5 Dynamical recrystallization distribution along different weld thickness directions

為了定量表征焊核中心區(qū)各個(gè)位置處的金屬發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的情況，對各個(gè)典型位置金屬的動態(tài)再結(jié)晶、變形及基材分?jǐn)?shù)分別進(jìn)行了詳細(xì)統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖6所示。由圖6可見，焊核中心區(qū)上部1 mm處金屬的動態(tài)再結(jié)晶程度最高，達(dá)90.4%；未變形的基材金屬含量最低，為3.5%。而底部19 mm處金屬的動態(tài)再結(jié)晶程度最低，僅為57.5%；未變形的基材金屬含量最高，達(dá)15.1%。

圖6 動態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)Fig.6 Fraction of dynamical recrystallization

在FSW焊接過程中，母材金屬在攪拌頭攪拌和高溫作用下發(fā)生了劇烈的塑性變形，原始粗大的板條狀組織轉(zhuǎn)被剪切、破碎，形成大量的晶核，隨后發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的等軸晶。在焊核區(qū)上部，受攪拌頭軸肩和攪拌針的雙重作用，金屬經(jīng)歷了更大的攪拌力、更高的峰值溫度和更長的高溫停留時(shí)間，導(dǎo)致金屬發(fā)生更充分地動態(tài)再結(jié)晶，所以其動態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)最高，而基材含量最低。隨著厚度的增加，攪拌頭軸肩的作用效果逐漸降低至消失，對焊縫底部的金屬而言，僅經(jīng)受了攪拌針端部攪拌力作用，金屬的塑化程度明顯降低，且溫度較低，導(dǎo)致金屬發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶程度顯著下降，動態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)最低。

2.3 晶體取向差

圖7表示沿焊縫厚度方向上焊核中心區(qū)不同位置處的晶體取向差分布。由圖7可見，焊核中心區(qū)主要以大角度晶界(>15°)分布為主，且隨著厚度的增加，中心區(qū)的大角度晶界呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢。統(tǒng)計(jì)得出，中心區(qū)各個(gè)典型位置的大角度晶界含量分別為90.9%、87.9%、86.3%、82.3% 和80.1%，即在中心區(qū)頂部大角度晶界分布最多，而在底部大角度晶界分布最低，但都明顯高于軋制態(tài)母材中的含量。此外，焊核中心區(qū)各個(gè)位置處的大角度晶界分布呈先增大后減小的趨勢，在45°左右時(shí)達(dá)到最大值。

由此表明，在攪拌摩擦焊接過程中，焊核區(qū)金屬在劇烈的攪拌變形和高溫作用下發(fā)生了明顯地動態(tài)再結(jié)晶，導(dǎo)致中心區(qū)小角度晶界含量顯著減少，而大量的新的大角度晶界產(chǎn)生。另外，各個(gè)位置的大角度晶界含量不同則與各處金屬所經(jīng)歷的應(yīng)變率和溫度有關(guān)[21]。在焊核區(qū)頂部金屬所經(jīng)受的應(yīng)變率和溫度更高，導(dǎo)致此處有更多的位錯(cuò)堆積在新生成的亞晶晶界周圍，使得由小角度晶界向大角度晶界轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力增加[22]，新產(chǎn)生的大角度晶界含量較中下部的更多。

圖7 沿焊縫中心不同厚度方向上的晶體取向差Fig.7 Misorientation angle distribution along different weld thickness directions

2.4 織構(gòu)演化

圖8為焊核中心區(qū)各個(gè)典型位置測試獲得的{100}、{110}和{111}極圖。由圖8可見，沿焊縫厚度方向上各典型位置處的極密度最大值分別為2.33、2.54、3.14、3.35和3.5，呈現(xiàn)一個(gè)逐漸增大的趨勢。與母材的極密度最大值14.8相比[23]，焊核中心區(qū)的極密度顯著減小。

