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        7N01-T5鋁合金攪拌摩擦焊接頭微區(qū)軟化行為及控制

        2021-06-08 09:29:40陳輝剛韋景勛張哲睿何長(zhǎng)樹
        輕合金加工技術(shù) 2021年11期
        關(guān)鍵詞:力學(xué)性能

        劉 建,陳輝剛,韋景勛,李 建,張哲睿,李 穎,何長(zhǎng)樹

        (1.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司,山東 青島 266111;2.濟(jì)南鐵路局 青島機(jī)車車輛監(jiān)造項(xiàng)目部,山東 青島 266111;3.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧 沈陽 110819;4.東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,遼寧 沈陽 110819)

        Al-Zn-Mg合金是可熱處理強(qiáng)化型鋁合金,由于其力學(xué)性能優(yōu)異、成形性好被廣泛應(yīng)用在航空航天、軌道交通和動(dòng)力能源等諸多領(lǐng)域[1-2]。采用傳統(tǒng)的熔焊對(duì)Al-Zn-Mg合金進(jìn)行焊接時(shí),易出現(xiàn)夾渣、熱裂紋等問題[3]。攪拌摩擦焊(FSW)是在20世紀(jì)90年代由英國(guó)焊接研究所(TWI)研究成功的一種新型固相連接技術(shù)[4]。相對(duì)于熔焊工藝,F(xiàn)SW可避免裂紋、氣孔等焊接缺陷的產(chǎn)生,在鋁合金厚板焊接方面具有明顯優(yōu)勢(shì)[5]。

        FSW接頭通常分為四個(gè)微區(qū),即焊核區(qū)(NZ)、熱機(jī)械影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)與母材區(qū)(BM)。在焊接熱循環(huán)的作用下,不同區(qū)域顯微組織存在很大的差異。大量研究發(fā)現(xiàn),可熱處理強(qiáng)化鋁合金的FSW接頭,從NZ至兩側(cè)HAZ硬度值低于母材的,呈“W”型分布,出現(xiàn)明顯的軟化現(xiàn)象[6-9]。可熱處理強(qiáng)化鋁合金焊接后熱影響區(qū)的軟化主要是由于該區(qū)域在焊接高溫作用下發(fā)生“過時(shí)效”,即與鋁基體共格的第二相脫溶析出并集聚長(zhǎng)大,弱化了強(qiáng)化效果,形成“過時(shí)效”軟化[10]。王冰等人[8]在對(duì)6082-T6鋁合金FSW的研究中發(fā)現(xiàn),接頭顯微硬度最低值出現(xiàn)在HAZ,這是由于該區(qū)域析出大量的粗大β′相,導(dǎo)致HAZ硬度明顯降低;NZ及TMAZ的顯微硬度同樣低于母材的,這是由于原有的β″相回溶到鋁基體中,雖然該區(qū)域在焊后冷卻過程中再次析出一定數(shù)量的GP區(qū),但強(qiáng)化作用不及β″相的。俞宗華等人[9]對(duì)7050鋁合金攪拌摩擦焊的研究同樣發(fā)現(xiàn)了HAZ為接頭的薄弱區(qū),η′相減少,η相增多和粗化是導(dǎo)致該區(qū)域硬度降低的主要原因??蹬e等人[11]對(duì)2219-T8鋁合金攪拌摩擦焊接頭的研究中發(fā)現(xiàn)接頭硬度最低值在靠近HAZ側(cè)的TMAZ,采用熱電偶測(cè)定焊接過程中接頭TMAZ的峰值溫度在380 ℃~400 ℃,在這樣的焊接熱循環(huán)作用下,θ′相發(fā)生回溶或粗化,導(dǎo)致硬度降低。

