李 迎 張玉芝 張仲寶 彭 齊 張國慶

（首都航天機(jī)械有限公司，北京 100076）

文 摘 通過“攪拌摩擦焊+固溶+人工時(shí)效熱處理”的方法實(shí)現(xiàn)了12 mm厚航天用高強(qiáng)鋁合金2A14M的焊接及接頭性能改善。研究表明未進(jìn)行焊后熱處理的焊接接頭斷裂位置位于焊核區(qū)，平均抗拉強(qiáng)度為192.3 MPa，接頭顯微硬度呈“幾”字形分布，硬度分布峰值位于焊縫區(qū)，接頭不同特征區(qū)域的硬度差高達(dá)60。采取的焊后熱處理對焊接接頭及母材不僅具有細(xì)化晶粒、改善組織均勻性及優(yōu)化強(qiáng)化相分布的作用，還能削弱拉伸過程中尖銳晶界對接頭的撕裂作用，從而達(dá)到提高接頭性能的目的，表現(xiàn)為：焊后熱處理使接頭內(nèi)部顯微硬度差為20，接頭拉伸斷裂于焊核區(qū)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到440 MPa，為未進(jìn)行焊后熱處理接頭的2.29倍；焊后固溶熱處理的攪拌摩擦焊接頭其斷裂位置在焊核區(qū)及母材的幾率大致相同，各占約50%，從而實(shí)現(xiàn)了提高攪拌摩擦焊接頭性能的目標(biāo)。

0 引言

2A14鋁合金由于其性能較好，質(zhì)量輕，成為航天產(chǎn)品使用的重要材料［1-6］。2A14 M態(tài)鋁合金其焊接性能較差，在不進(jìn)行熱處理時(shí)，其抗拉強(qiáng)度為190 MPa左右。但在實(shí)際生產(chǎn)中，較多產(chǎn)品使用2A14 M態(tài)的鋁合金，為了提高產(chǎn)品的焊接性能，要求產(chǎn)品最終的狀態(tài)為2A14CS狀態(tài)，此狀態(tài)的鋁合金的性能較高，產(chǎn)品的性能需要達(dá)到430 MPa以上，這就要求在焊接完成后，進(jìn)行固溶時(shí)效熱處理來提高焊接性能。本文就是以此為研究背景，使用“攪拌摩擦焊”及“攪拌摩擦焊+固溶時(shí)效”的工藝方法進(jìn)行對比試驗(yàn)，研究熱處理后焊接接頭的性能變化及原因。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料

焊接母材為2A14M鋁合金（室溫力學(xué)性能σb=185 MPa），其規(guī)格為400 mm×150 mm×12 mm，其主要的化學(xué)成分如表1所示。

表1 2A14鋁合金主要的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of 2A14 aluminum alloy base metal %（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

攪拌摩擦焊試驗(yàn)在FSW-5M型立式攪拌摩擦焊設(shè)備上進(jìn)行，采用平板對接的方式，焊前采用酸洗的方式去除試樣表面的氧化膜。通過對試片的對接面進(jìn)行機(jī)械銑切，保證焊接對接間隙≤0.3 mm。

1.2 焊接過程及焊后熱處理工藝參數(shù)設(shè)置

采用轉(zhuǎn)速500 r/min、焊速100mm/min焊接工藝參數(shù)進(jìn)行焊接。焊后試片分為兩種：（1）焊后不進(jìn)行熱處理；（2）焊后熱處理，固溶+時(shí)效熱處理（空氣循環(huán)電爐），具體熱處理工藝參數(shù)如表2所示。

表2 熱處理工藝參數(shù)Tab.2 Heat treatment process parameters

1.3 檢測分析

對上述兩種熱處理前后焊接接頭的組織形貌進(jìn)行宏觀及微觀分析，包括金相、掃描電鏡分析；對焊接接頭進(jìn)行性能測試，包括顯微硬度測試、抗拉強(qiáng)度檢測；熱處理前后的試樣分別取9個(gè)試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)使用的標(biāo)準(zhǔn)為GB/T228.1—2010，并進(jìn)行拉伸斷口分析。

