吳豫隴，鄭英，劉勝膽，談琦，張盼，張新明

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7055鋁合金板材攪拌摩擦焊接頭的組織與力學(xué)性能

吳豫隴1, 2，鄭英3，劉勝膽1, 2, 4，談琦1, 2，張盼1, 2，張新明1, 2, 4

(1. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長沙，410083；2. 中南大學(xué)有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點實驗室，湖南長沙，410083;3. 湖南交通職業(yè)技術(shù)學(xué)院機電工程學(xué)院，湖南長沙，410004；4. 中南大學(xué)有色金屬先進結(jié)構(gòu)材料與制造協(xié)同創(chuàng)新中心，湖南長沙，410083)

利用光學(xué)顯微鏡、透射電子顯微鏡、室溫拉伸和硬度測試等方法，研究1.8 mm厚7055鋁合金板材攪拌摩擦焊接頭的微觀組織和力學(xué)性能。研究結(jié)果表明：焊接頭的抗拉強度和伸長率分別約為母材的63%和32%；接頭區(qū)硬度曲線呈W形，硬度最低值出現(xiàn)在前進側(cè)熱機影響區(qū)附近。焊核區(qū)和熱機影響區(qū)都觀察到細(xì)小等軸再結(jié)晶組織，晶內(nèi)可觀察到較粗大的相；熱影響區(qū)的晶粒組織與母材的類似，但晶內(nèi)的η′沉淀強化相粗化。根據(jù)這些區(qū)域的微觀組織特征揭示了焊接頭硬度和拉伸強度的下降的原因。

攪拌摩擦焊接；7055鋁合金；微觀組織；力學(xué)性能

7000系鋁合金具有強度高、密度低等特點，廣泛用作航空領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)材料。采用熔焊方法對這些合金進行焊接時易產(chǎn)生熱裂紋、氣孔等缺陷，焊接頭的力學(xué)性能很低。因此，這些合金通常被認(rèn)為是不可焊的。攪拌摩擦焊(FSW) 是一種固相連接方法，避免了熔焊時易出現(xiàn)的系列缺陷，焊接頭力學(xué)性能高，在實現(xiàn)7000系鋁合金的高質(zhì)量連接方面具有獨特的優(yōu)勢[1]，引起了人們廣泛的關(guān)注。國內(nèi)外學(xué)者對一些典型7000系鋁合金攪拌摩擦焊接后的微觀組織和性能等開展了大量研究工作，但是主要集中在7050和7075等鋁合金[2?6]。在超高強7055鋁合金方面，許俊華等[7?8]對噴射成形材料的攪拌摩擦焊接開展了一些工作，而鑄錠冶金制備材料的攪拌摩擦焊接尚未見報道。7055鋁合金在時效后具有超高強度，被用于制造大型飛機的機翼、龍骨梁、地板梁等[9]。由于合金化程度高，凝固時結(jié)晶范圍寬，極易形成熱裂紋，采用熔焊方法難以進行焊接。本文作者對鑄錠冶金制備的7055鋁合金進行攪拌摩擦焊接，研究焊接頭的力學(xué)性能和微觀組織，以便增加對超高強7000系鋁合金攪拌摩擦焊接了解和認(rèn)識。

1 實驗材料與方法

實驗材料采用1.8 mm厚的時效態(tài)7055鋁合金板材，其力學(xué)性能如表1所示。攪拌摩擦焊接時采用圓柱形攪拌針，直徑為2 mm，長度為1.7 mm，軸肩直徑為8 mm。焊接過程中壓下量約為0.1 mm，傾斜角為1.5°，旋轉(zhuǎn)速度為1 500 r/min，焊接速度為80 mm/min。焊接方向垂直于板材的軋制方向，板材焊完后在空氣中自然冷卻，圖1所示為工藝示意圖。

