高效节能、安全环保是现代交通运输业、航空航天等领域的主要发展方向,轻量化是实现上述目标的重要途径之一。铝合金具有高的塑性、大的比强度、良好的耐腐蚀性能等特点,被广泛应用到船舶、汽车、轨道交通、飞机等交通工具,特别是通用飞机和无人机。在结构刚度和强度满足的条件下,薄壁铝合金结构件可明显减轻重量,提升飞行能力。传统的加工方式均采用铆接或熔焊。采用铆接加工,制造工艺复杂,成本高且不利于结构减重^[1]。采用熔焊,接头常常会出现热裂纹、气孔以及焊后较大的残余应力与变形等缺陷^[2,3]。

搅拌摩擦焊接(friction stir welding,FSW)是英国焊接研究所(the welding institute,TWI)于1991年发明的一种新颖而具有潜力的固相焊接方法。与传统铝合金连接技术相比,FSW热量仅仅使被焊材料达到塑性状态,可有效避免熔焊的冶金缺陷及大的应力应变,且焊接过程无需任何添加材料,可在很大程度上减轻结构件重量^[4,5]。目前,铝合金FSW接头组织与性能方面的研究多集中在2 mm及以上板厚的常规转速^[6~10]。研究者对1 mm厚6016-T4^[11]、5182-H111^[12]、5182-H111/6016-T4^[13]同质或异质铝合金搅拌摩擦对接焊工艺的研究,揭示了搅拌头轴肩几何形状和工艺参数对塑性金属流动、接头微观组织和力学性能的影响规律。Scialpi等^[14~16]分别以1.5 mm厚6082-T6和0.8 mm厚2024-T3与6082-T6铝合金为研究对象,探讨了搅拌头几何形貌和工艺参数对对接接头微观组织形貌与力学性能的影响。Murr等^[17]利用透射电镜(TEM)技术对400 r/min转速下0.6 mm厚6061铝合金FSW接头析出相分布和微观组织进行了研究。赵慧慧等^[18]报道了LF3铝合金薄板高转速(25000 r/min)搅拌摩擦搭接焊接头微观组织和温度场分布特征。截至目前,尚未见有关高转速对铝合金薄板FSW对接接头微观组织与力学性能影响规律与机理方面的详细报道。

本工作主要探讨了6061-T6铝合金薄板的高转速FSW工艺,揭示高转速对铝合金薄板对接接头微观组织和力学性能的影响规律与机理,以期为高转速FSW技术的工程应用提供理论与实践指导。

1 实验方法

实验材料为0.8 mm厚的6061-T6铝合金板材。采用FSW-TS-F08-DZ 微型台式高转速搅拌摩擦焊机沿母材轧制方向施焊。搅拌头由H13模具钢加工而成,其主要由三螺旋线型沟槽轴肩和圆锥形搅拌针组成,针长0.65 mm。搅拌头垂直被焊板材对接面沿顺时针方向无倾角施焊,具体焊接装置及拉伸试样取样如图1所示。焊接参数分别为：高转速焊接时,固定焊速1500 mm/min,转速分别采用7000、8000、9000、10000和11000 r/min;常规转速焊接时,焊速300 mm/min,转速2000 r/min。

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图1   6061-T6铝合金薄板搅拌摩擦焊(FSW)示意图及拉伸试样取样图

Fig.1   Schematic of 6061-T6 friction stir welding (FSW) device (a), pin tool (b) and tensile specimen (c) (RS—retreating side, AS—advancing side, unit: mm)

焊后沿垂直于焊接方向截取微观组织观察试样,采用5%的氢氟酸水溶液(5 mL HF+95 mL H₂O)浸蚀金相试样,时间2 min。采用MG3光学显微镜(OM)观察焊缝区结合界面形貌及微观组织特征。

