李落星 張鵬 易林峰 吳時(shí)盛 周巧英

摘 ? 要：以厚度3 mm的6061-T6鋁合金板材攪拌摩擦焊對(duì)接接頭為研究對(duì)象，建立熱力耦合有限元模型，準(zhǔn)確模擬了焊接過(guò)程的溫度場(chǎng)分布及演變規(guī)律，采用光學(xué)顯微觀察、電子背散射衍射、顯微硬度測(cè)量以及拉伸試驗(yàn)等表征方法，研究了焊接速度對(duì)焊接接頭成形特性、顯微組織和力學(xué)性能的影響機(jī)理. 結(jié)果表明：接頭焊核區(qū)在焊接過(guò)程中經(jīng)歷了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小等軸晶;后退側(cè)熱影響區(qū)經(jīng)歷了動(dòng)態(tài)回復(fù)，晶粒顯著長(zhǎng)大，晶界強(qiáng)化作用弱于焊核區(qū)晶粒;當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min時(shí)，接頭焊縫成形良好，拉伸斷裂均在焊縫后退側(cè)熱影響區(qū)，在焊接過(guò)程中受溫度（400～480 ℃）影響顯著，析出強(qiáng)化相溶解導(dǎo)致力學(xué)性能明顯降低，在此焊接速度范圍內(nèi)，隨速度的提高，接頭強(qiáng)度增加，最高強(qiáng)度系數(shù)為80.86%（800 mm/min）;當(dāng)焊接速度進(jìn)一步增加至1 200 mm/min時(shí)，接頭的焊接成形性變差，焊核區(qū)出現(xiàn)未焊合和隧道缺陷，接頭拉伸試驗(yàn)時(shí)在焊核區(qū)發(fā)生斷裂.

關(guān)鍵詞：攪拌摩擦焊;鋁合金;力學(xué)性能;焊接速度

中圖分類號(hào)：TG453 ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ?文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

Effect of Welding Speed on Properties of Friction

Stir Welded Joint of Aluminum Alloy

LI Luoxing1?，ZHANG Peng1，YI Lingfeng2，WU Shisheng2，ZHOU Qiaoying1

（1. State Key Laboratory of Advanced Design and Manufacturing for Vehicle Body，Hunan University，Changsha 410082，China;

2. AECC South Industry Company Limited，Zhuzhou 412002，China）

Abstract：Taking the friction stir welded joints of 3 mm thickness 6061-T6 aluminum alloy plate as the research object， a thermal mechanical coupling finite element model was established to accurately simulate the temperature filed distribution and evolution law of the welding process. The influence of different welding speeds on forming characteristics， microstructure and mechanical properties of the joints was studied by using optical microscopy， electron backscatter diffraction， microhardness measurement and tensile test. The results show that a completely dynamic recrystallization process occurs in the nugget zone during the welding process， which generates fine equiaxed grains， whereas the heat-affected zone （HAZ） on the retreating side undergoes dynamic recovery， resulting in the obvious grain growth. It is also found that the strengthening effect of grain boundary in the HAZ is weaker than that in the nugget zone. The joints are well-welded when the welding speed is 300～800 mm/min， and the fracture occurring in the HAZ of the retreating side could be mainly attributed to the temperature（400～480 ℃），dissolution of the precipitation phase leads to a significant reduction in the mechanical properties，and in this welding speed range，the joint strength increases with the increase of welding speed，and the highest strength factor is 80.86%（800 mm/min）. As the welding speed is further increased to 1 200 mm/min， the weld formability of the joint would deteriorate significantly due to the insufficient heat input and thermo-plasticity. Besides， the un-welded and tunnel defects in the weld nugget lead to the occurrence of the fracture in the nugget zone during tensile test.

