賀地求，羅 維，鄔紅光

（中南大學(xué) 現(xiàn)代復(fù)雜裝備設(shè)計與極端制造教育部重點實驗室，長沙410083）

60mm厚度6061－T6鋁合金板攪拌摩擦焊接接頭微觀組織與力學(xué)性能

賀地求，羅 維，鄔紅光

（中南大學(xué) 現(xiàn)代復(fù)雜裝備設(shè)計與極端制造教育部重點實驗室，長沙410083）

采用攪拌摩擦焊接方法對6061－T6鋁合金板進(jìn)行了60mm雙面對接焊實驗，研究了攪拌摩擦焊接接頭的微觀組織與力學(xué)性能，結(jié)果表明：焊縫區(qū)微觀組織沿厚度方向發(fā)生了不同程度的改變，焊接接頭強度達(dá)到218MPa，為母材強度的70%；焊接熱循環(huán)引發(fā)的金屬強化相 “重固溶”和“過時效”是接頭力學(xué)性能下降的重要原因，其中前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)為焊縫薄弱環(huán)節(jié)。

雙面攪拌摩擦焊；6061－T6鋁合金；微觀組織；力學(xué)性能

6061－T6鋁合金屬 Al－Mg－Si系可熱處理強化鋁合金，具有中等強度、良好的塑韌性、耐腐蝕性和擠壓性等優(yōu)點［1］。目前對于6061－T6鋁合金的焊接國內(nèi)外通常采用鎢極惰性氣體保護(hù)焊（Tungsten Inert Gas，TIG）和熔化極惰性氣體保護(hù)焊（Metal Inert Gas，MIG），但這些方法存在易產(chǎn)生焊接裂紋和氣孔、焊接變形大、焊縫力學(xué)性能不高等問題，大厚度的鋁合金焊接則更加困難［2］。與傳統(tǒng)熔化焊相比，攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW ）不存在熔化焊時的各種缺陷，焊縫成形好，綜合力學(xué)性能較高［2，3］。

近年來隨著工程技術(shù)要求的提高，大厚度鋁合金板在航空航天、航海以及軌道車輛等領(lǐng)域的應(yīng)用得到廣泛重視，鋁合金的厚板焊接開始成為研究的重點。隨著焊接厚度的增加，焊接難度越來越大，為了揭示厚板焊接的規(guī)律，本工作對60mm厚度6061－T6鋁合金板進(jìn)行了攪拌摩擦雙道焊接工藝實驗并對其焊縫成形、組織形態(tài)和力學(xué)性能進(jìn)行了分析。

1 實驗材料及方法

實驗用材料是厚度為60mm的6061－T6（固溶＋人工時效處理）鋁合金板，主要化學(xué)成分如表1所示。

表1 6061－T6鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Chemical composition of 6061－T6 aluminum alloy（mass fraction／%）

攪拌摩擦焊實驗在自行研制的攪拌摩擦焊試驗機上進(jìn)行，焊接形式為雙面對接拼焊。實驗用攪拌頭參數(shù)：軸肩直徑為34mm；攪棒直徑為14mm；攪棒長度為37mm。焊接時，攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)鉆入待焊板材接縫，當(dāng)攪拌頭軸肩壓實鋁合金板后，沿接縫前進(jìn)以完成焊接過程。焊接工藝參數(shù)：攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率為1000r／min，攪拌頭沿焊縫方向的焊接速率為80mm／min。成功焊接的鋁合金板如圖1所示。

圖1 60mm厚6061－T6鋁合金厚板焊接Fig.1 60mm－thick 6061－T6aluminum alloy plate welds

焊接后，采用線切割沿焊縫橫向截取試樣，在Instron 8802型電液伺服力學(xué)試驗機上進(jìn)行拉伸實驗；使用Model HV－10B型硬度計進(jìn)行硬度測試；對試樣進(jìn)行研磨拋光，采用Keller試劑（3mL硝酸，6mL鹽酸，6mL氫氟酸，150mL蒸餾水）腐蝕后在Leica DMI 5000M金相顯微鏡上觀察組織形貌；將試樣重新研磨拋光，采用0.5%氫氟酸作為腐蝕劑浸蝕10s［3］，在JEOL JSM－6360LV型掃描電鏡儀上觀察組織強化相分布。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 拉伸實驗及分析

