張 浩，何長樹，李曉丹，李 穎

(1.東北大學 材料科學與工程學院，遼寧 沈陽 110819；2.東北大學 材料各向異性與織構教育部重點實驗室，遼寧 沈陽 110819；3.沈陽飛機工業(yè)(集團)有限公司，遼寧 沈陽 110850)

目前，運載火箭貯箱等大型部件普遍采用先分塊成形，再焊接的方式進行制造，但存在尺寸精度差、生產(chǎn)效率低等問題，采用大尺寸坯料進行整體成形則有望使這些問題得到解決[1-2]。但目前國內(nèi)某廠生產(chǎn)的板材寬度不能滿足成形部件的尺寸要求，采用拼焊板技術可以增加成形坯料板的寬度，進而解決生產(chǎn)大型部件受板材寬度限制的問題[3-4]。

拼焊板(Tailor-welded Blanks，TWBs)成形技術是通過焊接的方式把數(shù)塊不同材質或不同尺寸的金屬板料連接在一起從而形成一整張板材，而后采用特定的成形工藝對坯料進行整體成形的方法，廣泛應用于汽車制造、飛機制造等行業(yè)[5]。主要的拼焊方法有激光焊接[6]、電子束焊接[7]、鎢極氬弧焊接[8]和攪拌摩擦焊接[9]進而影響拼焊板的成形性能。但是采用熔焊方法焊接鋁合金時，容易產(chǎn)生熱裂紋和氣孔等缺陷[9]。攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding，F(xiàn)SW)作為一種固相連接方式，在焊接鋁合金方面具有其獨特優(yōu)勢[10]。美國華盛頓大學采用5083-SP材料結合攪拌摩擦拼焊及超塑性成形技術為波音公司制造了直徑約為2.5 m的進氣道唇口試驗件[11]，美國NASA采用攪拌摩擦拼焊和旋壓成形制造2195鋁鋰合金油箱穹頂[12]。

但板材經(jīng)過FSW拼焊，在后續(xù)的成形過程中，由于焊縫區(qū)組織與母材明顯不同，變形能力差異較大，影響了拼焊板的整體成形性能[13]。Z.B.Wang等人通過高溫液壓脹形實驗對2024-T4鋁合金FSW拼焊板成形性能進行研究，發(fā)現(xiàn)焊態(tài)拼焊板脹形高度遠低于母材的。對此，國內(nèi)外學者進行了大量的研究，發(fā)現(xiàn)通過焊后熱處理可以使FSW拼焊板的成形性能得到一定的改善。Mohammad Mahdi等人對6061和2014鋁合金異質FSW拼焊板在不同退火溫度下進行極限脹形研究，發(fā)現(xiàn)拼焊板在一定溫度范圍內(nèi)的退火處理后，成形性能得到提高[14]。胡志力等人為了提高2024-O鋁合金FSW拼焊接頭的塑性而進行焊后退火處理，發(fā)現(xiàn)焊核區(qū)的顯微硬度值降低，抗拉強度、屈服強度與焊態(tài)接頭的相比變化不大，伸長率顯著上升[15]，他們認為接頭塑性的提高是受到熱作用的影響，但未進行成形性評價試驗。此外，該團隊基于拼焊→固溶+時效→沖壓成形的工藝路線，對2024-O鋁合金FSW拼焊板進行固溶、時效處理，并進行杯突試驗，研究固溶溫度對拼焊板杯突值的影響，發(fā)現(xiàn)當固溶溫度為495 ℃時，杯突值受焊核區(qū)異常晶粒長大的影響而嚴重下降[16]，而當固溶溫度為450 ℃時，未出現(xiàn)異常晶粒長大，杯突值得到一定提高。由上述研究可見，在經(jīng)過適當?shù)暮负鬅崽幚砗?，拼焊板的成形性能可得到一定的改善?/p>