Key words：friction stir welding;aluminum alloys;mechanical properties;weld speed

汽車輕量化是實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排的重要途徑，主要包括結(jié)構(gòu)輕量化和材料輕量化. 鋁合金是理想的輕量化材料，具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕等特點(diǎn)，已廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、汽車工業(yè)等領(lǐng)域. 其中，6系鋁合金的力學(xué)性能可通過(guò)熱處理靈活調(diào)控，應(yīng)用廣泛，但其連接工藝仍存在一定的挑戰(zhàn). 傳統(tǒng)鋁合金焊接技術(shù)存在諸多不足，易出現(xiàn)裂紋、氣孔、焊后較大變形等問(wèn)題，一定程度上限制了鋁合金在工程中的應(yīng)用. 攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW）是一種固相焊接方法，具有熱輸入量低、接頭強(qiáng)度系數(shù)高、焊接變形小等特點(diǎn)，可有效避免熔化焊的冶金缺陷，已廣泛應(yīng)用于軌道交通領(lǐng)域的車體焊接[1]，并逐步或部分取代熔化焊. 近年來(lái)，學(xué)者們[2-4]采用激光輔助、超聲輔助、雙軸肩焊接等新方法，改善了FSW接頭焊縫成形性，使其可焊接的材料厚度提高，進(jìn)一步拓寬了攪拌摩擦焊在工程中的應(yīng)用. 但對(duì)于6系熱處理可強(qiáng)化鋁合金，焊接產(chǎn)生的熱沖擊會(huì)使熱影響區(qū)材料析出強(qiáng)化相溶解，引起接頭性能惡化. 從已有研究來(lái)看，焊接參數(shù)對(duì)接頭力學(xué)性能影響顯著，其本質(zhì)原因在于焊接熱影響區(qū)在焊接過(guò)程中所受的熱沖擊差異明顯. 焊接參數(shù)對(duì)6系鋁合金FSW接頭力學(xué)性能的影響和相關(guān)機(jī)理仍需進(jìn)一步研究.

為了探明焊接參數(shù)對(duì)接頭力學(xué)性能的影響，諸多學(xué)者對(duì)比了不同焊接速度、旋轉(zhuǎn)速度及攪拌頭形狀時(shí)6系鋁合金FSW接頭力學(xué)性能的差異. Feng等[5]和Ren等[6]發(fā)現(xiàn)提高焊速可提升6061-T6鋁合金FSW接頭力學(xué)性能，接頭硬度分布最低點(diǎn)在焊接熱作用下形成的過(guò)時(shí)效區(qū)，材料力學(xué)性能最低. Dong等[7]對(duì)6005A-T6鋁合金FSW接頭的研究結(jié)果表明：隨焊接速度的增加，焊接峰值溫度降低，析出相溶解程度減少，熱影響區(qū)硬度和接頭強(qiáng)度提高. Liu等[8]研究了6061-T6鋁合金高轉(zhuǎn)速FSW接頭的力學(xué)性能，結(jié)果表明：隨轉(zhuǎn)速升高，焊接過(guò)程中峰值溫度增加，焊后接頭硬度最低點(diǎn)位置析出相密度增加，接頭強(qiáng)度高于低轉(zhuǎn)速的接頭. Dawood等[9]發(fā)現(xiàn)在其他焊接參數(shù)一致的情況下，采用三角形攪拌針時(shí)焊接過(guò)程中熱輸入量更少，其接頭力學(xué)性能更優(yōu)異. 以上研究表明FSW接頭力學(xué)性能受焊接溫度的影響顯著，同時(shí)，優(yōu)化焊接速度可提高接頭強(qiáng)度及焊接效率. 因此，研究焊接速度對(duì)接頭力學(xué)性能的影響機(jī)理對(duì)于FSW實(shí)際工程應(yīng)用具有指導(dǎo)意義，準(zhǔn)確獲取焊接接頭各區(qū)域的焊接溫度曲線，是研究過(guò)程中的關(guān)鍵.

為了更準(zhǔn)確描述焊接過(guò)程中接頭各區(qū)域溫度、應(yīng)變等分布規(guī)律，研究者們開(kāi)始采用數(shù)值模擬方法對(duì)FSW焊接過(guò)程進(jìn)行有限元仿真. 通過(guò)建立FSW熱力耦合模型，可更準(zhǔn)確、直觀地了解焊接過(guò)程中接頭溫度、應(yīng)變分布及演變. Zhang等[10-12]采用ABAQUS軟件模擬了6061-T6鋁合金FSW過(guò)程，研究表明摩擦生熱是焊接過(guò)程主要熱量來(lái)源，溫度和應(yīng)變峰值處均在焊縫上表面，且上下表面應(yīng)變分布差異明顯. Soundararajan等[13]采用ANSYS軟件建立了6061-T6鋁合金FSW熱力耦合模型，結(jié)果表明：材料的換熱系數(shù)與接觸壓力有關(guān)，采用換熱系數(shù)隨接觸壓力變化的有限元模型進(jìn)行仿真分析，獲得的溫度變化曲線與試驗(yàn)測(cè)量更吻合. Jain等[14]采用DEFORM-3D軟件模擬了轉(zhuǎn)速對(duì)6082-T6鋁合金FSW接頭溫度場(chǎng)分布和攪拌頭軸向力的影響，結(jié)果表明隨轉(zhuǎn)速的增加，焊接過(guò)程峰值溫度增加，焊核區(qū)溫度分布更加均勻，攪拌頭軸向力降低. 上述研究均較好地獲得了焊接過(guò)程中接頭溫度場(chǎng)分布，但尚未將溫度分布與接頭力學(xué)性能聯(lián)系起來(lái). 因此，通過(guò)數(shù)值模擬獲取不同焊接速度下各區(qū)域的溫度變化，建立接頭溫度分布與各區(qū)域力學(xué)性能及顯微組織之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系和準(zhǔn)確描述，以更好地描述或預(yù)測(cè)接頭的力學(xué)性能及失效行為，需求迫切.