在上述焊接工藝參數(shù)下得到厚度為60mm的6061－T6鋁合金厚板焊縫，力學(xué)性能如表2所示。在未經(jīng)過任何焊后熱處理時的平均抗拉強度達(dá)到了218MPa，斷后平均伸長率達(dá)到了16.81%，為母材的70%和129%，其中母材的抗拉強度、伸長率分別為310MPa和13%。

表2 6061－T6鋁合金焊縫的力學(xué)拉伸實驗數(shù)據(jù)Table 2 Mechanical properties of 6061－T6welds

拉伸試樣斷裂形貌如圖2所示，斷裂位置均發(fā)生在焊縫的前進(jìn)側(cè)，在試樣截面可見明顯雙“U”字型頸縮變形。

圖2 拉伸試樣斷裂形貌Fig.2 Tensile specimens fracture morphology

圖3為焊縫拉伸斷口形貌，圖3（a）為焊縫上部斷口形貌，可以看出焊縫斷口韌窩尺寸較小，而且較深，大小均勻，表現(xiàn)為穿晶韌性斷裂特征。圖3（b）為焊縫底部斷口形貌，可以看出韌窩底部第二相粒子剝離后留下的微坑，第二相又硬又脆，與基體變形差別很大，它們的存在對塑性十分不利，屬于包含第二相粒子的脆性與韌性的混合型斷裂。

圖3 焊縫拉伸斷口形貌 （a）焊縫上部；（b）焊縫底部Fig.3 Tensile fracture morphologies of FSW joint（a）apex of FSW joint；（b）base of FSW joint

2.2 試樣顯微硬度分析

在顯微硬度測試前需要對試樣進(jìn)行研磨和拋光，在逆光偏角度的情況下可以發(fā)現(xiàn)如圖4所示樣品截面攪拌摩擦雙道焊接區(qū)與母材的明顯界線，呈現(xiàn)上下對置的雙“U”字特征，其中底部倒“U”字為第一面焊接，上部正“U”字為第二面焊接。

圖4 6061－T6雙道焊接截面形貌Fig.4 Section morphology of the dual－FSW thick plate welds

采用Model HV－5型硬度計測試焊縫顯微硬度，加載力為3N，加載時間為15s，接頭橫截面顯微硬度分布曲線如圖5所示，硬度分布從熱影響區(qū)到焊核區(qū)硬度值都出現(xiàn)不同程度降低，上、中、下部硬度值均呈典型“W”特征分布，且“W”形波動幅度與范圍從上到下呈遞減趨勢。焊縫各厚度的硬度值最低點都出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)，結(jié)合圖2可以發(fā)現(xiàn)拉伸斷裂都發(fā)生在前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)周圍，說明焊縫此區(qū)域是焊接接頭強度較薄弱的位置。

圖5 焊縫顯微硬度分布Fig.5 Microhardness of FSW joint

2.3 焊縫的微觀組織

為了研究焊縫組織形貌和強化相分布與顯微硬度的關(guān)系以及微觀組織沿焊縫厚度方向的變化，如圖5所示選取4處硬度值較低的位置制作微觀組織試樣，分別位于焊縫上部和底部的焊核區(qū)以及前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)。