2 結(jié)果及分析

2.1 接頭熱處理前后的微觀組織特征

焊接接頭及其熱處理后的宏觀形貌如圖1所示，焊接接頭不同特征區(qū)域的微觀組織形貌如圖2所示。可以看出，相對焊接母材，焊接過程使焊核區(qū)發(fā)生比較明顯的組織改變，表現(xiàn)為組織細(xì)化和白色二次相密度明顯降低。

圖1 焊后熱處理前后焊接接頭宏觀形貌Fig.1 Macrographs of the joint before and after post-weld heat treatment

焊后經(jīng)過熱處理，母材及焊核區(qū)微觀組織如圖3所示?？梢钥闯?，經(jīng)固溶+時(shí)效熱處理后，母材中出現(xiàn)了粗大的二次相；而焊核區(qū)則表現(xiàn)為晶粒分布更加均勻細(xì)密，二次相分布密度提高，且二次相大小及分布更加均勻。

圖2 焊后熱處理前接頭各特征區(qū)域微觀組織形貌Fig.2 Micrographs of different characteristic zones in the weld joint without post-weld heat treatment

圖3 焊后熱處理后母材區(qū)和焊核區(qū)的微觀組織形貌Fig.3 Micrographs of base metal zone and weld nugget zone in weld joint after post-weld heat treatment

2.2 接頭熱處理前后的力學(xué)性能特征

2.2.1 顯微硬度分布特征

圖4分別為熱處理前后焊接接頭的顯微硬度分布曲線?？梢钥闯觯瑹崽幚砬?，焊接接頭顯微硬度分布呈“幾”字形狀，顯微硬度值介于50～120，變化幅度較大，其中焊縫區(qū)的顯微硬度最高，母材區(qū)的顯微硬度最低，在焊縫的前進(jìn)側(cè)及后退側(cè)熱機(jī)影響區(qū)均出現(xiàn)硬度的急劇變化；同時(shí)，前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)的硬度低于后退側(cè)熱機(jī)影響區(qū)。這是由于母材的狀態(tài)為M態(tài)，即退火狀態(tài)（軟態(tài)），此狀態(tài)下，母材的晶粒較粗大，主要相組成為α（Al）基體相和粗大的CuAl2二次相，和少量的S項(xiàng)（CuMgAl2）。熱影響區(qū)晶粒雖受到焊接熱循環(huán)的影響，但晶粒尺寸變化不明顯；在后退側(cè)熱影響區(qū)由于熱量散退的速度比后退側(cè)快，熱量聚集的較少一些，使得后退側(cè)的晶粒比前進(jìn)側(cè)的晶粒細(xì)化的多，后退側(cè)晶粒尺寸比前進(jìn)側(cè)更加細(xì)小，二次相的分布比前進(jìn)側(cè)均勻，從而導(dǎo)致其顯微硬度比前進(jìn)側(cè)略高。由于焊核區(qū)在焊接過程中受熱較多，晶粒細(xì)化較多［圖3（b）］，且粗大的二次相被打碎，形成彌散分布的強(qiáng)化相，因此，焊核區(qū)顯微硬度最高。經(jīng)過焊后熱處理，焊接接頭的顯微硬度值介于140～160，硬度明顯提高，且波動(dòng)幅度明顯減小，即母材與焊接接頭的顯微硬度接近。

圖4 熱處理前后焊接接頭的顯微硬度Fig.4 Micro hardness distribution in the joint before and after post-weld heat treatment

2.2.2 靜態(tài)拉伸力學(xué)性能特征

熱處理前后焊接接頭的抗拉強(qiáng)度監(jiān)測結(jié)果如圖5所示，焊接接頭初始抗拉強(qiáng)度為190～195 MPa，接頭拉伸延伸率為12.0%～19.5%；其斷裂位置在母材，焊接過程中焊接區(qū)的晶粒發(fā)生了明顯的變化，在攪拌針的攪拌作用及焊接熱作用下，發(fā)生了晶粒細(xì)化及粗大二次相的重溶，使得焊接區(qū)的強(qiáng)度加強(qiáng)。

圖5 熱處理前后接頭的抗拉強(qiáng)度Fig.5 Tensile strengths of the joint before and after post-weld heat treatment