拼焊板的成形性能是指金屬薄板在沖壓成形過程中抵抗破裂的能力，即薄板在發(fā)生破裂前能夠獲得的最大變形程度。關于成形性的評價方法主要包括：杯突試驗、液壓脹形試驗、鋼模脹形試驗、拉深試驗等[5]。而杯突試驗是目前學者評價板材成形性最廣泛使用的方法，能夠更準確地研究拼焊板焊縫的變形特點。本文作者基于FSW拼焊→退火→整體沖壓成形→固溶+時效→分段安裝的工藝路線對拼焊板進行研究，采用上述工藝路線可以避免異常晶粒長大對部件后期服役性能的影響，并利用杯突試驗對拼焊板的成形性能進行評價，然而通過杯突試驗只能獲得到杯突值等基礎數(shù)據(jù)，無法對拼焊板在杯突過程中的變形規(guī)律進行直接觀測。

數(shù)值模擬技術可對拼焊板在成形過程進行應力-應變計算，學者們可以掌握其成形規(guī)律，也可對成形件的薄弱處進行相關預測，減少成形試驗量，對模具結構設計優(yōu)化具有重要的現(xiàn)實意義[17]。Janka等人針對DC06鋼板采用AutoForm軟件進行兩種脹形高度的數(shù)值模擬實驗，通過Mises應力和等效塑性應變(PEEQ)來預測這兩種脹形零件的減薄率和薄弱處，預測結果與實際結果相符[18]。Schrek等人通過Dynaform數(shù)值模擬軟件對異材拼焊板進行拉深成形模擬，通過云圖可以預測方盒件在成形過程中的薄弱處，并對焊縫偏移進行預測，結果表明，在確定成形過程的初始條件和邊界條件的情況下，有限元模擬方法對成形性的預測和拉深過程中影響因素的觀察是相對準確的[19]。上述研究均發(fā)現(xiàn)等效塑性應變最大處是成形件的薄弱處，此位置減薄率最大。因此通過數(shù)值模擬可以彌補杯突試驗無法準確獲得杯突試驗停止時試樣應力應變分布特征，并對裂紋起裂位置進行預測。

本項目以FSW拼焊→退火→整體沖壓成形→固溶+時效→分段安裝工藝路線為背景，對2024-O鋁合金FSW拼焊板進行焊后退火處理并進行杯突試驗，利用數(shù)值模擬技術對杯突過程進行模擬，并對接頭的微觀組織進行觀察，旨在揭示杯突值變化的本質原因，探究模擬終止時杯突試樣應力應變分布規(guī)律，對裂紋起裂位置進行合理預測，為拼焊板成形技術的應用提供理論基礎和數(shù)據(jù)支持。

1 試驗材料及方法

試驗材料為2024鋁合金軋制板材，焊前狀態(tài)為退火態(tài)，化學成分見表1，試料尺寸規(guī)格為300 mm×80 mm×2 mm。

表1 2024-O鋁合金板化學成分(質量分數(shù)/%)

焊接形式為對焊，焊接方向與板材軋制方向(即長度方向)一致。攪拌摩擦焊機設備型號為FSW-2AX-T8，旋轉速度為1 000 r/min，焊接速度為80 mm/min，攪拌頭軸肩直徑為10 mm，軸肩形狀為雙圓環(huán)形狀，攪拌針加工成帶右螺紋的圓錐型，根部直徑3.5 mm，端部直徑2.5 mm，針長1.85 mm，焊接時，攪拌頭的傾角為2.5°。焊后熱處理參考YS/T591-2017《變形鋁及鋁合金熱處理》標準，使用循環(huán)風爐對拼焊板進行焊后退火處理，在300 ℃的條件下保溫2 h，后隨爐冷卻至260 ℃。金相試樣沿垂直于焊縫方向進行截取，金相試樣在粗磨、細磨、粗拋和細拋后，將樣品浸入到Barker試劑(質量分數(shù)5%的HBF4)腐蝕40 s～80 s，陽極覆膜參數(shù)為電壓26 V，電流控制在2 A～2.5 A，采用金相顯微鏡(DX53M)進行觀察。EBSD的測試樣品制備方式與金相樣品制備方法相同，經(jīng)麂皮精拋的樣品還需要電解拋光后才能進行EBSD測試，電解拋光液為質量分數(shù)10%的高氯酸酒精溶液，拋光電壓20 V，拋光時間20 s，電流控制在0.3 A～0.4 A，掃描電鏡(JOEL-7001F)的放大倍數(shù)為2 000倍，步長為0.3 μm，對接頭進行EBSD觀察。使用Wilson-Wolpert 401MVD顯微維氏硬度計依據(jù)GB/T 2654-2008《焊接接頭硬度試驗方法》標準在焊后48 h內(nèi)進行顯微硬度測試，在接頭橫截面上沿垂直于焊接方向的中心線上進行硬度測試，加載載荷為1 N，保載時間為10 s，兩硬度點之間間隔為0.5 mm。在室溫下利用型號為AG-XPLUS的電子萬能試驗機并參考GB/T 2652-2008《焊縫及熔敷金屬拉伸試驗方法》對焊縫進行縱向拉伸試驗，拉伸速率為2 mm/min，拉伸試樣尺寸如圖1所示。