2.3.1 金相組織觀察及分析

焊縫橫截面的金相組織如圖6所示，圖6（a）為母材（Parent Material，PM）組織金相照片，母材呈軋制狀粗大晶粒；圖6（b）所示熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）組織發(fā)生一定的長大粗化，與母材沒有明顯區(qū)別；圖6（c），（d）分別為焊縫上部和底部的焊核區(qū)（Weld Nugget Zone，WNZ），其中焊縫上部的焊核區(qū)組織晶界連續(xù)閉合，晶粒較小，焊縫底部的焊核區(qū)組織的晶界不連續(xù)，晶粒尺寸更加細(xì)小。通常認(rèn)為焊核區(qū)組織在攪拌頭強烈的攪拌作用以及軸肩劇烈摩擦產(chǎn)生的局部高溫作用，造成大量晶粒破碎，破碎的晶粒發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小等軸晶粒。但是由于攪拌摩擦焊的特點，軸肩與攪拌頭的摩擦產(chǎn)熱機制導(dǎo)致焊接區(qū)域形成上熱下冷的漏斗狀溫度分布。上部區(qū)域較底部區(qū)域能獲得更高的溫度，破碎的晶粒發(fā)生了充分的再結(jié)晶，而底部的晶粒由于溫度偏低，破碎的晶粒往往再結(jié)晶不充分，在底部形成不連續(xù)的晶界，并且由于高溫時間較短，其再結(jié)晶晶粒來不及長大，晶粒更為細(xì)小。圖6（e），（f）分別為焊縫上部和底部的熱機械影響區(qū)（Thermal Mechanical Affected Zone，TMAZ），位于焊核區(qū)與熱影響區(qū)之間的熱機影響區(qū)是一個過渡區(qū)域，由于攪拌頭的攪拌作用不充分不能使呈軋制狀的母材組織完全破碎，而是在攪拌力和進(jìn)給力的雙重作用下發(fā)生熱剪切，相對母材發(fā)生較大的晶粒變形。但是該區(qū)域溫度較焊核區(qū)低，發(fā)生了不完全動態(tài)再結(jié)晶，高度塑性的變形晶粒形態(tài)被保留下來［4－7］，其中焊縫上部熱機影響區(qū)過渡界面不明顯，分析認(rèn)為是由于焊縫上部溫度較高，熱機影響區(qū)的變形晶粒發(fā)生了較多的動態(tài)再結(jié)晶；而底部熱機影響區(qū)溫度較低，變形晶粒未發(fā)生動態(tài)結(jié)晶，過渡界面明顯。

2.3.2 掃描電鏡觀察

焊縫組織強化相的形態(tài)分布如圖7所示，各區(qū)域都均勻分布著兩種形態(tài)的第二相，一種是白色的條形狀析出物，另一種是黑色的顆粒狀析出物。由于6061鋁合金屬于可熱處理強化鋁合金，Mg2Si相是Al－Mg－Si系鋁合金的主要強化相，只需觀察Mg2Si相的分布狀況，采用能譜儀確定黑色析出相即為Al－Mg－Si系鋁合金的強化相 Mg2Si，其EDS能譜曲線如圖8所示。

焊縫上部和底部焊核區(qū)Mg2Si相分布如圖7（a），（b）所示，可以看見焊縫底部Mg2Si相尺寸與數(shù)量較焊縫上部均有顯著增加；圖7（c），（d）分別為焊縫上部與底部熱機影響區(qū)，可以發(fā)現(xiàn)與焊核區(qū)相同的分布規(guī)律，即焊縫底部較焊縫上部Mg2Si相尺寸與數(shù)量均存在不同程度的增長。