        目前大量研究表明,低熱輸入可以減弱焊接接頭熱影響區(qū)析出相的粗化。因此,在保證焊接接頭無焊接缺陷的前提下,通過改變焊接工藝參數(shù)來降低焊接熱輸入可以在一定程度上提高焊接接頭的力學(xué)性能[12-13],但該方法對(duì)焊接接頭力學(xué)性能的提高有限。有研究發(fā)現(xiàn)在FSW過程中施加強(qiáng)制冷卻可以更明顯地提高焊接接頭的力學(xué)性能[14-15]。Zhang等人[16]對(duì)2219-T6鋁合金進(jìn)行了水下攪拌摩擦焊接,焊接接頭最大抗拉強(qiáng)度為360 N/mm2,比空冷條件下接頭的最大抗拉強(qiáng)度高6%。Fu等人[17]分別在熱水和冷水中對(duì)7075鋁合金進(jìn)行水下攪拌摩擦焊接,研究結(jié)果表明,與空冷條件下FSW焊接接頭相比,冷水和熱水焊接條件下的接頭抗拉強(qiáng)度分別提高了5%和14%,這是由于水冷可以抑制接頭HAZ析出相的粗化,同時(shí)在熱水中進(jìn)行FSW又能加速NZ析出強(qiáng)化相粒子的再次脫溶析出??梢娝翭SW能夠有效抑制接頭HAZ發(fā)生“過時(shí)效”,從而提高接頭力學(xué)性能。然而,采用水下焊接工藝往往會(huì)存在焊接熱輸入不足的問題,從而導(dǎo)致焊接缺陷的形成,且該工藝的實(shí)際應(yīng)用難度也較大。

        本實(shí)驗(yàn)針對(duì)可熱處理強(qiáng)化型鋁合金FSW接頭存在微區(qū)軟化的問題,對(duì)10 mm厚7N01-T5鋁合金擠壓型材進(jìn)行雙面FSW,研究了接頭微區(qū)軟化的機(jī)制以及自然時(shí)效對(duì)FSW接頭微區(qū)軟化的影響,并在焊接過程中施加局部冷卻,以期消除或減少軟化區(qū),從而提高接頭的力學(xué)性能,為提高可熱處理強(qiáng)化鋁合金FSW結(jié)構(gòu)件安全性和可靠性提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。

        1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

        實(shí)驗(yàn)選用10 mm厚7N01-T5鋁合金擠壓型材進(jìn)行雙面攪拌摩擦焊接。合金化學(xué)成分如表1所示。焊接試板尺寸為350 mm×150 mm。焊接采用的攪拌頭軸肩直徑為15.5 mm,攪拌針長(zhǎng)為5.8 mm,如圖1所示。焊接選用兩組不同焊接參數(shù):攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 200 r/min,焊速分別為40 mm/min和80 mm/min(樣品分別命名為1200-40和1200-80),主軸傾角為2.5°,焊接方向和試板長(zhǎng)度方向均平行于擠壓方向。為探究焊接過程中的熱循環(huán),在進(jìn)行第一道次焊接過程中采用SH-8型多通道溫度測(cè)試儀對(duì)距焊縫中心不同位置進(jìn)行溫度采集,如圖2所示。此外,為解決接頭軟化問題,本研究在焊接過程中采用通有循環(huán)水的冷卻銅管對(duì)熱影響區(qū)進(jìn)行局部冷卻,如圖3所示。冷卻銅管距離焊縫中心20 mm(根據(jù)1200-40和1200-80接頭顯微硬度測(cè)試結(jié)果確定),焊接參數(shù)選用攪拌頭轉(zhuǎn)速為1200 r/min,焊速為80 mm/min(樣品命名為IC1200-80)。

        表1 7N01-T5鋁合金型材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 7N01-T5 aluminum alloy profile(wt%)

        圖1 攪拌頭Fig.1 FSW tool

        圖2 試板上熱電偶的位置Fig.2 Thermocouple positions on the workpiece

        圖3 施加局部冷卻示意圖Fig.3 Schematic diagram of local cooling

        試板焊接完成后,在垂直于焊接方向上截取金相試樣,經(jīng)砂紙打磨、拋光,接著采用Keller試劑腐蝕,然后在OLYMPUS-QX 71金相顯微鏡下進(jìn)行宏、微觀組織觀察;采用JEM-2100F場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡(TEM)觀察接頭微區(qū)沉淀析出相特征;采用Wilson-Wolpert401MVD顯微維氏硬度計(jì)在試樣厚度中心處進(jìn)行硬度測(cè)試,硬度點(diǎn)間隔1 mm,加載載荷為1 N,保荷時(shí)間15 s;采用25 t SANS電子萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)接頭進(jìn)行拉伸性能測(cè)試,拉伸試樣取樣位置及尺寸如圖4所示。