基于此，本文以厚度3 mm的6061-T6鋁合金攪拌摩擦焊對(duì)接接頭為研究對(duì)象，開(kāi)展接頭的力學(xué)性能及顯微組織研究. 為準(zhǔn)確獲得接頭不同位置溫度分布，利用ABAQUS軟件建立FSW熱力耦合有限元模型開(kāi)展焊接過(guò)程工藝仿真，通過(guò)對(duì)標(biāo)實(shí)測(cè)溫度曲線驗(yàn)證模型的有效性，結(jié)合溫度分布及顯微組織觀察，分析焊接速度對(duì)接頭力學(xué)性能的影響機(jī)理.

1 ? 試驗(yàn)與建模

1.1 ? 試 ? 驗(yàn)

試驗(yàn)材料為3 mm厚6061-T6鋁合金擠壓板材，成分如表1所示. 工件去除焊接表面氧化層后沿?cái)D壓方向進(jìn)行焊接，攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 200 r/min，焊接速度分別為300、500、800、1 200 mm/min，攪拌頭下壓量為0.2 mm，傾角為2.5°. 接頭在焊接過(guò)程中的溫度變化采用熱電偶實(shí)時(shí)測(cè)量，分別在距離焊縫中心線8 mm和10 mm位置加工深度為2 mm的盲孔，將熱電偶插入其中，并用高溫膠帶固定在工件上. 采用NI LABVIEW軟件在線采集熱電偶測(cè)得的實(shí)時(shí)溫度變化，用于與仿真結(jié)果輸出的溫度數(shù)據(jù)對(duì)標(biāo)，采樣頻率為50 Hz. 焊接接頭拉伸試樣尺寸、攪拌頭尺寸以及熱電偶布置位置如圖1所示.

焊接完成后采用線切割加工焊接接頭試樣. 采用Instron 3369萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)按照GB/T 228.1—2010試驗(yàn)方法進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測(cè)試，拉伸速度為5 mm/min;采用HV-1000維氏顯微硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，在垂直于焊接方向的橫截面厚度中心線上每隔0.5 mm記錄一個(gè)點(diǎn)，測(cè)試載荷為9.8 N，保荷時(shí)間為10 s. 所有力學(xué)性能測(cè)試均在焊接完成兩周后進(jìn)行. 接頭垂直于焊接方向橫截面經(jīng)機(jī)械拋光后，采用Keller試劑（3 mL HNO3+6 mL HCl+6 mL HF+150 mL H2O）浸蝕2 min，用COSSIM顯微鏡觀察接頭宏觀形貌. 采用FEI Quanta 200掃描電鏡及電子背散射衍射（EBSD）觀察母材、焊核區(qū)和熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）的顯微組織，試樣經(jīng)機(jī)械拋光后采用10 mL HClO4+90 mL CH3OH混合溶液在-20 ℃溫度、20 V電壓下電解拋光60 s.