圖1 縱向拉伸非標準試樣尺寸示意圖

采用BCS-30D板材成形試驗機依據(jù)GB/T 4156-2007《金屬材料薄板和薄帶埃里克森杯突試驗》進行杯突試驗，其原理如圖2所示，杯突試驗所選壓邊力10 kN，凸模速度20 mm/min，控制載荷0.6 kN，潤滑條件為薄膜潤滑，試樣尺寸為70 mm×70 mm。

圖2 杯突試驗原理圖

2 數(shù)值模擬

圖3為杯突試驗中凸模、凹模、壓邊圈及板材或拼焊板模型的建立。因考慮模型具有對稱性，選擇1/2模型進行建立，其中凸模直徑為φ20 mm，凹模直徑為φ25 mm。對板材進行分區(qū)劃分，并進行分區(qū)賦予材料的屬性。其中除了板材或拼焊板為可變形體以外，其余模型均為離散剛性體。此外，針對模型的特殊點進行相應的參考點標記，便于后續(xù)邊界條件、載荷條件等的設定。

圖3 杯突試驗模型的建立

圖4為焊態(tài)和焊后退火態(tài)接頭焊縫縱向室溫拉伸試驗應力-應變曲線，并對焊縫的材料屬性進行賦予。其他參數(shù)：密度為2.78 g/cm3，泊松比為0.333，楊氏模量為66 320 MPa。圖5為拼焊板網(wǎng)格劃分示意圖，焊縫和母材采用相同的劃分方式和單元類型，其中單元大小均為0.4 mm3。對板材與凸模接觸面、板材與凹模接觸面、板材與壓邊圈接觸面進行接觸類型和摩擦因數(shù)的設定，模具與板材之間采用罰函數(shù)接觸，摩擦因數(shù)均設定為0.12，載荷設置依據(jù)實際杯突試驗參數(shù)而進行設定。

圖4 焊態(tài)和焊后退火態(tài)焊縫應力-應變曲線

圖5 拼焊板網(wǎng)格劃分

3 結果與討論

3.1 杯突試驗結果

對母材、焊態(tài)和焊后退火態(tài)拼焊板進行杯突試驗，發(fā)現(xiàn)母材的杯突值為11.53 mm；焊態(tài)拼焊板的杯突值僅為8.23 mm，經(jīng)過焊后退火處理后，其杯突值達到10.49 mm。杯突試驗行程-載荷曲線及杯突試樣裂紋位置如圖6所示，可以看出焊態(tài)拼焊板曲線對應的凸模行程最短，而經(jīng)過焊后退火處理后，行程-載荷曲線對應的凸模行程接近于母材的，說明拼焊板的成形性能接近于母材的成形性能。此外，當凸模位移一定時，焊態(tài)拼焊板需要的沖壓力大于焊后退火態(tài)拼焊板所需的沖壓力，即當拼焊板的變形程度相同時，后者所需的沖壓力更小，成形更容易。