而熱處理后抗拉強(qiáng)度達(dá)到440 MPa，延伸率為7.0%～12.5%。熱處理前后試樣的斷裂位置發(fā)生了變化，如圖6所示，在熱處理前斷裂位置在母材位置處，而熱處理后斷裂位置發(fā)生在母材及焊接接頭的概率相同，各為50%，使焊接接頭的力學(xué)性能呈現(xiàn)出與母材相近的趨勢。

圖6 熱處理前后焊接接頭拉伸斷裂位置Fig.6 Tensile fracture locations of welded joints before and after heat treatment

2.3 焊后熱處理對接頭組織的影響

熱處理前后，對于焊接接頭組織的主要影響因素在于固溶時(shí)效的熱處理，使焊縫及母材的二次相形態(tài)發(fā)生了變化，由M態(tài)變?yōu)镃S態(tài)，從而使接頭的力學(xué)性能發(fā)生變化。熱處理前，在母材區(qū)域的二次相主要為粗大的CuAl2（θ相）。焊后熱處理使母材區(qū)的二次相經(jīng)歷了回溶至基體相后又重新析出的過程，其分布形態(tài)更加均勻；在低于其共晶溫度時(shí)，α（Al）基體相中，過飽和的Cu原子擴(kuò)散，聚集和局部聚集，當(dāng)達(dá)到θ（CuAl2）相的成分時(shí)，點(diǎn)陣發(fā)生變化，形成θ（CuAl2）相，故熱處理使熱影響區(qū)發(fā)生明顯強(qiáng)化。焊后固溶熱處理不僅使粗大的二次相融入基體中，這樣可以消除粗大的二次相，減少粗大相對于晶界的影響，還使焊縫區(qū)晶粒向等軸晶轉(zhuǎn)變，同樣使焊縫區(qū)力學(xué)性能提高。

2.4 熱處理對接頭拉伸斷口形貌的影響

熱處理前、后試樣的拉伸斷口均出現(xiàn)了大量韌窩，故這兩種拉伸斷裂過程均表現(xiàn)為典型的韌性斷裂，如圖7所示。兩種情況下，韌窩形貌差異明顯，在熱處理前，韌窩深且細(xì)密，韌窩內(nèi)部的二次析出相較少；而在熱處理后，斷面中的韌窩明顯增大、深度減小，在韌窩的內(nèi)部出現(xiàn)斷裂的二次析出相。經(jīng)能譜分析，如圖8所示。

圖7 熱處理前后斷口微觀形貌Fig.7 Micro fracture morphology of the joint before and after post-weld heat treatment

圖8 斷口能譜分析圖Fig.8 EDS analysis of the fracture surface

斷裂顆粒相中主要含有Al、Cu元素，其分布形態(tài)為均勻彌散分布，起到強(qiáng)化相的作用；斷裂破壞前，強(qiáng)化相顆粒發(fā)生大量的塑性變形，可顯著增強(qiáng)材料的抗拉強(qiáng)度。

3 結(jié)論

（1）采用攪拌摩擦焊實(shí)現(xiàn)了2A14鋁合金的焊接，采用“固溶+時(shí)效”的焊后熱處理方法提高了焊接接頭的力學(xué)性能。

（2）“固溶+時(shí)效”焊后熱處理可改善焊接接頭及母材區(qū)晶粒尺寸均勻性，并使晶粒向等軸晶轉(zhuǎn)變；使二次相分布更加均勻細(xì)密，成為細(xì)小的彌散相，改善了焊接接頭的硬度和強(qiáng)度，從而達(dá)到提高焊接接頭力學(xué)性能的目的。

（3）焊后未經(jīng)熱處理的焊接接頭顯微硬度分布從母材到焊縫到母材呈現(xiàn)“幾”字形，顯微硬度值介于50～120；而熱處理后不同特征區(qū)域的顯微值介于140～160；焊后熱處理雖未改變焊接接頭拉伸斷裂類型，但使接頭抗拉強(qiáng)度由190 MPa提升至440 MPa，且使拉伸斷裂位置出現(xiàn)了變化，由單一的斷裂在母材（未熱處理）呈現(xiàn)出既有斷裂在母材又有斷裂在焊接接頭的情形。