不同接頭形式6061-T6鋁合金攪拌摩擦焊界面遷移特點及性能差異

李文曉，范美華，徐曉霞，蒲 炯，張 磊，胡 霞

(航天工程裝備(蘇州)有限公司,江蘇 蘇州 215200)

攪拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)是1991年英國焊接研究所(the welding institute,TWI)發(fā)明的一種主要用于輕合金的新型固相焊接技術(shù)[1]。相較于傳統(tǒng)熔化焊，F(xiàn)SW焊接時不填絲、無須保護氣體，不產(chǎn)生輻射、飛濺及弧光，焊后變形小，組織均勻細化，不易產(chǎn)生氣孔、氧化等缺陷，焊縫成形美觀且綜合力學(xué)性能較佳，已廣泛用于軌道交通、汽車、航空航天和船舶等領(lǐng)域[2-6]。

FSW可進行多種接頭形式的連接，目前在實際工程中應(yīng)用最多的接頭形式為對接和搭接。國內(nèi)外已對FSW對接接頭的焊接工藝、缺陷、組織和力學(xué)性能進行大量研究[7-8]，但FSW搭接接頭的相關(guān)研究較少。FSW搭接接頭可以替代傳統(tǒng)鉚接結(jié)構(gòu)，減重、提高生產(chǎn)效率，在航空領(lǐng)域有廣闊的應(yīng)用前景，受到航空制造領(lǐng)域的廣泛關(guān)注。與對接接頭不同，在進行FSW搭接焊接時，在焊接接頭邊緣的搭接界面處，極易產(chǎn)生類似裂紋的弱連接區(qū)域，應(yīng)力集中嚴重，顯著降低搭接接頭的抗拉強度與疲勞強度。

接頭形式是FSW工程化應(yīng)用過程中首先要考慮的問題，對FSW的產(chǎn)品設(shè)計及性能優(yōu)化有重要的指導(dǎo)意義。但何種接頭形式最有利于FSW的運用，最能發(fā)揮出FSW的優(yōu)勢，行業(yè)內(nèi)始終沒有確切的定論。本試驗采用不同接頭形式對6061-T6鋁合金進行FSW焊接，研究兩種接頭成形及力學(xué)性能的差異，為FSW技術(shù)在新興行業(yè)的工程化應(yīng)用提供試驗數(shù)據(jù)支持。

1 試驗方法

試驗材料為6061-T6鋁合金中空型材，壁厚為2 mm，型材厚度為10 mm，化學(xué)成分如表1所示。

表1 6061-T6鋁合金型材化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical composition of 6061-T6 aluminum alloy profile(wt/%)

在航天工程裝備(蘇州)有限公司制造的二維FSW設(shè)備上進行焊接試驗，攪拌頭軸肩直徑為12 mm，攪拌針針端直徑3.5 mm，針長3 mm。試驗中對接FSW直接在總厚度為10 mm的6061-T6鋁合金型材上進行，搭接FSW在上述對接型材板上保留上下面壁板進行。焊接過程如圖1所示。

圖1 不同接頭形式的攪拌摩擦焊接示意圖 Fig.1 Schematic diagram of friction stir welding of different joint forms

焊后按照ISO25239-4進行宏觀檢測。采用OLYMPUS-SZ61體式顯微鏡觀察焊接接頭橫截面。對焊接接頭進行陽極覆膜，然后采用OPTEC-MDS400倒置金相顯微鏡對焊接接頭各個區(qū)域進行觀察。按照GB/T 2654-2008進行硬度試驗，通過Wilson-Wolpert 401MVD顯微維氏硬度計測試焊接接頭橫截面的顯微硬度，測試加載載荷為1 N，加載時間為10 s，從焊縫中心向兩側(cè)母材方向測定，硬度點間距為1 mm，硬度測量范圍包含焊縫所有區(qū)域。按照GB/T2651-2008用AG-XPLUS 100 kN電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，加載速率為5 mm/min。試驗工藝參數(shù)如表2所示。

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding process parameters

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭成形差異

焊后接頭橫截面形貌如圖2所示。由圖2可知，焊接接頭宏觀形貌呈現(xiàn)明顯的“U”形，由母材區(qū)(BM)、熱影響區(qū)(HAZ)、熱機影響區(qū)(TMAZ)和焊核區(qū)(NZ)組成。由圖2a可看出，對接接頭焊核區(qū)存在一條明顯的“S”形的黑色折線，此線是由于氧化層在焊接過程中被攪拌針攪碎后不能與母材結(jié)合在一起而產(chǎn)生的缺陷[7-8]。圖2a中接頭上部“S”線沿前進側(cè)(advancing side,AS)方向延伸，偏移焊縫中心線3.87 mm；接頭下部“S”線沿后退側(cè)(retreating side, RS)方向延伸，偏移焊縫中心線1.15 mm。在垂直方向上，焊縫底部受攪拌針攪拌旋轉(zhuǎn)作用，在攪拌區(qū)底部與未焊接區(qū)域間存在弱結(jié)合缺陷，即因界面變形而產(chǎn)生類似裂紋狀的未焊區(qū)。