采用VEGA3LMU扫描电子显微镜(SEM)及自带的电子背散射衍射(EBSD)系统和Tecnai G² F30透射电子显微镜(TEM)分别观察对接接头拉伸断口形貌、焊缝区再结晶以及析出相分布特征。EBSD试样经机械磨抛后,采用高氯酸无水乙醇溶液(50 mL HClO₄+950 mL C₂H₅OH)进行电解抛光,电压55 V,抛光时间15 s。TEM样品采用机械减薄后电解双喷减薄(25 mL HClO₄+475 mL C₂H₅OH)所得。采用HMV-2型显微硬度计沿横向测试对接接头横截面中心线位置处的显微硬度分布曲线,加载载荷1.96 N,保压时间15 s。在INSTRON 3382材料万能试验机上进行对接接头拉伸性能测试,拉伸速率为1 mm/min。

2 实验结果与分析

2.1 焊缝宏观成型

图2所示为不同转速下,6061-T6铝合金薄板FSW焊缝表面宏观形貌。由图可见,焊缝表面整体成型较好,飞边小且表面无沟槽和裂纹等缺陷。与常规转速相比,高转速FSW时,搅拌头转速和焊速均增加,且转速对产热影响更大,转速增加焊接热输入增大^[19,20]。在高转速FSW时,紧邻搅拌头轴肩的热塑性材料塑化程度高,在搅拌头高速旋转前进时易在表面形成粘连,最终在搅拌头后方形成表面弧纹较常规FSW模糊且伴有较多毛刺的成型特征。

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图2   不同转速下6061-T6铝合金薄板FSW焊缝表面成型宏观形貌

Fig.2   Surface morphologies of 6061-T6 FSW joints obtained at rotational speeds of 2000 r/min (a) and 8000 r/min (b)

2.2 焊缝微观组织

图3所示为不同转速下对接接头宏观形貌。由图可见,常规转速(图3a)和高转速(图3b)下,接头焊缝区均发生轻微减薄,高转速条件下焊缝区部分较母材基体整体发生轻微的挤压变形。焊缝区均存在明显的Zigzag结合界面,结合界面由初始板材中心对接位置发生弯曲变形,由板材底部向顶部逐渐偏离至后退侧一侧,而在紧邻焊缝上表面区域初始接触界面消失。高转速下,结合界面偏离至后退侧的距离远大于常规转速。焊接接头由母材区(base material,BM)和焊缝区组成,其中焊缝区又由热影响区(heat affected zone,HAZ)、热力影响区(thermo-mechanical affected zone,TMAZ)和焊核区(nugget zone,NZ)组成。热影响区由粗化的等轴晶组成(图4a和d),热力影响区由被拉长的变形晶粒和部分等轴晶组成(图4b和e),焊核区组织呈细小的等轴晶(图4c和f)。高转速FSW下,热影响区和热力影响区之间不存在明显的分界线(图3b),且焊缝区长条状或针状β-Mg₂Si、圆形S相(Al₂CuMg)和矩形Al₈Fe₂Si等析出相数量明显多于常规转速,如图5所示。

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图3   不同转速下6061-T6铝合金薄板FSW接头宏观形貌

Fig.3   Morphologies of 6061-T6 FSW joints obtained at rotational speeds of 2000 r/min (a) and 8000 r/min (b) (BM—base material, HAZ—heat affected zone, TMAZ—thermo-mechanical affected zone, NZ—nugget zone)

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图4   不同转速下6061-T6铝合金FSW接头微观组织

Fig.4   Microstructures of 6061-T6 FSW joints corresponding to areas of HAZ (a, d), TMAZ (b, e), and NZ (c, f) at 2000 r/min (a~c) and 8000 r/min (d~f)

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图5   不同转速下6061-T6铝合金FSW接头析出相形貌及分布明场像

Fig.5   Bright field TEM images of precipitated phases morphology and distribution of HAZ (a, c) and NZ (b, d) obtained at 2000 r/min (a, b) and 8000 r/min (c, d), respectively

FSW过程中,焊缝区金属在摩擦热和塑性变形热的共同作用下发生软化,热塑性金属在搅拌头旋转摩擦剪应力作用下发生旋转流动。初始接触界面在搅拌头搅拌破碎及相邻塑性金属流动剪切力的破碎作用下,随塑性金属由前进侧绕流至后退侧并在其后方沉积。这样在焊缝区后退侧形成了Zigzag结合界面。

FSW时的热输入可用下式表示^[19]：

Q=23π(δτ+(1-δ)μp)×ω(Rs3-Rp3)⋅

1+tanα)+Rp3+3Rp2Hp)(1)