圖6 杯突試驗行程-載荷曲線及裂紋位置

3.2 數(shù)值模擬結果

運用ABAQUS數(shù)值模擬軟件對母材、焊態(tài)和焊后退火態(tài)拼焊板的杯突試驗進行模擬，并對應力和應變進行計算分析。圖7和圖8為模擬試驗停止時，即杯突試驗停止時，三種狀態(tài)杯突試樣的應力和應變分布特征。由圖7a可以看出，母材的最大等效塑性應變集中在頂部，焊態(tài)試樣最大塑性應變集中在焊縫與母材的交界處(見圖7b)。而經(jīng)過焊后退火處理后，最大塑性應變集中在焊縫處，見圖7c。圖8為Mises應力分布情況，由圖8a可以看出，母材的應力高值區(qū)主要集中在整個凸面，應力值在170 N/mm2左右，焊態(tài)拼焊板的最大應力主要集中焊縫處，應力值在249 N/mm2～271 N/mm2之間，而其周邊母材金屬的應力僅在113 N/mm2～158 N/mm2之間，由焊縫到母材，其應力值呈現(xiàn)陡降的趨勢，見圖8b。而經(jīng)過焊后退火處理后，最大應力仍集中在焊縫處，應力值介于184 N/mm2～200 N/mm2范圍內(nèi)，周邊的母材金屬的應力介于167 N/mm2～184 N/mm2范圍內(nèi)，由焊縫到母材，其應力值呈現(xiàn)平降的趨勢，見圖8c。

圖7 不同狀態(tài)拼焊板模擬終止時等效塑性應變分布

圖8 不同狀態(tài)拼焊板模擬終止時Mises應力分布

等效塑性應變最大處通常被認為是整個杯突試樣的薄弱處，即裂紋起裂的位置[18]，而裂紋的出現(xiàn)就是導致整個杯突試驗停止的原因。針對母材、焊態(tài)和焊后退火態(tài)杯突試樣等效塑性應變分布，對裂紋發(fā)生位置進行預測，并對三種狀態(tài)杯突試樣沿著垂直于焊縫的中心線進行剖開，然后對每個小單元的等效塑性應變數(shù)據(jù)進行提取，提取結果如圖9所示。由圖9可見，焊態(tài)拼焊板在杯突過程中，最大等效塑性應變出現(xiàn)在熱影響區(qū)，而且整個焊縫的等效塑性應變均低于母材，經(jīng)過焊后退火處理之后，焊縫的等效塑性應變升高，其分布形式與母材類似，而且最大等效塑性應變出現(xiàn)在焊縫處。但值得注意的是，以母材等效塑性應變分布為例，其最大等效塑性應變在頂部呈環(huán)狀分布，這是因為在模擬終止后，杯突試樣頂部中心位置的等效塑性應變較低，這是因為當凸模剛與板材接觸時，接觸區(qū)域小，最大等效塑性應變集中于頂部中心，而當凸模繼續(xù)運動時，由于材料的各向異性，板材無法與凸模繼續(xù)保持較好的貼模性，因此最大等效塑性應變轉而出現(xiàn)在頂部中心的周圍，呈現(xiàn)環(huán)狀。

圖9 等效塑性應變提取結果

3.3 杯突試驗結果與數(shù)值模擬結果對比分析

由圖6可見，在杯突試驗實測結果中，母材、焊態(tài)和焊后退火態(tài)杯突試樣的裂紋分別發(fā)生在頂部、焊縫與母材交界處(即熱影響區(qū))和焊縫處，這與圖7和圖9數(shù)值模擬中最大等效塑性應變的位置相對應。由圖10可見，焊態(tài)拼焊板經(jīng)過退火處理后，其杯突樣品的杯突高度分布特征與母材的相似，而從杯突試樣剖面照片可以發(fā)現(xiàn)，與母材相比，焊后退火態(tài)杯突試樣也存在明顯的減薄現(xiàn)象，圖11為杯突試樣剖面厚度分布特征。對杯突試樣厚度方向的減薄率利用公式(1)進行計算：

圖10 杯突試樣剖面高度分布特征及宏觀圖片

圖11 杯突試樣剖面厚度分布特征

Δt=(T變形前-T變形后)/T變形前

(1)