1.2 ? 有限元建模

采用ABAQUS商業(yè)軟件中ALE（Arbitrary Lagrangian Eulerian）自適應(yīng)網(wǎng)格方法建立FSW熱力耦合模型，以解決攪拌摩擦焊數(shù)值模擬涉及的大變形和高度非線性問(wèn)題，同時(shí)為保證計(jì)算過(guò)程收斂，攪拌針長(zhǎng)度略大于板厚. 使用庫(kù)侖摩擦描述攪拌頭和工件之間的接觸關(guān)系，系數(shù)設(shè)為0.3[12];為減少網(wǎng)格數(shù)量，提高計(jì)算效率，采用非均勻網(wǎng)格劃分，攪拌頭與工件接觸區(qū)域網(wǎng)格劃分密集，尺寸為0.4 mm，遠(yuǎn)離接觸區(qū)域網(wǎng)格劃分較稀疏，模型如圖2（a）所示. 工件與外部熱交換采用對(duì)流換熱等效，工件和工裝、攪拌頭、空氣導(dǎo)熱系數(shù)分別為5 000 W/（m·℃）、11 000 W/（m·℃）、30 W/（m·℃）[15]. 采用Johnson-Cook材料本構(gòu)模型描述6061-T6鋁合金在不同溫度、應(yīng)變速率下的硬化屬性.

σ=[A+B（εp）n ]1+Cln

1-

（1）

式中：A為參考溫度和應(yīng)變率下初始屈服應(yīng)力;B為材料應(yīng)變硬化模量;n為硬化指數(shù);C為材料應(yīng)變率強(qiáng)化參數(shù);m為材料軟化系數(shù);εp為塑性應(yīng)變;[ε] 為應(yīng)變速率;[ε] 0為參考應(yīng)變率，本文為1;Tr為參考溫度;Tm為熔化溫度. A、B、n通過(guò)擬合母材準(zhǔn)靜態(tài)拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線獲得，C、m值采用文獻(xiàn)[16]中試驗(yàn)的結(jié)果. 上述參數(shù)的取值如表2所示. 材料熱物理參數(shù)采用JMatPro7.0軟件計(jì)算得到，相關(guān)參數(shù)如圖2（b）所示.

2 ? 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 ? 接頭宏觀形貌

圖3為不同焊接速度的FSW接頭焊縫橫截面形貌圖. 右側(cè)為焊接前進(jìn)側(cè)（Advancing Side，AS），攪拌頭轉(zhuǎn)動(dòng)方向與焊接方向相同，材料受到強(qiáng)烈的剪切作用，因此前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)邊界較為明顯. 左側(cè)為焊接后退側(cè)（Retreating Side，RS），攪拌頭轉(zhuǎn)動(dòng)方向與焊接方向相反，材料均向后流動(dòng)，因此焊核區(qū)邊界模糊. 由圖3可見(jiàn)，焊核區(qū)呈“碗”狀，是典型的FSW焊核區(qū)形狀，這是由于隨著與焊縫上表面距離的增加，軸肩對(duì)材料的熱力耦合作用逐漸減弱而攪拌針作用逐漸增強(qiáng)，因此焊核區(qū)呈現(xiàn)上寬下窄的形狀. 當(dāng)焊速為1 200 mm/min時(shí)，由于熱輸入不足，材料流動(dòng)性差，不能及時(shí)填充攪拌頭行進(jìn)時(shí)產(chǎn)生的空腔，焊縫成形性變差，出現(xiàn)未焊合和隧道缺陷.

2.2 ? 接頭力學(xué)性能

2.2.1 ? 接頭顯微硬度分布

圖4為不同焊接速度的FSW接頭橫截面中心硬度分布，將后退側(cè)、前進(jìn)側(cè)硬度最低區(qū)域分別用RLH（Retreating side Low Hardness）、ALH（Advancing side Low Hardness）表示. 熱力影響區(qū)（Thermo-mechanical Affected Zone，TMAZ）寬度較窄[7]，其硬度難以測(cè)試. 當(dāng)焊接速度從300 mm/min增加到1 200 mm/min，焊縫及軟化區(qū)域的寬度明顯變窄，從21 mm減小到16.5 mm;焊核區(qū)（Nugget Zone，NZ）的硬度分布在70～78 HV之間，隨著與焊縫中心的距離增加，硬度開(kāi)始略微下降，除1 200 mm/min試樣外，均在后退側(cè)距焊縫中心線5.5 mm位置附近達(dá)到最低值，之后硬度逐漸恢復(fù)至母材水平. 300 mm/min試樣RLH和ALH硬度較其他試樣差異較小，硬度曲線呈較明顯的“W”形，其他焊接速度下ALH硬度略高于RLH硬度，這與荊洪陽(yáng)等[17]和Liu等[18]的研究結(jié)果一致.