表1 7055鋁合金初始板材及焊接接頭的力學(xué)性能

圖1 攪拌摩擦焊接原理示意圖

在焊后的板材上切取試樣測試焊接頭的硬度及室溫拉伸性能，并分析不同位置的微觀組織。采用HV?10B型硬度計測定硬度，沿著垂直焊縫方向每隔0.5 mm測試1個點。根據(jù)GB/T 228—2002標(biāo)準(zhǔn)沿垂直于焊縫方向切取拉伸試樣，并在MTS810電子拉伸機上測試室溫拉伸性能。金相樣品經(jīng)粗磨、細(xì)磨和拋光后在Graff Sargent試劑(1 mL HF+16 mL HNO3+3 gCRO3+83 mL H2O) 浸蝕，然后在MX3000光學(xué)顯微鏡上觀察晶粒組織。另外，制備試樣在Tecnai G220 型透射電鏡(TEM)上觀察焊縫不同區(qū)域的微觀組織，加速電壓為200 kV。電鏡樣品先預(yù)磨至約0.08 mm厚，沖成直徑3 mm薄片，然后在80% CH3OH+20% HNO3(體積分?jǐn)?shù))溶液中進行雙噴減薄，采用液氮冷卻，溫度控制在?20 ℃以下。

2 結(jié)果和分析

2.1 焊接頭力學(xué)性能

圖2所示為焊接頭硬度分布情況，很明顯硬度曲線呈W形，但左右不完全對稱。母材區(qū)(BM)硬度最高，到熱影響區(qū)(HAZ)和熱機影響區(qū)(TMAZ)的硬度不斷下降，在熱機影響區(qū)附近出現(xiàn)最低值，到焊核區(qū)(NZ)硬度又升高。焊核區(qū)的維氏硬度分布比較均勻，在145 左右，約為母材的69%。前進側(cè)(AS)的維氏硬度最低值約為112，為母材的52%；后退側(cè)(RS)的維氏硬度最低值稍高，約為115，為母材的55%。

圖2 焊接頭硬度分布

表1所示為焊接頭的拉伸性能。由表1可知：與初始板材相比，焊接頭的拉伸性能明顯下降，抗拉強度從635 MPa降至400 MPa，伸長率從12.8%降至4.1%。焊接頭的抗拉強度約為母材的63%，伸長率約為32%。焊接頭拉伸試樣和母材拉伸試樣的斷裂面與拉伸方向都呈45°，可以觀察到明顯的頸縮現(xiàn)象。焊接試樣拉伸時的斷裂位置均出現(xiàn)在前進側(cè)熱機影響區(qū)，即大概對應(yīng)于圖2中硬度最低值的位置，說明該位置是焊接頭最薄弱的地方。

2.2 焊接頭組織分析

圖3給出了焊接頭的整體形貌。由圖3可知：焊接頭形狀呈“V”形，可以大概辨認(rèn)出焊核區(qū)，熱機影響區(qū)和熱影響區(qū)；焊核區(qū)中心有非對稱的同心圓環(huán)，稱為“洋蔥環(huán)”[10]，前進側(cè)(AS)和后退側(cè)(RS)的形貌有較大的差異，即熱影響區(qū)和焊核區(qū)的分界線不同。在前進側(cè)，這種分界線較明顯，呈弧形，如圖3所示，說明熱機影響區(qū)的范圍較大；但在后退側(cè)2個區(qū)域的過渡很模糊。通常認(rèn)為焊接時兩側(cè)材料的塑性流動狀態(tài)不同導(dǎo)致了這種差異[1]。為了對焊接頭組織有全面的了解，對不同區(qū)域進行了分析，結(jié)果如圖4~7所示。

圖3 焊接頭的整體形貌

熱影響區(qū)的組織在焊接過程中沒有受到攪拌頭的攪拌作用，不發(fā)生變形，只受到熱循環(huán)作用，而且溫度低于固溶溫度。因此，該區(qū)域的組織在金相顯微鏡下觀察時與母材的基本上沒有差別，典型的照片如圖4所示。圖4中白色區(qū)域是再結(jié)晶晶粒，黑色(或深灰色)區(qū)域是未再結(jié)晶晶粒，包含大量的亞晶，這是含Zr7000系鋁合金非常典型的固溶時效態(tài)組織[11]。由于添加了微量Zr，生成的Al3Zr彌散粒子可起到強烈地抑制再結(jié)晶和晶粒長大的作用[12]，從而使熱影響區(qū)的晶粒組織基本不發(fā)生變化。此外，還可觀察到一些黑色的第二相粒子，大都分布在白色的再結(jié)晶晶粒之中，如圖4中的箭頭所示。以往的研究表明[13]：這是Al7Cu2Fe或殘留的S(Al2CuMg)相，在固溶時起到粒子激發(fā)形核的作用，促使再結(jié)晶的發(fā)生。

(a) 母材；(b) 熱影響區(qū)