由圖2b可看出，焊核區(qū)內(nèi)部材料結(jié)合較好；在搭接面水平方向上，能夠清晰地看到焊核區(qū)與非焊核區(qū)之間的界面均存在變形遷移。在AS一端，熱機影響區(qū)內(nèi)原界面向下發(fā)生變形遷移形成Hook缺陷，偏移高度為0.16 mm，焊核區(qū)內(nèi)原界面向下發(fā)生變形遷移形成“S”線；在RS一端，焊核區(qū)內(nèi)原界面在攪拌針的攪拌作用下，并未完全打碎融入焊縫組織內(nèi)，而是在強烈的攪拌作用下，界面向上偏移，原界面向上發(fā)生變形遷移形成冷搭接缺陷，偏移高度為0.45 mm，寬度為1.73 mm。

圖2 不同接頭形式的宏觀組織形貌Fig.2 Macrostructures of different joint forms

圖3為對接、搭接接頭在圖2中a、b、c處高倍組織。由圖3a可看出，“S”線在焊核區(qū)上部因軸肩和攪拌針的攪拌作用發(fā)生劇烈塑性變形，此處“S”線的來源除對接面氧化物外還包括軸肩面的氧化物，因此“S”線比圖3b和3c更明顯。由圖3b可看出，在焊核區(qū)中部因受到攪拌針攪拌作用明顯，“S”線呈斷續(xù)狀態(tài)。由圖3c可看出，“S”線從對接界面未焊接區(qū)域一直延伸至焊核區(qū)，呈連續(xù)分布。在焊核區(qū)，攪拌針底部熱量較低，對接面上的氧化物未能被完全打碎，形成比較明顯的鋸齒狀特征。在TMAZ區(qū)，對接界面受攪拌針攪拌作用與焊接熱循環(huán)作用，使得位于底部TMAZ區(qū)的界面發(fā)生明顯的彎曲變形。

圖3 圖2中不同接頭形式a、b、c處放大的組織形貌Fig.3 Enlarged structure morphology of different joint forms of locations a,b and c in Fig.2

由圖3d可看出，在TMAZ處，搭接界面受攪拌針攪拌作用與焊接熱循環(huán)作用，使得搭接界面發(fā)生明顯的彎曲變形，形成不同形態(tài)的Hook缺陷與冷搭接缺陷，在AS側(cè)，材料受到攪拌針的作用向下流動，所以AS側(cè)Hook缺陷向下偏移，結(jié)束于AS側(cè)焊核區(qū)。這是因為Hook缺陷是原始搭接界面遷移形成的，焊核區(qū)受到攪拌針劇烈的攪拌作用，hook缺陷消失。從圖3f可看出，在RS側(cè)，材料向上流動，RS側(cè)Hook缺陷向上偏移，與內(nèi)部冷搭接缺陷相連，冷搭接缺陷向左一直延伸至焊縫內(nèi)部后，受到NZ內(nèi)部強烈攪拌作用消失。

2.2 不同接頭形式硬度對比

不同接頭的顯微硬度分布曲線如圖4所示。由圖4可知，接頭硬度均呈“W”形分布，母材硬度最高，隨著到NZ區(qū)距離的減小，接頭硬度不斷變小，直至熱影響區(qū)硬度達到最小，到焊核區(qū)硬度開始升高，約為55 HV。這是因為在攪拌摩擦焊接過程中，NZ焊接時受攪拌針攪拌作用發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，晶粒細小但強化相溶解，后一處焊縫對前一處相當于時效作用，強化相析出，使NZ的顯微硬度略低于母材的。TMAZ雖受到攪拌針攪拌作用與焊接熱循環(huán)，但攪拌作用比不上NZ的，發(fā)生回復(fù)作用，強化相聚集、粗化，使TMAZ的顯微硬度較NZ的有所降低。HAZ受到熱循環(huán)作用，強化相部分溶解、尺寸增加，導(dǎo)致組織過時效、晶粒粗化，硬度降低。RS側(cè)的材料軟化程度比AS側(cè)的更明顯，因此在RS側(cè)熱影響區(qū)硬度最小，約為47 HV。

圖4 不同接頭形式的顯微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution of different joints

比較兩種接頭的顯微硬度，相比母材，硬度均出現(xiàn)一定程度的軟化，且在焊核區(qū)硬度最高。而在TMAZ與HAZ，尤其是在HAZ，搭接接頭的硬度相對較低，軟化程度高。這是由于相同參數(shù)下，對接接頭存在裝配間隙和錯邊，客觀上減少了焊接熱輸入；而搭接接頭不存在裝配問題，熱輸入相對較大，接頭軟化也更明顯。

2.3 不同接頭形式力學(xué)性能對比

不同焊接接頭的橫向力學(xué)性能如表3所示。從表3可知，對接接頭的平均抗拉強度為188 MPa，約為母材強度的78%；搭接接頭的平均抗拉強度為80 MPa，約為母材強度的33%。