2.2.2 ? 接頭拉伸力學(xué)性能

圖5為不同焊接速度下FSW接頭拉伸力學(xué)性能，每組參數(shù)的結(jié)果為3個(gè)試樣測(cè)試結(jié)果的均值. 6061-T6鋁合金板材的抗拉強(qiáng)度為303 MPa，延伸率為10.7%. 隨著焊接速度的增加，焊接接頭延伸率和抗拉強(qiáng)度均呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢(shì). 在4種焊接速度接頭中，500 mm/min焊速試樣延伸率達(dá)到最高值6.50%;800 mm/min焊速試樣抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值245 MPa，強(qiáng)度系數(shù)為80.86%. 1 200 mm/min焊速試樣雖然存在缺陷，但抗拉強(qiáng)度仍高于300 mm/min焊速試樣，而延伸率最低.

圖6為不同焊接速度下FSW接頭拉伸斷裂位置示意圖. 當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min時(shí)，接頭試樣均斷裂在后退側(cè)熱影響區(qū)，而焊接速度為1 200 mm/min時(shí)，斷裂位置在焊核區(qū). 一般而言，硬度曲線可以很好地反映接頭上各區(qū)域的力學(xué)性能特點(diǎn)[18]，由圖4可知，F(xiàn)SW接頭拉伸斷裂位置對(duì)應(yīng)接頭硬度最低點(diǎn)或缺陷位置. 當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min時(shí)，硬度最低點(diǎn)在后退側(cè)熱影響區(qū)，意味著此處材料軟化嚴(yán)重，拉伸測(cè)試時(shí)易產(chǎn)生裂紋直至斷裂. 而對(duì)于1 200 mm/min焊速試樣，焊接缺陷決定了接頭斷裂位置，焊核區(qū)底部的未焊合缺陷在拉伸過(guò)程中成為裂紋源，使裂紋朝焊核區(qū)擴(kuò)展，最終接頭在焊核區(qū)發(fā)生斷裂.

3 ? 分析與討論

3.1 ? 焊接速度對(duì)接頭溫度及成形性的影響

攪拌摩擦焊接頭各微觀區(qū)域的力學(xué)性能與焊接過(guò)程所經(jīng)歷的溫度曲線有關(guān). 其焊接參數(shù)（焊接速度、轉(zhuǎn)速以及下壓量等）又會(huì)影響焊接過(guò)程中各區(qū)域的溫度分布. 因此，為了分析焊接速度對(duì)接頭溫度場(chǎng)分布的影響，建立了FSW熱力耦合有限元模型，模擬接頭溫度分布隨焊接速度的變化.

為了驗(yàn)證仿真模型計(jì)算得到的溫度場(chǎng)結(jié)果的準(zhǔn)確性，將其與實(shí)測(cè)溫度對(duì)標(biāo)，如圖7所示. 當(dāng)焊接速度為300 mm/min時(shí)，在距離焊縫中心8 mm、10 mm位置，仿真得到的峰值溫度分別為324 ℃、259 ℃，試驗(yàn)測(cè)得的峰值溫度分別為316 ℃、256 ℃，其誤差分別為2.53%、1.17%;當(dāng)焊接速度為800 mm/min時(shí)，仿真得到的峰值溫度分別為310 ℃、251 ℃，試驗(yàn)測(cè)得的峰值溫度309 ℃、245 ℃，其誤差分別為0.32%、2.45%. 由此可見(jiàn)，仿真與試驗(yàn)峰值溫度吻合程度較高，溫度上升曲線一致. 由于無(wú)法考慮實(shí)際中工件和工裝、平臺(tái)之間復(fù)雜的接觸關(guān)系，降溫曲線差異較大. 但本文主要研究接頭不同區(qū)域峰值溫度，對(duì)于降溫曲線計(jì)算可在后續(xù)研究中進(jìn)一步優(yōu)化.

圖8（a）為300～800 mm/min焊接速度的接頭溫度場(chǎng)分布，圖中黑色虛線為金相試驗(yàn)中所獲得的相應(yīng)的接頭焊核區(qū)形狀. 當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min時(shí)，焊核區(qū)在焊接過(guò)程中峰值溫度均在502 ℃以上，焊核區(qū)邊緣峰值溫度為480～502 ℃，溫度分布呈上寬下窄的形狀，隨著與焊縫中心距離的增加，上下表面溫度分布逐漸均勻. 當(dāng)焊接速度增加時(shí)，焊核區(qū)溫度分布均勻性降低. 這是由于焊接過(guò)程中的熱量主要來(lái)自工件和軸肩和攪拌針的摩擦熱，因此，攪拌針根部溫度最高. 進(jìn)一步地，通過(guò)材料內(nèi)部熱傳導(dǎo)及攪拌頭引起的材料流動(dòng)，熱量會(huì)傳遞到無(wú)攪拌頭作用的區(qū)域. 而焊接速度越高，溫度橫向傳導(dǎo)以及焊核區(qū)從上到下傳導(dǎo)的時(shí)間變短，因此，接頭軟化區(qū)域變窄，焊核區(qū)溫度分布差異增大.