式中：

T變形前—杯突試樣變形前厚度；

T變形后—杯突試樣變形后厚度；

Δt—減薄率。

對三種杯突試樣的模擬結果和實測結果均提取了厚度最小處的數(shù)據(jù)進行計算，發(fā)現(xiàn)模擬終止時，母材、焊態(tài)和退火態(tài)杯突試樣的最大減薄率分別為51%、22%和44%，實測最大減薄率分別為52%、21%和48%。這說明經(jīng)過焊后退火處理后的拼焊板，焊縫的變形能力遠大于焊態(tài)拼焊板的，對模擬結果和實測結果進行比較分析，發(fā)現(xiàn)兩者數(shù)據(jù)基本符合，驗證了模擬結果的準確性。

3.4 拼焊接頭顯微硬度測試及微觀組織觀察

對焊態(tài)和焊后退火態(tài)接頭進行顯微硬度測試，母材的平均顯微硬度為53 HV，圖12為焊態(tài)與焊后退火態(tài)接頭顯微硬度分布。焊態(tài)接頭顯微硬度分布類似“Ω”形，焊縫中心的顯微硬度值最高，達到了106 HV。從顯微硬度分布特征還可以發(fā)現(xiàn)，由前進側(AS)母材區(qū)到焊核區(qū)中心，呈現(xiàn)突增的趨勢，而由焊核中心到后退側(RS)母材區(qū)，則呈現(xiàn)出遞減的趨勢。焊態(tài)接頭經(jīng)過焊后退火處理之后，焊縫中心的顯微硬度最大值為68 HV，但仍略高于母材的顯微硬度，由AS側母材區(qū)至RS側母材區(qū)，顯微硬度分布特征與焊態(tài)接頭類似。

圖12 兩種狀態(tài)接頭顯微硬度分布

為了進一步研究母材、焊態(tài)和焊后退火態(tài)杯突值和顯微硬度存在差異的原因，對接頭進行微觀組織觀察。由圖13可見，拼焊接頭呈現(xiàn)出典型的非均質組織特征，根據(jù)微觀組織差異，焊接接頭可以分為焊核區(qū)、軸肩影響區(qū)、熱機影響區(qū)、熱影響區(qū)。從金相觀察結果可以發(fā)現(xiàn)，熱影響區(qū)的晶粒為拉長的纖維狀，與母材相同；后退側熱機影響區(qū)和前進側熱機影響區(qū)組織差別明顯是由于兩側塑性金屬流動方式不同；焊核區(qū)為細小的等軸晶組織特征，這是由于纖維狀晶粒特征的母材在FSW過程中經(jīng)歷強烈塑性變形和摩擦熱的作用，發(fā)生了動態(tài)再結晶，形成了細等軸晶，焊態(tài)接頭和焊后退火態(tài)接頭焊核區(qū)平均晶粒尺寸分別為1.8 mm±0.8 μm和2.5 mm±1.1 μm。

圖13 拼焊接頭各微區(qū)組織

母材、焊態(tài)接頭和焊后退火態(tài)接頭焊核區(qū)的SEM觀察及EDS成分分析結果分別如圖14a，b和c所示?？梢?，在母材以及接頭焊核區(qū)(焊態(tài)和退火態(tài))中都觀察到了數(shù)量較多的球狀相粒子A和數(shù)量較少的塊狀相粒子B。根據(jù)EDS成分分析結果并結合文獻[16]，判定球狀相粒子A為Al2CuMg結晶相，塊狀相粒子B為(Cu,Fe,Mn) Al6結晶相。

由圖14a可見，母材中球狀Al2CuMg相的尺寸分布較寬，大尺寸相的直徑達5 μm，小尺寸相的直徑小于1 μm。由于Al2CuMg相為可溶結晶相，那些尺寸較小的Al2CuMg相在進行FSW拼焊時極易發(fā)生溶解[20]，產(chǎn)生固溶強化效果，這應該是導致焊態(tài)樣品焊核區(qū)顯微硬度升高的原因之一。此外，塊狀(Cu,Fe,Mn) Al6相的尺寸在7 μm～12 μm之間，而且在其內(nèi)部可以觀察到明顯的微裂紋。