熱機影響區(qū)的組織在焊接時不僅受到機械攪拌作用，還受到熱循環(huán)的作用。材料在攪拌針周圍產(chǎn)生剪切和流動，晶粒發(fā)生扭曲并被破碎，可觀察到呈弧形分布的細(xì)小等軸晶粒組織，如圖5(a)所示，這在前進側(cè)更為明顯。在后退側(cè)的熱機影響區(qū)觀察到的也是細(xì)小的等軸狀晶粒組織，如圖5(b)所示。前進側(cè)熱機影響區(qū)的晶粒平均粒徑約為12 μm，后退側(cè)的晶粒略小，約為10 μm。

(a) 前進側(cè)；(b) 后退側(cè)

焊核區(qū)的組織經(jīng)受了攪拌頭的強烈機械攪拌和高溫?zé)嵫h(huán)作用而發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的等軸晶粒，但不同位置的組織略有些差別，如圖6所示。為了定量分析晶粒組織，每個區(qū)域?qū)Υ蟾?00個晶粒的尺寸進行了測試計算平均值。焊核區(qū)上部的晶粒比較均勻，平均粒徑約為5 μm，如圖6(a)所示。焊核區(qū)的左部晶粒不均勻，尺寸差別比較大，大的晶粒近10 μm，小的約2 μm，平均粒徑約6 μm，如圖6(b)所示。焊核區(qū)中部晶粒似乎更大一些，尺寸差別也較大，小的晶粒粒徑為3 μm左右，大的晶粒粒徑可達6~12 μm，平均粒徑約為5 μm，如圖6(c)所示。焊核區(qū)右部和底部的晶粒看起來更加均勻，平均粒徑分別為5 μm和4 μm，尺寸差別不明顯，如圖6(d)和6(e)所示。

(a) 上部；(b) 左部；(c) 中部；(d) 右部；(e) 下部

7055鋁合金是時效強化合金，其硬度和強度主要決定于基體中的沉淀強化相狀態(tài)。因此，采用TEM對焊接頭不同區(qū)域組織進行了觀察，典型的結(jié)果如圖7所示。由圖7(a)可知：母材基體中分布著高密度的細(xì)小沉淀強化相，其粒徑為5 nm左右，對應(yīng)的選區(qū)衍射花樣顯示這些強化相主要是亞穩(wěn)的η′相。這些細(xì)小的η′相可有效地阻礙位錯的運動，強化基體，因此母材具有高的強度和硬度，如表1所示。另外，從圖7還能觀察到近球狀的Al3Zr彌散粒子，粒徑約為30 nm，可起到抑制再結(jié)晶的作用[12]。由圖7(b)可知：與母材相比，熱影響區(qū)中沉淀強化相發(fā)生了粗化，大部分粒徑為15~25 nm。對應(yīng)的選區(qū)衍射花樣表明，這些沉淀強化相主要是η′相及少量的η相。顯然這是由于焊接過程中的熱循環(huán)作用引起了η′相長大，并有一些轉(zhuǎn)變成η相。沉淀強化相的粗化必然降低強化效果，因此，熱影響區(qū)的硬度必然低于母材，而且離焊核區(qū)越近的位置溫度越高，η′相粗化越嚴(yán)重，硬度會不斷地降低，這就形成了圖1所示的硬度分布。圖7(c)所示為熱機影響區(qū)的TEM照片。與母材和熱影響區(qū)明顯不同的是，晶內(nèi)觀察到大量粗大的棒狀η相粒子，大的粒子長度近200 nm。在7000系鋁合金中，焊接時熱機影響區(qū)的溫度較高，導(dǎo)致大部分的沉淀強化相回溶[14]。7055鋁合金淬火敏感性高，在焊后的空冷過程中極易析出粗大的η相。這些粒子尺寸太大，強化效果很弱，因此，該區(qū)域的硬度很低，如圖1所示。圖7(d)所示為焊核區(qū)的TEM照片。晶內(nèi)能看到大量粒徑較大的η相，粒徑小的為20 nm左右，粒徑大的可達100 nm，較熱機影響區(qū)的η相明顯更小。7000系鋁合金焊核區(qū)在焊接時的溫度可達到固溶溫度[15]，初始的η′沉淀強化相完全回溶至基體得到固溶體，在后續(xù)的冷卻過程中固溶體發(fā)生分解，析出了許多η相。η相通常會在一些有利的位置，如彌散粒子處優(yōu)先形成。圖7(d)中黑色的Al3Zr彌散粒子和η相聯(lián)系在一起證實了這一點。和熱機影響區(qū)相比，焊核區(qū)的η相粒子更小，晶粒更細(xì)，因此硬度更高。