圖8（b）為1 200 mm/min焊接速度的接頭溫度場(chǎng)分布及缺陷示意圖. 由圖可知，焊核區(qū)上下表面溫度分布差異明顯，攪拌針根部附近峰值溫度在502 ℃以上，下表面峰值溫度僅為400 ～ 480 ℃. 分析認(rèn)為，當(dāng)焊接速度增加至1 200 mm/min時(shí)，焊核區(qū)上表面產(chǎn)生的高溫向下表面?zhèn)鬟f的時(shí)間進(jìn)一步縮短，而攪拌針產(chǎn)熱有限，下表面材料溫度明顯低于上表面溫度. 下表面材料的焊合主要依靠攪拌針對(duì)材料的摩擦作用，促使材料流動(dòng);當(dāng)材料熱塑性不足時(shí)材料流動(dòng)阻力增大，攪拌不充分從而形成未焊合及隧道缺陷. 在ALE自適應(yīng)網(wǎng)格技術(shù)中，材料在網(wǎng)格切向方向可以自由運(yùn)動(dòng)而在網(wǎng)格法向上與節(jié)點(diǎn)固定，當(dāng)材料軟化程度不足時(shí)，材料無(wú)法流動(dòng)至前進(jìn)側(cè)而朝攪拌頭后側(cè)流動(dòng)，此時(shí)攪拌針后側(cè)存在法向與材料流動(dòng)方向一致的網(wǎng)格，這類網(wǎng)格會(huì)隨著材料的運(yùn)動(dòng)而脫離攪拌針，最終由于畸變嚴(yán)重而中止計(jì)算，如圖8（b）所示.

3.2 ? 焊接速度對(duì)接頭顯微組織的影響

為了研究焊接速度對(duì)接頭焊核區(qū)及熱影響區(qū)RLH顯微組織的影響，本文通過(guò)EBSD獲取300 mm/min、800 mm/min焊接速度下接頭各區(qū)域的晶粒形貌，取點(diǎn)位置如圖9（a）所示，圖中，ND（Normal Direction）為法向，TD（Transverse Direction）為橫向，垂直平面方向?yàn)镽D（Rolling Direction）軋制方向. 圖9（b）為母材晶粒形貌圖，平均晶粒尺寸為89.42 μm.

圖10（a）、圖10（b）分別為300 mm/min、800 mm/min焊接速度下接頭焊核區(qū)的晶粒形貌圖，焊核區(qū)均為等軸晶，這是由焊接過(guò)程發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所致. 其晶粒相比母材明顯細(xì)化，且隨焊接速度增加，平均晶粒尺寸從12.27 μm減小至8.54 μm. 在焊接過(guò)程中，攪拌頭與工件摩擦產(chǎn)生的高溫使材料迅速達(dá)到熱塑性狀態(tài)并產(chǎn)生大量位錯(cuò)，在高應(yīng)變速率下位錯(cuò)不斷累積和重組，形成由小角度晶界（Low Angle Boundaries，LAB）組成的亞晶粒，其晶界取向差角為2°～15°，如圖10所示的細(xì)線;當(dāng)位錯(cuò)進(jìn)一步增加，相鄰晶粒的小角度晶界取向差逐漸增大，最后轉(zhuǎn)變成大角度晶界（High Angle Boundaries，HAB），形成細(xì)小等軸晶，大角度晶界取向差角一般大于15°，如圖10所示的粗線. 同時(shí)，焊接速度越高，冷卻速率越快，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和亞晶界的遷移受到限制，從而抑制再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大[19]. 因此，800 mm/min焊速接頭的焊核區(qū)平均再結(jié)晶晶粒尺寸小于300 mm/min焊速接頭的焊核區(qū)平均晶粒尺寸.