式中,Q为热输入,δ为接触状态变量,τ为焊接温度下材料屈服应力,μ为摩擦系数,p为接触界面压力,ω为角速度,R_s为轴肩半径,R_p为搅拌针半径,α为轴肩内凹角度,H_p为搅拌针长度。

由式(1)可见,当其余焊接规范不变,FSW焊接过程的热输入将随搅拌头转速增加而增大。高转速FSW下,焊缝区热输入增加明显,使得被焊材料软化区域变宽,热塑性金属随搅拌头旋转流动的作用区域变大,热塑性金属由前进侧绕流回填至后退侧挤压成型过程中,将在焊缝区后退侧形成较大半径的挤压变形层,导致对接接头结合界面偏离焊核区中心位置的现象更加明显。此外,焊缝区热输入增加,接头温度分布梯度减小,热影响区和热力影响区过渡区域的组织趋于小梯度连续过渡^[21],在热影响区和热力影响区之间形成不明显的结合界面,如图4e所示。这是由于高转速下焊缝区发生了明显的动态再结晶(图6),且焊缝各区域再结晶组织在大的热循环作用下趋于连续过渡。从热影响区到焊核区的再结晶晶粒数量逐渐增加,变形晶粒逐渐减小,亚晶在焊核区和热力影响区略大于热影响区,如图7所示。FSW过程中,焊核区经历的热机搅拌作用最强、热力影响区次之。强烈的热变形作用使得焊核区形成大量的小角晶界,小角晶界迁移形成亚晶界,亚晶界在足够的热作用条件下又会发生长大和合并而形成再结晶晶粒^[21]。这样在焊核区就形成了以再结晶晶粒为主、亚晶次之、变形晶粒最少的晶粒分布特征(图7)。而在热力影响区,热变形作用减弱,部分变形晶粒通过动态再结晶形成再结晶晶粒,部分晶粒则通过形成小角度晶界及晶界迁移而形成亚晶,最终在热力影响区形成再结晶晶粒、亚晶和变形晶粒数量相当的晶粒分布特征(图7)。在热影响区,该区域仅经历了热循环作用,因此,该区域未发生再结晶,主要由基体的变形晶粒组成。再结晶晶粒、亚晶和变形晶粒在焊缝各区域的连续梯度过渡使得高转速FSW下焊缝各区域组织趋于均匀,结合界面不明显。

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图6   转速8000 r/min下6061-T6铝合金FSW接头不同区域(图3b)晶粒分布特征

Fig.6   Grain morphology maps of 6061-T6 FSW joints corresponding to Fig.3b(a) region 1 (NZ) (b) region 2 (TMAZ) (c) region 3 (HAZ)

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图7   图6中6061-T6铝合金FSW接头不同位置处晶粒分布

Fig.7   Fraction of different grain type in 6061-T6 FSW joints corresponding to Fig.6

对6xxx系可热处理铝合金FSW而言,析出相溶解与粗化过程主要受焊接热循环影响。研究表明,搅拌头转速超过900 r/min时,析出相溶解现象发生^[22]。采用高转速FSW工艺焊接6061-T6铝合金薄板时,高转速产生大的焊接热输入,使得焊缝区高温停留时间相对延长,焊缝区β-Mg₂Si、Al₂CuMg和Al₈Fe₂Si等析出相在加热阶段溶解充分;在随后的冷却阶段,析出相又重新大量析出,因此,高转速下焊缝区析出相数量明显多于常规转速,如图5所示。

2.3 接头显微硬度

图8为不同转速下,6061-T6铝合金薄板FSW对接接头沿焊缝区横截面显微硬度分布曲线。由图可见,对接接头显微硬度均呈“W”型分布,与其它可热处理强化铝合金FSW接头显微硬度分布相似^[23]。焊缝区显微硬度低于母材,硬度最低区出现在热力影响区与热影响区的过渡区域。由图可看出,高转速时,6061-T6铝合金薄板FSW焊缝区显微硬度明显升高,且沿横截面硬度分布均匀性提高。

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图8   不同转速下6061-T6铝合金FSW接头显微硬度分布