由圖14b可見，在焊態(tài)接頭焊核區(qū)中除了觀察到球狀的Al2CuMg相之外，還觀察到橢球狀的Al2CuMg相，其長軸平行于金屬流動方向。Al2CuMg相的尺寸與母材中的(圖14 a)相比變化不明顯。另外，所觀察到的塊狀(Cu,Fe,Mn) Al6的尺寸在5 μm～8 μm之間，與母材相比，其尺寸有減小的趨勢。這是因為母材中粗大塊狀(Cu,Fe,Mn) Al6相在FSW過程中剪切力的作用下發(fā)生了破碎，而且在破碎后的(Cu,Fe,Mn) Al6相內(nèi)部同樣觀察到了微裂紋。

與焊態(tài)接頭相比(圖14b)，退火態(tài)接頭焊核區(qū)中Al2CuMg相以及(Cu,Fe,Mn) Al6相(圖14c)的形貌和尺寸均沒有明顯變化，這是由于退火溫度較低，僅Al2CuMg可溶結晶相可能發(fā)生少量的溶解[15]。

圖14 掃描電子顯微圖像和能譜分析

基于以上研究結果，我們認為焊態(tài)接頭焊核區(qū)顯微硬度的升高可歸因于兩方面，一方面由于焊核區(qū)Al基體在FSW作用下發(fā)生了動態(tài)再結晶形成了細小的等軸晶，起到細晶強化的作用。另一方面，母材中小尺寸的Al2CuMg相在攪拌摩擦焊過程中熱-機械作用下發(fā)生了部分溶解，并在冷卻過程中形成了過飽和固溶體，進而起到了固溶強化的效果。FSW接頭在300 ℃退火時，焊核區(qū)中Al基體晶粒長大，以及過飽和Al基體中脫溶析出的Al2CuMg相發(fā)生粗化[20]，是導致退火態(tài)接頭焊核區(qū)顯微硬度值下降的根本原因。

從FSW接頭各微區(qū)的微觀組織特征及顯微硬度分布特點來看，焊態(tài)拼焊板試樣呈現(xiàn)出非均質的特征，在杯突過程中，其焊核區(qū)與其周邊金屬強度差異較大，致使焊縫與周邊金屬的協(xié)同變形能力惡化。因此，與母材相比，焊態(tài)拼焊板的成形性能顯著下降。而焊后退火處理后，焊核區(qū)發(fā)生了明顯軟化，降低了焊核區(qū)與周邊金屬的力學性能差異，提高了杯突過程中焊縫與周邊金屬的協(xié)同變形能力，杯突值得到明顯提高。值得說明的是，母材、焊態(tài)接頭和退火態(tài)接頭焊核區(qū)中的塊狀(Cu,Fe,Mn)Al6相內(nèi)部均存在微裂紋，這些難溶結晶相粒子內(nèi)部微裂紋及其與基體的界面處極可能成為杯突形變過程中的裂紋源，進一步實驗驗證工作正在進行中。

4 結 論

1)焊態(tài)拼焊板經(jīng)退火處理后，杯突值由8.23 mm提高到10.49 mm，接近母材的杯突值11.53 mm。焊后退火導致拼焊板焊核區(qū)發(fā)生軟化，提高了其與周圍金屬的協(xié)同變形能力，進而提高了拼焊板的成形性能。

2)杯突試驗過程的數(shù)值模擬結果表明，杯突試驗模擬過程終止時杯突試樣剖面高度及厚度分布特征均與實測結果相符；等效塑性應變最大位置是杯突試樣的薄弱區(qū)，該區(qū)減薄率最大，是裂紋的起裂位置，這與杯突試驗中裂紋出現(xiàn)的位置一致。

3)在攪拌摩擦焊接過程中的熱-機械作用下，焊核區(qū)Al基體發(fā)生動態(tài)再結晶導致的細晶強化以及Al2CuMg相發(fā)生溶解產(chǎn)生的固溶強化是焊態(tài)接頭焊核區(qū)硬度明顯升高的主要原因；焊后退火處理過程中，焊核區(qū)Al基體晶粒長大以及從過飽和Al基體中脫溶析出的Al2CuMg相發(fā)生粗化，導致退火態(tài)接頭焊核區(qū)顯微硬度明顯下降，焊核區(qū)發(fā)生軟化。