從上述結(jié)果可知，經(jīng)過攪拌摩擦焊接后，焊核中心區(qū)并沒有形成強(qiáng)取向。分析認(rèn)為，這是因?yàn)樵诤负酥行膮^(qū)的焊縫金屬發(fā)生了劇烈的塑性變形，并在剪切和高溫作用下發(fā)生了明顯的動態(tài)再結(jié)晶，生成了新的等軸晶晶粒。原始的母材軋制態(tài)組織遭到了嚴(yán)重的破壞，且新生成的等軸晶晶粒隨著塑性變形而發(fā)生轉(zhuǎn)動的程度顯著減小，導(dǎo)致在焊核中心區(qū)無法形成有序的、聚集的強(qiáng)取向，其極密度明顯減小。此外，沿焊縫厚度方向上的極密度逐漸降低，這是由于不同位置金屬所承受的攪拌頭剪切力和溫度有關(guān)。隨著厚度的增加，焊縫金屬所受的剪切力和溫度逐漸減小，金屬發(fā)生塑性變形程度逐漸降低，焊核中心區(qū)內(nèi)被保留下來的原始母材織構(gòu)隨之增多(如圖6中焊核中心區(qū)內(nèi)的未變形金屬含量隨厚度增加而逐漸增多)，導(dǎo)致極密度最大值逐漸增多。

圖8 沿焊縫厚度方向上焊核中心區(qū)極圖Fig.8 Pole figures in NZ measured along different weld thickness directions

2.5 二次析出相分布

圖9為焊核中心區(qū)各個(gè)典型位置處的二次析出相分布圖,圖中白色顆粒為二次析出相顆粒。由圖9可見，隨著厚度的增加，焊核中心區(qū)的二次析出相顆粒尺寸呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢；而二次析出相顆?？傮w數(shù)量卻逐漸減少。其中，位于中心區(qū)上部4 mm處的二次析出相顆粒尺寸最?。坏撞?9 mm處的二次析出相顆粒尺寸最大，二次析出相顆?？傮w數(shù)量最少；位于焊縫最頂部1 mm位置處的二次析出相顆?？傮w數(shù)量最多，但有些二次析出相顆粒尺寸比4 mm處的大，表明此處部分新析出的細(xì)小二次析出相顆粒發(fā)生了一定程度的長大。

分析認(rèn)為，在攪拌摩擦焊接過程中，7075鋁合金母材中主要強(qiáng)化相η相、S相和T相發(fā)生了溶解，形成了以η相為主的細(xì)小的二次析出強(qiáng)化相[20,24]，如圖9中彌散分布的白色顆粒。而二次析出強(qiáng)化相尺寸和數(shù)量則與金屬所經(jīng)歷的攪拌作用力和溫度場分布有關(guān)。在焊核中心區(qū)上部金屬所經(jīng)歷的攪拌剪切力最大，溫度最高，內(nèi)部強(qiáng)化相發(fā)生了充分的二次析出，形成了細(xì)小、彌散的二次析出強(qiáng)化相顆粒，且二次析出強(qiáng)化相顆粒數(shù)量最多。在焊縫底部，金屬所承受的剪切力最小，塑性變形程度較低，大量未被破碎的原始強(qiáng)化相顆粒被保留下來，如圖9(e)中尺寸較大的白色顆粒，且底部溫度較低，強(qiáng)化相析出不充分，二次析出強(qiáng)化相顆粒數(shù)量最少。

圖9 不同厚度方向上焊縫中心區(qū)二次析出相分布Fig.9 Distribution of re-precipitated phases in NZ along different weld thickness directions

3 結(jié) 論

1) 焊核中心區(qū)發(fā)生了明顯的動態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小的等軸晶晶粒。隨著厚度的增加，等軸晶晶粒尺寸呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢，其中焊核區(qū)上部的晶粒尺寸最小，僅為7.8 μm；底部的晶粒尺寸最大，達(dá)18.6 μm；而動態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)則呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢，從上部最大值的90.4%減小至底部最小值的57.5%。

2) 焊核中心區(qū)主要以大角度晶界分布為主，且隨著厚度的增加，中心區(qū)典型位置處的大角度晶界呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢。而每一個(gè)位置處的大角度晶界分布呈先增大后減小的趨勢，且在45°左右時(shí)達(dá)到最大值。此外，焊核中心區(qū)并沒有強(qiáng)取向組織產(chǎn)生。

3) 焊核中心區(qū)主要以細(xì)小、彌散的二次析出強(qiáng)化相η相為主，且二次析出強(qiáng)化相顆粒尺寸隨厚度的增加而呈逐漸增大的趨勢，但顆?？傮w數(shù)量卻呈相反的趨勢變化。