(a) 母材；(b) 熱影響區(qū)；(c) 熱機影響區(qū)；(d) 焊核區(qū)

據(jù)以上的結(jié)果認(rèn)為：焊接頭中基體沉淀強化相的粗化及溶解，及焊后冷卻時粗大η相的析出，導(dǎo)致熱影響區(qū)、熱機影響區(qū)和焊核區(qū)特別是熱機影響區(qū)的硬度大大低于母材的硬度，拉伸強度下降。但是，通過微觀組織的有效地調(diào)控來改善7055鋁合金焊接頭的力學(xué)性能是完全可能的，比如焊后快速冷卻抑制η相析出，選擇合理的焊接工藝參數(shù)減少η′相粗化以及通過焊后的熱處理重新析出GP區(qū)或η′相[14]，有待于開展進一步研究。

3 結(jié)論

1) 在轉(zhuǎn)速為1 500 r/min、焊速為80 mm/min條件下，7055鋁合金板材焊接頭的抗拉強度為400 MPa，為母材的63%，伸長率為4.1%，為母材的32%。焊接頭區(qū)域硬度曲線呈W形，硬度最低值出現(xiàn)在前進側(cè)熱機影響區(qū)，拉伸試樣的斷裂位置也在該區(qū)域。

2) 焊核區(qū)和熱機影響區(qū)都觀察到細(xì)小等軸再結(jié)晶組織，晶內(nèi)可觀察到較粗大的η相。焊核區(qū)晶粒的平均粒徑在5 μm左右，熱機影響區(qū)的晶粒為10~12 μm；焊核區(qū)晶內(nèi)η相更細(xì)小。因此，焊核區(qū)的硬度高于熱機影響區(qū)的硬度。熱影響區(qū)的晶粒組織與母材的類似，但晶內(nèi)的η′沉淀強化相粗化，因此硬度低于母材。

3) 焊接時，接頭區(qū)域的η′沉淀強化相的粗化及回溶，后續(xù)冷卻時析出了粗大的η相，是焊接頭硬度和拉伸強度下降的主要原因。

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Microstructure and mechanical properties of 7055 Al alloy sheet friction stir welded joint

WU Yulong1, 2, ZHENG Ying3, LIU Shengdan1, 2, 4, TAN Qi1, 2, ZHANG Pan1, 2, ZHANG Xinming1, 2, 4

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Key Laboratory of Nonferrous Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central South University, Changsha 410083, China;3. Department of Mechanical & Electrical Engineering, Hunan Communication Polytechnic, Changsha 410004, China;4. Nonferrous Metals Oriental Advanced Structural Materials and Manufacturing Cooperative Innovation Center, Central South University, Changsha 410083, China)

The microstructure and mechanical properties of a friction stir welded joint of 7055 aluminum sheet of 1.8 mm in thickness were investigated by optical microscope, transmission electron microscope, tensile test and hardness test. The results show that the tensile strength and elongation of the joint are about 63% and 32% of that of the base material, respectively. The hardness curve of the joint exhibits a W shape and the minimal hardness value is in the thermo-mechanically affected zone in the advancing side. In the nugget zone and the thermo-mechanically affected zone, fine and equiaxed recrystallized grains can be observed, and some coarse η phase particles can be observed in the matrix. In the heat affected zone, the grain structure is similar to that in the base material but η′ strengthening precipitates in the matrix are coarser. According to these microstructural characteristics, the reason for lower hardness and tensile strength is revealed.

friction stir welding; 7055 aluminum alloy; microstructure; mechanical properties

10.11817/j.issn.1672-7207.2015.07.006

TG453

A

1672?7207(2015)07?2426?06

2014?07?02；

2014?10?09

國家國際科技合作專項(2013DFG51890)；中南大學(xué)“升華育英計劃”項目(2012年) (Project(2013DFG51890) supported by the Ministry of Science and Technology of China; Project(2012) supported by Shenghua Yu Ying Project in Central South University)

劉勝膽，博士，副教授，從事高強鋁合金制備、組織與性能研究；E-mail: lsd_csu@csu.edu.cn

(編輯 楊幼平)