對(duì)于熱影響區(qū)，材料只受到焊接熱作用，晶粒長(zhǎng)大明顯，如圖10（c）、圖10（d）所示. 當(dāng)焊接速度從300 mm/min增加至800 mm/min時(shí)，熱影響區(qū)平均晶粒尺寸從156 μm減小到142 μm，且小角度晶界明顯減少. 一方面，焊接速度的增加縮短了高溫持續(xù)時(shí)間，減少了晶粒在焊接熱作用下長(zhǎng)大時(shí)間. 因此，相比于低焊接速度，高焊接速度接頭的熱影響區(qū)晶粒尺寸減小. 另一方面，由于鋁合金具有高層錯(cuò)能，在高溫和高應(yīng)變下易發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，位錯(cuò)發(fā)生湮滅、重排成低能構(gòu)型，位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)演變成亞結(jié)構(gòu)，形成大量小角度晶界[20]. 焊接速度越低，其回復(fù)進(jìn)行的時(shí)間越長(zhǎng)，形成的小角度晶界越多. 因此，300 mm/min焊接速度下，熱影響區(qū)小角度晶界占比明顯多于800 mm/min焊接速度的試樣.

3.3 ? 焊接速度對(duì)接頭力學(xué)性能的影響

一般而言，F(xiàn)SW接頭顯微硬度分布曲線是接頭各區(qū)域力學(xué)性能變化規(guī)律的直接反映. 對(duì)Al-Mg-Si合金而言，顯微硬度與晶粒尺寸和析出相形貌、密度等密切相關(guān)[21]. 晶粒尺寸越小，材料強(qiáng)度越高，并可根據(jù)霍爾佩奇公式計(jì)算出平均晶粒尺寸對(duì)于材料屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)：

σd = ky d-1/2 ? ? ? （2）

式中：d為平均晶粒尺寸;ky是與材料性質(zhì)有關(guān)的常數(shù). 材料屈服強(qiáng)度σy和硬度Hv存在經(jīng)驗(yàn)關(guān)系式：Hv≈0.33σy. 因此，晶粒尺寸對(duì)硬度貢獻(xiàn)的計(jì)算公式為：

Hvd = kd d-1/2 ? ? ? （3）

式中： kd為比例系數(shù)，其值為50 HV·μm1/2[22].

表3為不同焊接速度樣品焊核區(qū)以及熱影響區(qū)的平均晶粒尺寸及其對(duì)硬度的貢獻(xiàn)，由表3可知，隨焊接速度的增加，焊核區(qū)晶界強(qiáng)化效應(yīng)對(duì)硬度的貢獻(xiàn)值從14.27 HV上升至17.11 HV，而300 mm/min、800 mm/min焊接速度下接頭焊核區(qū)平均硬度均為75.3 HV，晶界強(qiáng)化效應(yīng)貢獻(xiàn)的硬度分別占焊核區(qū)平均硬度的18.9%和22.7%. 雖然接頭熱影響區(qū)RLH區(qū)域晶粒均發(fā)生明顯長(zhǎng)大，但與母材晶界強(qiáng)化效果相比，強(qiáng)化效應(yīng)貢獻(xiàn)的硬度值差異在1.29 HV以下. 同時(shí)，300 mm/min和800 mm/min焊速的接頭熱影響區(qū)RLH平均硬度分別為67.5 HV和72 HV，母材平均硬度為110 HV，對(duì)比晶界強(qiáng)化效應(yīng)貢獻(xiàn)的硬度，可發(fā)現(xiàn)RLH和母材晶界強(qiáng)化作用不明顯. 對(duì)于焊核區(qū)，平均晶粒尺寸最大為12.27 μm，相比母材和接頭熱影響區(qū)，晶界面積更大. 因此，接頭焊核區(qū)晶界強(qiáng)化作用要高于接頭其他區(qū)域. 對(duì)于接頭熱影響區(qū)RLH，晶粒在焊接熱作用下長(zhǎng)大，平均晶粒尺寸超過(guò)140 μm，晶界強(qiáng)化對(duì)于材料力學(xué)性能影響較小. 6系鋁合金是熱處理可強(qiáng)化合金，析出強(qiáng)化是最主要的強(qiáng)化機(jī)制，因此，析出相在焊接過(guò)程中因熱沖擊發(fā)生溶解、相變及粗化是接頭熱影響區(qū)RLH材料性能差異的重要原因.