圖8 黑色Mg2Si相的EDS曲線Fig.8 EDS curves of Mg2Si precipitated phases

2.4 焊縫的力學(xué)性能分析

對于6061鋁合金，Mg2Si相的尺寸、形態(tài)和含量對力學(xué)性能影響很大，其一般析出過程如下：過飽和固溶體→GPⅠ區(qū)→GPⅡ區(qū)（β″針狀）→β′→β［8］，焊前6061－T6鋁合金經(jīng)過固溶時效處理后得到β″態(tài)強化相，強度達(dá)到最高值的狀態(tài)［9］。焊接時溫度場分布沿厚度方向存在較大差異，焊縫上部溫度較高，焊縫組織較多的Mg2Si相重新溶入基體，經(jīng)過自然時效又緩慢地析出β″相，稱為“重固溶”；較少的 Mg2Si相在焊接熱循環(huán)下聚集長大形成穩(wěn)定的β相，稱為“過時效”；而焊縫底部溫度較低，焊縫組織較少的Mg2Si相發(fā)生了“重固溶”，較多地發(fā)生了“過時效”，因而焊縫底部較上部出現(xiàn)更多的大尺寸β相。由于真正起強化作用的是時效過程中析出并與基體保持共格或半共格關(guān)系的β″相，焊縫組織β″相的形態(tài)分布情況決定了焊縫的力學(xué)性能［10］，經(jīng)過攪拌摩擦焊接，焊縫組織的β″態(tài) Mg2Si相形態(tài)分布發(fā)生了較大改變，力學(xué)性能也隨之發(fā)生改變，結(jié)果表明焊接熱循環(huán)引發(fā)的金屬強化相 “重固溶”和“過時效”是導(dǎo)致接頭力學(xué)性能下降的重要原因，改善焊接區(qū)溫度分布和焊后熱處理是提高焊縫強度的有效方法。

3 結(jié)論

（1）采用雙面攪拌摩擦焊成功焊接了60mm 6061－T6鋁合金厚板，在攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000r／min，焊接速率為80mm／min時，焊縫的抗拉強度達(dá)到了218MPa，接頭力學(xué)性能優(yōu)良。

（2）采用攪拌摩擦焊方法焊接6061－T6鋁合金厚板，焊縫區(qū)出現(xiàn)了較大程度的軟化，上、中、下部硬度值均呈“W”特征分布，且“W”形波動幅度與范圍從上到下呈遞減趨勢。硬度最低值與拉伸斷口均處于焊縫前進(jìn)側(cè)位置，說明此位置是焊縫的最薄弱環(huán)節(jié)。

（3）焊縫組織形貌與強化相分布沿厚度方向存在較大差異，在焊縫上部的溫度較高，變形晶粒經(jīng)歷了較多的動態(tài)再結(jié)晶過程，晶粒細(xì)小且晶界連續(xù)；Mg2Si相發(fā)生了較少的長大粗化，大尺寸Mg2Si相數(shù)量較少；焊縫底部的溫度較低，變形晶粒發(fā)生了較少的動態(tài)再結(jié)晶，晶粒不完全成形晶界不連續(xù)，而大尺寸 Mg2Si相數(shù)量較多。

（4）比較焊縫顯微硬度與強化相形態(tài)分布，可以發(fā)現(xiàn)焊縫強化相分布狀況對力學(xué)性能影響較大，焊接過程中組織強化相的“重固溶”和“過時效”是導(dǎo)致焊縫力學(xué)性能下降的主要原因。

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Microstructure and Mechanical Property Analysis on Double－sided Friction Stir Welding Joints of 60mm 6061－T6Aluminum Alloy Plate

HE Di－qiu，LUO Wei，WU Hong－guang
（Key Laboratory of Design for Modern Complex Equipment and Extreme Manufacturing（Ministry of Education），Central South University，Changsha 410083，China）

Double－sided friction stir welding was applied to connection of 6061－T6aluminum alloy plates，the microstructure and mechanical properties of the joints were investigated.The results show that the microstructure undergoes different changes in the through－thickness direction，the tensile strength of the joint reaches 218MPa，70%that of the parent material.The re－solution and over－aging of the strengthening phases caused by welding thermal cycle have a great effect on the strength degradation，and the thermal mechanical affected zone of the advancing side is the welding weakness.

double－sided friction stir welding；6061－T6aluminum alloy；microstructure；mechanical property

TG453

A

1001－4381（2011）09－0020－05

國家自然科學(xué)基金資助項目（50675228）

2010－03－10；

2011－04－12

賀地求（1964—），男，碩士，教授，從事攪拌摩擦焊工藝及機理研究，聯(lián)系地址：長沙市中南大學(xué)新校區(qū)機電工程學(xué)院A座309室（410083），E－mail：hdqzzp＠163.com

羅維，男，碩士研究生，聯(lián)系地址：湖南省株洲市田心路1號南車株洲電力機車有限公司電氣設(shè)備分公司開發(fā)部（412001），E－mail：luowei213＠163.com