表3 不同焊接接頭形式的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of different welded joint forms

6061-T6鋁合金不同接頭形式下焊后拉伸照片如圖5所示。

圖5 兩種典型的斷裂接頭宏觀形貌Fig.5 Macro morphologies of two typical fracture joints

由圖5可知，對接接頭斷裂位置在RS側(cè)熱影響區(qū)硬度最小處，搭接接頭斷裂位置位于搭接區(qū)并非在硬度最小處。由圖5a可看出，對接接頭拉伸過程中受到的是正應(yīng)力，斷口處存在縮頸現(xiàn)象，斷裂位置在RS側(cè)熱影響區(qū)，并非在“S”線處。這是因為6061-T6鋁合金為熱處理強化鋁合金，熱影響區(qū)出現(xiàn)明顯軟化現(xiàn)象，成為對接接頭薄弱部位。由圖5b可知，搭接接頭在進行拉伸試驗時受到剪切力，接頭兩側(cè)對接面發(fā)生明顯的翹曲變形，斷裂位置位于搭接面。搭接接頭斷裂微觀形貌如圖6所示。接頭由于界面存在Hook缺陷及冷搭接缺陷，在拉伸過程中受力使得裂紋從RS側(cè)搭接界面沿Hook缺陷及冷搭接缺陷向焊縫內(nèi)部擴展，成為主導(dǎo)焊縫失效的裂紋源，當裂紋擴展到焊核區(qū)AS側(cè)時，內(nèi)部區(qū)域所在截面的應(yīng)力不斷增加，當材料承受不住拉伸載荷時，試樣斷裂。從圖6中可以看出，AS側(cè)裂紋未沿著Hook缺陷方向擴展，這表明搭接接頭力學(xué)性能受RS側(cè)Hook缺陷及冷搭接缺陷的影響較大，與接頭軟化關(guān)系不大。

圖6 搭接接頭的斷裂微觀形貌Fig.6 Macro fracture morphologies of tap joints

對接接頭拉伸斷口宏觀及指定區(qū)域的SEM形貌照片如圖7所示。由圖7a可看出，斷口為典型的纖維狀，形貌較平整，色澤灰暗，未發(fā)現(xiàn)結(jié)晶顆粒，斷口邊緣存在輕微塑性變形，形成不完整的剪切唇。由圖7b可看出，斷口中心發(fā)現(xiàn)大量明顯的大小不一、深淺不同的韌窩，且韌窩尺寸較大，韌窩周圍存在較薄的撕裂棱。在拉伸過程中，斷口表面應(yīng)力使垂直于主應(yīng)力的接頭中心處形核的纖維空隙向四周均勻長大，最終形成等軸的韌窩[7-8]，屬于韌性斷裂。

圖7 對接接頭拉伸斷口宏觀及SEM照片F(xiàn)ig.7 Macro and SEM photos of the tensile fracture of the butt joint

搭接接頭拉伸斷口SEM形貌如圖8a所示，斷口呈明顯的三層組織形貌。由圖8b可知，位置a處的焊縫斷口形貌呈條帶狀，斷口平整沒有發(fā)生劇烈變形，無明顯韌窩特征。由圖8c中可以看出，位置b處可以發(fā)現(xiàn)粗大的“螺旋體”，“螺旋體”是由于材料縱向流動性不充分導(dǎo)致的，斷口韌窩為拉伸狀，韌窩小而且淺。圖8d可看出，因在焊縫兩側(cè)受到剪切應(yīng)力，在靠近裂紋的c處焊縫中也發(fā)現(xiàn)明顯的條狀，局部之間存在大小不一的韌窩，斷口特征為韌、脆混合性斷口[11]。

圖8 搭接接頭拉伸斷口宏觀及SEM照片F(xiàn)ig.8 Macro and SEM photos of the tensile fracture of the lap joints

3 結(jié) 論

1)焊接條件一定時，對接與搭接接頭宏觀形貌均呈“U”形，無明顯差異。對接接頭焊核區(qū)有明顯的“S”線，焊縫底部焊接區(qū)域與未焊區(qū)域存在弱結(jié)合缺陷；搭接接頭AS側(cè)TMAZ原界面向下變形遷移形成Hook缺陷，NZ原界面向下變形遷移形成“S”線，RS側(cè)NZ原界面向上變形遷移形成冷搭接缺陷。

2)兩種焊接接頭的硬度均呈“W”形分布，搭接接頭的軟化程度比對接接頭的稍嚴重。

3)對接、搭接接頭橫向平均抗拉強度分別為188 MPa和80 MPa。對接接頭斷裂位置在RS側(cè)熱影響區(qū)硬度最小處，并非在“S”線處；搭接接頭斷裂位置在搭接處，并非在接頭硬度最小處，裂紋沿著冷搭接缺陷及Hook缺陷擴展。

4)對接接頭拉伸斷口屬于韌性斷裂，搭接接頭拉伸斷口屬于韌、脆混合型斷裂。