井 瑞，譚茂舉，武傳松，石 磊

（山東大學(xué) 材料液固結(jié)構(gòu)演變與加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，濟(jì)南 250061）

2A12 鋁合金和AZ31B 鎂合金的異質(zhì)結(jié)構(gòu)具有質(zhì)輕、高強(qiáng)、彼此性能優(yōu)勢互補(bǔ)等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天領(lǐng)域已得到廣泛應(yīng)用。由于兩者的晶體結(jié)構(gòu)和物理化學(xué)性質(zhì)存在較大差異，實(shí)現(xiàn)2A12/AZ31B 異質(zhì)合金的高質(zhì)量焊接，是亟待解決的關(guān)鍵問題。攪拌摩擦焊（friction stir welding，F(xiàn)SW）作為一種固相焊接技術(shù)，在鋁/鎂異質(zhì)合金的焊接方面具有很大的優(yōu)勢［1-2］。對常規(guī)FSW 做出進(jìn)一步的改進(jìn)，本課題組研發(fā)了超聲振動輔助攪拌摩擦焊接（ultrasonic vibration assisted FSW，UVaFSW）新工藝［3-4］。將UVaFSW 應(yīng)用于AA6061-T6/AZ31B 鋁/鎂異質(zhì)合金的焊接，已經(jīng)取得了良好的工藝效果［5-7］，但尚未將其用于2A12/AZ31B 異質(zhì)合金的高質(zhì)量焊接。2A12 鋁合金是含有Cu 元素的高強(qiáng)鋁合金，因其強(qiáng)度高、硬度大，塑性變形能力弱，將它與AZ31B 焊接具有一定的難度。因此，如何利用UVaFSW 新工藝實(shí)現(xiàn)2A12 與鎂合金的高質(zhì)量焊接，是一個挑戰(zhàn)。

2A12/AZ31B 異質(zhì)合金FSW 或UVaFSW 焊接過程中，鋁與鎂材料之間形成的機(jī)械鎖合、界面處金屬間化合物的厚度和形態(tài)以及焊核區(qū)晶粒結(jié)構(gòu)與取向等，都對異質(zhì)接頭的力學(xué)性能有重要影響［8-9］。攪拌摩擦焊接過程中，焊核區(qū)材料受到攪拌針的強(qiáng)烈作用，經(jīng)歷了較高溫度的熱循環(huán)和嚴(yán)重的塑性變形，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶行為，包括連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）、不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX）和幾何動態(tài)再結(jié)晶（geometric dynamic recrystallization，GDRX）［10-12］。隨著焊接熱-力過程的變化，晶粒的再結(jié)晶過程也隨之變化。Ji 等［13］在鋁合金FSW 過程中發(fā)現(xiàn)GDRX，CDRX 和DDRX 會同時或者交替影響晶粒的再結(jié)晶過程。而對于鎂合金的攪拌摩擦焊接，晶粒在焊接過程中主要經(jīng)歷了CDRX 和DDRX 過程［14-15］。不過上述研究主要基于同種材料FSW，對于2A12/AZ31B 鋁/鎂異種FSW，由于兩種材料不同的物理和力學(xué)性能，結(jié)合界面兩側(cè)勢必會形成不同的晶粒組織結(jié)構(gòu)。焊核區(qū)內(nèi)結(jié)合界面兩側(cè)動態(tài)再結(jié)晶機(jī)制有差異，晶粒尺寸、取向和織構(gòu)也有所不同，這必然對接頭整體的組織和性能有重要影響。除了機(jī)械鎖合程度和金屬間化合物層之外，焊核區(qū)晶粒結(jié)構(gòu)與取向也是影響2A12/AZ31B 異質(zhì)攪拌摩擦焊接接頭性能的重要因素［8-12］。因此，有必要對2A12/AZ31B 鋁鎂異種材料在FSW 和UVaFSW 焊接過程中的晶粒組織演變進(jìn)行深入研究。