        圖4 拉伸試樣取樣位置及尺寸示意圖Fig.4 Schematic diagram of the sampling position and dimension of the tensile specimen

        2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

        2.1 顯微組織

        圖5為不同參數(shù)下焊縫外觀和接頭橫截面宏觀形貌。在兩種工藝參數(shù)下均獲得了表面成型良好,

        圖5 不同參數(shù)下焊縫外觀和接頭橫截面宏觀形貌Fig.5 Macrostructures of the surface and cross section of joints with different heat input

        且無缺陷的接頭。對(duì)比發(fā)現(xiàn),1200-40接頭試樣相比于1200-80接頭試樣焊核區(qū)更為飽滿,搭接區(qū)的面積也更大,這是由于焊速為40 mm/min的接頭熱輸入更大,攪拌針周圍塑化的金屬更多,參與攪拌作用的金屬也更多,因此焊核區(qū)面積更大。

        圖6為不同參數(shù)下接頭各區(qū)的顯微組織照片,其中HAZ只受焊接熱循環(huán)的作用,沒有發(fā)生變形,不同參數(shù)下接頭HAZ晶粒均呈纖維狀特征(圖6a和圖6b)。TMAZ受到機(jī)械力和熱循環(huán)的雙重作用,晶粒被拉長(zhǎng)呈流線形分布(圖6c和圖6d)。NZ在焊接過程中受到攪拌針劇烈地?cái)嚢杓拜S肩向下的鍛壓力作用,使得NZ經(jīng)歷高溫及強(qiáng)烈的塑性變形,原始母材中纖維狀晶粒破碎并發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,最終形成細(xì)小的等軸晶組織(圖6e和6f)。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒尺寸可以通過公式(1)來計(jì)算[18]。

        d-1=a+bln(Z)

        (1)

        式中:

        d—晶粒尺寸;

        a和b—常數(shù);

        Z—Zener-Hollomon參數(shù),又可以表達(dá)為

        (2)

        式中:

        ε—應(yīng)變速率;

        Q、T、R—分別為激活能、熱力學(xué)溫度和理想氣體常數(shù)。

        由公式(1)和(2)可知,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的晶粒尺寸與Zener-Hollomon參數(shù)Z成反比。相同攪拌頭轉(zhuǎn)數(shù)條件下,降低焊速,焊接熱輸更高,導(dǎo)致參數(shù)Z減小,所以1200-40接頭NZ的晶粒尺寸比1200-80接頭的大。

        2.2 顯微硬度

        圖7a為1200-40和1200-80接頭焊后48 h及自然時(shí)效30 d后的顯微硬度分布曲線圖。由顯微硬度結(jié)果可知,不同焊接參數(shù)下接頭的顯微硬度分布均呈典型的“W”型特征,沿NZ中心呈對(duì)稱分布,NZ及附近TMAZ和HAZ硬度值均低于BM的,出現(xiàn)微區(qū)軟化現(xiàn)象。焊后自然條件下放置48 h,1200-40接頭NZ硬度在68.5 HV~74.2 HV范圍內(nèi)波動(dòng),距離NZ中心約17 mm處為硬度低值區(qū)(LHZ),顯微硬度最低值為61.5 HV;而1200-80接頭NZ區(qū)顯微硬度在74.5 HV~84 HV范圍內(nèi)波動(dòng),LHZ距離NZ中心約19 mm,顯微硬度最低值為67.7 HV,1200-80接頭各區(qū)顯微硬度均略高于1200-40接頭的顯微硬度。自然時(shí)效30 d后,相比與焊后48 h,接頭不同區(qū)域顯微硬度均有一定程度提高,其中NZ及其附近區(qū)域顯微硬度提高幅度最大,LHZ顯微硬度提高幅度較小。1200-40接頭自然時(shí)效30 d后NZ平均顯微硬度提高至97.8 HV,接近母材顯微硬度值,而LHZ顯微硬度值(71.2 HV)仍明顯低于母材的。1200-80接頭自然時(shí)效30 d后,NZ和LHZ的硬度分別提高至102.7 HV和76.4 HV,略高于1200-40接頭NZ和LHZ的顯微硬度。