Fig.8   Microhardness distributions of 6061-T6 FSW joints along the transverse to the weld center

对于6061-T6可热处理铝合金而言,显微硬度与其组织中晶粒尺寸和析出相的几何形状、尺寸大小和分布等密切相关,且受长条状或针状析出相β-Mg₂Si影响较大^[24,25]。从图5可见,高转速下,6061-T6铝合金薄板FSW接头热影响区和焊核区长条状β-Mg₂Si、圆形S相(Al₂CuMg)和矩形Al₈Fe₂Si等析出相数量较常规转速FSW接头明显要多,尤其是长条状β-Mg₂Si和圆形S相(图5c和d),因而导致高转速下6061-T6铝合金薄板FSW接头焊缝区显微硬度值较常规转速FSW接头明显提高。热影响区析出相数量较焊核区多,然而显微硬度却略低于焊核区是因为焊核区发生了动态再结晶形成了细小的晶粒及高密度小角晶界,如图9所示,使得显微硬度有所回升。表明高转速FSW下,6061-T6铝合金薄板FSW焊缝区软化程度明显减轻。

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图9   转速8000 r/min下6061-T6铝合金薄板FSW接头焊核区晶界分布

Fig.9   EBSD grain-boundary maps showing the grain structure in the NZ of 6061-T6 FSW joint obtained at 8000 r/min

2.4 接头拉伸性能

表1为不同转速下6061-T6铝合金薄板FSW对接接头力学性能。由表可见,高转速下对接接头的拉伸性能均优于常规转速,均达到母材的80%及以上。焊速为1500 mm/min,搅拌头转速8000 r/min时,对接接头的整体拉伸性能最优,抗拉强度、屈服强度和延伸率分别达到母材的85.8%、73.0%和25.1%;当搅拌头转速达到11000 r/min时,焊接接头拉伸性能略有下降。对接接头拉伸试样均断裂在前进侧热力影响区与热影响区的过渡区域,如图10a所示。拉伸试样断口分析表明,高转速下断口整体形貌较平整(图10b),断口存在较大的剪切唇,剪切楞上分布着深浅不同的韧窝,焊接接头呈现准解理断裂特征。

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图10   转速8000 r/min下6061-T6铝合金FSW接头拉伸断口形貌

Fig.10   Fractographies of 6061-T6 FSW joint obtained at 8000 r/min after tensile test (a) and magnified morphologies of area A in Fig.10a (b) (Inset shows the fracture position)

通常情况下,进行铝合金薄板常规转速FSW时,由于散热速率快导致焊接热输入不足,焊缝区易形成弱连接缺陷^[26]。通过降低焊速增加焊接热输入以获得无缺陷焊接接头时,又会引起焊缝区严重软化(图8)。采用高转速FSW时,高转速对应快焊速,高转速保证了焊接热输入使析出相在加热阶段充分溶解,而快焊速加快了冷却速率,抑制了析出相在冷却阶段的析出和粗化过程,接头软化程度较常规转速明显减轻(图8),从而使高转速下6061-T6铝合金薄板FSW接头的抗拉强度达到常规转速时的1.26倍,具有更为优良的力学性能。

3 结论

(1) 实现了0.8 mm厚6061-T6铝合金薄板对接接头的高转速FSW焊接,焊缝成型美观,结合界面良好。8000 r/min、1500 mm/min时焊接接头力学性能最优,其抗拉强度可达301.8 MPa,约是常规转速的126.3%,为母材的85.8%。

(2) 6061-T6铝合金薄板高转速FSW接头焊核区主要由等轴再结晶晶粒和亚晶组成,热力影响区由等轴再结晶晶粒和亚晶以及被拉长的变形晶粒组成,热影响区主要由变形晶粒以及少量的再结晶晶粒和亚晶组成;接头各区域晶粒呈连续小梯度过渡。

(3) 6061-T6铝合金薄板高转速FSW接头焊缝区长条状β-Mg₂Si、圆形S相(Al₂CuMg)和矩形Al₈Fe₂Si析出相数量明显多于常规转速FSW接头,接头软化程度降低,显微硬度值较高,沿横截面硬度分布均匀性较好。

The authors have declared that no competing interests exist.