根據(jù)Dong等[7]的研究，T6狀態(tài)的Al-Mg-Si合金在受到焊接熱影響后，析出相在不同溫度下的變化規(guī)律為：（a）250～320 ℃，β″相轉(zhuǎn)變成β′相以及Q′相;（b）400～480 ℃，β′和Q′相溶解;（c）480～502 ℃，β相析出和溶解. 圖8中菱形標(biāo)記為RLH區(qū)域硬度測(cè)試點(diǎn)位置，虛線表示焊核區(qū)輪廓. 如圖8所示，焊接時(shí)經(jīng)歷的溫度均在480 ℃以上，析出相全部溶解，同時(shí)由于冷卻速度過(guò)快β相無(wú)法析出[7]，焊核區(qū)處于高濃度溶質(zhì)原子和高密度空位狀態(tài)，對(duì)于焊后自然時(shí)效過(guò)程中GP（Guinier Preston zone）區(qū)析出具有顯著促進(jìn)作用[23]. 由此可知，焊核區(qū)硬度的主要貢獻(xiàn)者是自然時(shí)效析出的GP區(qū). 本文中接頭拉伸力學(xué)性能主要取決于熱影響區(qū)RLH析出相狀態(tài)，而此區(qū)域焊接過(guò)程中峰值溫度400～480 ℃，析出相逐步溶解，且焊接速度越高，高溫持續(xù)時(shí)間越短，溶解的析出相越少，材料強(qiáng)度性能損失越低. 因此，隨著焊接速度的增加，RLH區(qū)域硬度上升，接頭強(qiáng)度提高.

4 ? 結(jié) ? 論

通過(guò)對(duì)3 mm厚6061-T6鋁合金攪拌摩擦焊4種焊接速度的對(duì)接接頭進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試、顯微組織觀察以及焊接過(guò)程的有限元仿真模擬，研究了焊接速度對(duì)接頭成形性、顯微組織及力學(xué)性能分布特性的影響，得到以下結(jié)論：

1）焊接速度過(guò)高，將影響焊縫的成形性. 當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min時(shí)，接頭成形質(zhì)量良好. 當(dāng)焊接速度為1 200 mm/min時(shí)，由于焊速過(guò)快，焊核區(qū)下表面升溫不足，材料熱塑性不足，使得材料攪拌不充分，形成未焊合及隧道缺陷.

2）焊接過(guò)程中，接頭不同區(qū)域的晶粒組織演變過(guò)程相差甚大. 接頭焊核區(qū)在攪拌頭的熱力耦合作用下，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的等軸晶;接頭熱影響區(qū)在焊接熱沖擊作用下發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，晶粒尺寸相比母材長(zhǎng)大明顯. 隨著焊接速度的增加，接頭焊核區(qū)和熱影響區(qū)晶粒尺寸均減小.

3）焊接速度是影響接頭力學(xué)性能的重要因素，焊接接頭受熱過(guò)程中，熱影響區(qū)析出強(qiáng)化相的溶解是導(dǎo)致接頭強(qiáng)度下降的本質(zhì)原因. 當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min時(shí)，接頭在拉伸測(cè)試時(shí)均斷裂在后退側(cè)熱影響區(qū)硬度最低點(diǎn)（RLH）;當(dāng)焊速為1 200 mm/min時(shí)，接頭存在未焊合缺陷，從焊核區(qū)斷裂. 接頭RLH處在焊接過(guò)程中峰值溫度為400～480 ℃，達(dá)到了析出相溶解條件;隨著焊接速度的增加，高溫持續(xù)時(shí)間減少，析出相溶解程度降低，材料性能損失減少，接頭力學(xué)性能提升.

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收稿日期：2020-11-10

基金項(xiàng)目：國(guó)家自然科學(xué)基金面上資助項(xiàng)目（51975201），National Natural Science Foundation of China（52975201）;湖南省自然科學(xué)基金青年基金資助項(xiàng)目（2019JJ50054），Youth Project of Natural Science Foundation of Hunan Province（2019JJ50054）;浙江省汽車安全技術(shù)研究重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開(kāi)放基金資助項(xiàng)目（GL/20-002X），F(xiàn)oundation of Zhejiang Province Key Laboratory of Automobile Safety（GL/20-002X）

作者簡(jiǎn)介：李落星（1968—），男，湖南汨羅人，湖南大學(xué)教授，博士生導(dǎo)師

通信聯(lián)系人，E-mail：llxly2000@163.com