        圖6 不同參數(shù)下接頭各區(qū)的顯微組織照片F(xiàn)ig.6 Microstructure characteristics of joints with different heat input

        根據(jù)接頭顯微硬度分布特征,對(duì)焊接過程中的溫度進(jìn)行采集,溫度采集位置如圖2所示。采集結(jié)果如圖7b和7c所示。1200-40接頭TMAZ(位置a)、LHZ(位置b、d)和靠近母材側(cè)的HAZ(位置c)的峰值溫度分別為316.9 ℃、295.7 ℃、291.7 ℃和241.7 ℃。1200-80接頭a、b、c和d位置的峰值溫度分別為302.2 ℃、261.1 ℃、219.5 ℃和258.9 ℃,各溫度采集點(diǎn)的峰值溫度均低于1200-40接頭相應(yīng)采集點(diǎn)的峰值溫度。這是由于提高焊接速度,攪拌頭的軸肩與板材接觸的時(shí)間縮短,而攪拌摩擦焊接主要產(chǎn)熱來源于軸肩與板材的摩擦產(chǎn)熱,兩者的摩擦作用時(shí)間變短,產(chǎn)熱量也就減少,因此1200-80接頭各溫度采集點(diǎn)的峰值溫度均低于1200-40接頭的,從而使1200-80接頭各測(cè)溫位置析出相的粗化程度比1200-40接頭的低,1200-80接頭各區(qū)的顯微硬度比1200-40接頭的高。

        2.3 第二相表征

        圖8為1200-40和1200-80接頭LHZ和NZ析出相粒子的TEM觀察結(jié)果。發(fā)現(xiàn)不同參數(shù)下接頭LHZ晶粒內(nèi)部均存在較多的η相和η′相,η相長(zhǎng)約45 μm,表明LHZ發(fā)生了一定程度的“過時(shí)效”,導(dǎo)致該區(qū)域顯微硬度低于母材硬度。NZ在機(jī)械攪拌和焊接熱循環(huán)的作用下,原母材中存在的大量析出相發(fā)生了回溶,在焊接冷卻及后續(xù)的自然時(shí)效過程中析出GP區(qū),如圖8c和d所示。

        圖8 不同熱輸入條件下接頭各區(qū)的第二相粒子Fig.8 Second phase particles of different regions of the joints under different heat input conditions

        2.4 力學(xué)性能

        圖9為1200-40和1200-80接頭焊后自然時(shí)效30 d的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果。1200-40接頭力學(xué)試樣的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為287 N/mm2、210 N/mm2和8.97%;1200-80接頭拉伸試樣的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為309 N/mm2、220 N/mm2和9.61%。不同焊接參數(shù)下接頭拉伸試樣均斷裂于熱影響區(qū)。相比于1200-40接頭,1200-80接頭試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了7.7%、5.1%和7.1%,結(jié)果表明焊接熱輸入小的接頭力學(xué)性能更為優(yōu)異。

        圖9 不同焊接參數(shù)條件下接頭的力學(xué)性能Fig.9 Mechanical properties under different welding parameters

        3 分析與討論

        3.1 接頭軟化機(jī)制分析

        對(duì)于可熱處理強(qiáng)化7N01鋁合金,沉淀強(qiáng)化為主要強(qiáng)化機(jī)制。其析出序列一般為:SSSS(過飽和固溶體)-GP區(qū)-η′相-η相(MgZn2)。GP區(qū)、η′相和η相為主要析出相,其中GP區(qū)和η′相起主要強(qiáng)化作用,而η相的強(qiáng)化效果較弱。GP區(qū)、η′相和η相的形成溫度區(qū)間分別為20 ℃~120 ℃、120 ℃~250 ℃和150 ℃~300 ℃,溶解溫度區(qū)間分別為50 ℃~150 ℃、200~250 ℃和300~420 ℃[19]。攪拌摩擦焊接是一個(gè)快速加熱與冷卻的過程,焊接過程往往伴隨著析出相的溶解與再析出,接頭各個(gè)區(qū)域受到的機(jī)械作用及熱循環(huán)不同,導(dǎo)致接頭不同區(qū)域析出相粒子組態(tài)不同[20]。本研究中7N01-T5鋁合金FSW接頭的軟化行為主要與焊接過程中母材中的η′相溶解和向粗大η相轉(zhuǎn)變有關(guān)。

        根據(jù)接頭顯微硬度測(cè)試結(jié)果(圖7a)以及接頭不同區(qū)域測(cè)溫結(jié)果(圖7b)可知,1200-40接頭焊接過程中距離NZ中心30 mm處(位置c)的峰值溫度為241.7 ℃,該峰值溫度在η相形成溫度范圍內(nèi)(150 ℃~300 ℃),因此在焊接過程中該位置主要發(fā)生部分η′相向η相轉(zhuǎn)變,從而導(dǎo)致該區(qū)域顯微硬度降低。相比于c位置,距NZ中心17 mm處(位置b、d)的峰值溫度進(jìn)一步提高至295.7 ℃和291.7 ℃,高溫停留時(shí)間延長(zhǎng),導(dǎo)致更多的η′相溶解或η相形成,如圖8a所示,因此該區(qū)域的硬度值最低。距NZ中心14 mm(位置a)處的峰值溫度為316.9 ℃,該溫度在η相溶解溫度范圍(300 ℃~420 ℃)內(nèi),該區(qū)域在焊接升溫過程中主要發(fā)生沉淀相的溶解,但相對(duì)于峰值溫度更高的NZ沉淀強(qiáng)化相溶解并不完全,仍存在η相的析出和粗化。因此該位置相對(duì)于固溶程度較高的NZ,顯微硬度略有降低,但高于析出相粗化程度最高的LHZ的顯微硬度(位置b和d的硬度)。

        在相同主軸轉(zhuǎn)速條件下,提高焊接速度,可降低焊接熱輸入,由圖7c測(cè)溫結(jié)果可知,1200-80接頭各特征點(diǎn)的峰值溫度均低于1200-40接頭的,然而接頭各區(qū)析出相粒子的演變規(guī)律與1200-40接頭的類似,因此1200-80接頭試樣顯微硬度分布特征同樣呈“W”型。

        綜上所述,10 mm厚7N01-T5鋁合金雙面FSW接頭焊后NZ和HAZ均出現(xiàn)微區(qū)軟化現(xiàn)象,NZ軟化的形成是由于T5狀態(tài)母材中的η′析出強(qiáng)化相在熱-機(jī)械作用下發(fā)生溶解,導(dǎo)致顯微硬度相對(duì)于母材大幅降低。根據(jù)圖7a自然時(shí)效30 d后的顯微硬度結(jié)果可知,NZ的顯微硬度可以通過在自然時(shí)效過程中GP區(qū)的脫溶析出恢復(fù)至母材硬度值。而HAZ軟化區(qū)的形成是由于該區(qū)域在焊接熱循環(huán)作用下析出了粗大的η相,導(dǎo)致該區(qū)域的時(shí)效強(qiáng)化能力減弱,自然時(shí)效后該區(qū)域仍是接頭性能最薄弱區(qū)??梢?,無論改變焊接工藝參數(shù)還是對(duì)焊后接頭進(jìn)行自然時(shí)效,均不能解決或明顯改善LHZ的微區(qū)軟化問題,這明顯降低了接頭的力學(xué)性能。

        3.2 施加局部冷卻對(duì)微區(qū)軟化的控制

        為了減弱接頭LHZ的微區(qū)軟化現(xiàn)象,本研究在焊接過程中對(duì)參數(shù)為1200-80的FSW接頭LHZ施加局部冷卻,局部冷卻焊接如圖3所示,接頭試樣標(biāo)記為IC1200-80。圖10為施加局部冷卻的IC1200-80接頭和不施加局部冷卻的1200-80接頭焊后48 h顯微硬度分布曲線圖和自然時(shí)效30 d后拉伸性能測(cè)試結(jié)果。

        圖10 1200-80接頭和IC1200-80接頭顯微硬度分布曲線圖和力學(xué)性能Fig.10 Microhardness distribution curves and tensile properties of 1200-80 and IC1200-80 joints

        IC1200-80接頭試樣顯微硬度分布特征與1200-80接頭試樣相似,均呈“W”型,不同的是IC1200-80接頭試樣HAZ軟化區(qū)顯微硬度得到了明顯的提高,相比于1200-80接頭試樣,LHZ最低硬度值從67.7 HV提高到了76.4 HV,提高了12.9%,LHZ至NZ中心距離由19 mm縮短至15 mm。這是由于焊接過程中施加局部冷卻能夠有效降低HAZ的峰值溫度,減小HAZ范圍,同時(shí)對(duì)η′相的溶解及η相的析出和粗化具有一定的抑制作用,從而有效減弱了微區(qū)軟化行為。自然時(shí)效30 d后,IC1200-80接頭的平均抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為336 N/mm2、231 N/mm2和9.25%,拉伸試樣均斷裂于LHZ。與1200-80接頭試樣的拉伸性能相比,抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了8.6%和4.2%,伸長(zhǎng)率變化不大??梢姡ㄟ^在焊接過程中對(duì)HAZ軟化區(qū)施加局部冷卻可以顯著提高接頭的力學(xué)性能。

        圖11為接頭拉伸試樣斷口的側(cè)面金相和斷口SEM照片。不同工藝條件下接頭拉伸試樣均斷裂于LHZ,1200-80接頭拉伸試樣斷裂位置與NZ中心的距離為21.6 mm,而IC1200-80接頭拉伸試樣斷裂位置與NZ中心的距離減小至15.0 mm,如圖12a、c所示,這與硬度測(cè)試結(jié)果吻合,即拉伸試樣斷裂于硬度值最低區(qū)。不同工藝條件下接頭拉伸試樣斷口與拉伸過程中的加載方向均呈45°夾角,斷口附近出現(xiàn)頸縮現(xiàn)象,拉伸斷口中存在大量韌窩,屬于韌性斷裂特征。1200-80接頭拉伸試樣斷口中韌窩尺寸差異較大,大的韌窩內(nèi)包含許多小的均勻的韌窩,在大韌窩底部還可以觀察到許多破碎的第二相粒子;而IC1200-80接頭拉伸試樣斷口韌窩尺寸相對(duì)較小,且韌窩更深,這與IC1200-80接頭試樣有著更優(yōu)異的力學(xué)性能有關(guān)。

        圖11 接頭拉伸試樣斷口的側(cè)面金相和斷口SEM照片F(xiàn)ig.11 Transverse photomicrographs of tensile fracture location of joints

        4 結(jié) 論

        1)不同焊接速度條件下,10 mm厚7N01-T5鋁合金雙面攪拌摩擦焊接頭顯微硬度分布均呈“W”型,NZ及HAZ的硬度值低于母材的,出現(xiàn)微區(qū)軟化現(xiàn)象。與較低熱輸入1200-80接頭相比,高熱輸入(1200-40)接頭NZ和HAZ的顯微硬度更低,微區(qū)軟化現(xiàn)象更為明顯。

        2)NZ軟化的形成是由于T5狀態(tài)母材中的η′析出強(qiáng)化相在熱-機(jī)械作用下發(fā)生回溶,導(dǎo)致顯微硬度相對(duì)于母材大幅降低。NZ軟化可以通過焊后自然時(shí)效,GP區(qū)的再次脫溶析出得以解決。自然時(shí)效30 d后,NZ的顯微硬度可恢復(fù)至母材硬度值。

        3)HAZ軟化區(qū)(LHZ)的形成是由于該區(qū)域在焊接熱循環(huán)作用下析出了粗大的η相,導(dǎo)致該區(qū)域的時(shí)效強(qiáng)化能力減弱,自然時(shí)效后該區(qū)域仍是接頭性能最薄弱區(qū)。無論改變焊接工藝參數(shù)還是對(duì)焊后接頭進(jìn)行自然時(shí)效,均不能解決或明顯改善LHZ的微區(qū)軟化問題。

        4)在焊接過程中對(duì)LHZ施加局部冷卻,能有效改善LHZ微區(qū)軟化問題。施加局部冷卻后,接頭焊態(tài)顯微硬度最低值(76.4 HV)比空冷焊接條件下接頭顯微硬度最低值(67.7 HV)提高了8.7 HV;自然時(shí)效30 d后,施加局部冷卻的接頭平均屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為231 N/mm2、336 N/mm2和9.25%,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了4.2%和8.6%。

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