本工作將開展2A12/AZ31B 異種材料FSW 和UVaFSW 的對比焊接工藝實(shí)驗(yàn)，對焊核區(qū)不同部位的晶粒組織加以表征，研究FSW 和UVaFSW 焊縫內(nèi)部晶粒的演變過程，揭示超聲振動對晶粒組織演變的影響，探究超聲振動改善鋁/鎂異質(zhì)合金接頭焊合區(qū)微觀組織的作用機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

選用2A12-T4 鋁合金和AZ31B-H24 鎂合金為焊接母材，具體成分及力學(xué)性能分別如表1 和表2 所示。試板尺寸均為200 mm（長）× 65 mm（寬）× 3 mm（厚），試板長度方向?yàn)檐堉品较?，也是鋁、鎂板對接的焊接方向。

表1 母材的名義化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Nominal chemical compositions of base metals （mass fraction/%）

表2 母材的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of base metals

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備及實(shí)驗(yàn)條件

本課題組自主研發(fā)的UVaFSW 系統(tǒng)如圖1 所示。焊接過程中，超聲工具頭通過軸承滾珠接觸攪拌頭，直接將超聲振動作用于攪拌頭，再由攪拌頭傳遞至工件的焊接區(qū)域。該設(shè)備使得作用于剪切層內(nèi)的超聲振動與攪拌頭造成的熱-力作用同步發(fā)生。超聲振動頻率為20 kHz，空載時最大振幅為20 μm。攪拌頭為H13 工具鋼材質(zhì)，內(nèi)凹型軸肩的直徑為12 mm，錐形帶右旋螺紋攪拌針的針長為2.8 mm，根部和端部直徑分別為4.2 mm 和3.2 mm。將2A12 鋁合金板放置于前進(jìn)側(cè)，AZ31B-H24 鎂合金板放置于后進(jìn)側(cè)，攪拌頭偏移量為0 mm。同時，攪拌頭傾角為2.5°，軸肩下壓量為0.1 mm。攪拌頭轉(zhuǎn)速為700 r/min，焊接速度為40 mm/min。在相同工藝條件下分別進(jìn)行FSW 和UVaFSW 焊接實(shí)驗(yàn)，兩者差別僅在于是否施加超聲振動。

圖1 超聲振動輔助攪拌摩擦焊接系統(tǒng)示意圖Fig.1 Schematic diagram of UVaFSW system

焊后利用銑床切割得到焊縫中部處的接頭橫截面試樣。將試樣用金相砂紙干磨到600#，水磨至800#，然后在拋光機(jī)上用毛氈拋光。根據(jù)組織觀察的需要對橫截面進(jìn)行化學(xué)腐蝕。觀察接頭的微觀組織時，先用成分為1.0 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL蒸餾水的Keller 試劑腐蝕5 s，然后用苦味酸溶液（4.2 g苦味酸+70 mL 乙醇+10 mL 乙酸+10 mL H2O）腐蝕10 s。利用ZEISS Gemini 500 場發(fā)射掃描電鏡，開展了母材和焊核區(qū)晶粒組織的電子背散射衍射（EBSD）表征。在準(zhǔn)備EBSD 試樣時，完成機(jī)械拋光的試樣還需要利用離子拋光（ion beam slope cutter Leica EM TIC 3×）去除表面應(yīng)力。在進(jìn)行EBSD 拍攝時，根據(jù)掃描區(qū)域和晶粒尺寸的大小選擇合適的掃描步長。對于焊核區(qū)（weld nugget zone，WNZ），步長選擇為0.1 μm；對于鋁合金和鎂合金母材，步長均選擇為1.5 μm。所有的EBSD 數(shù)據(jù)都是由Channel 5軟件進(jìn)行處理分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 母材的微觀組織

圖2（a-1），（a-2）分別為2A12 鋁合金和AZ31B 鎂合金母材晶粒的微觀結(jié)構(gòu)。鋁合金2A12 的平均晶粒尺寸為12.7 μm。鎂合金母材的平均晶粒尺寸約為50.56 μm （其中，最大晶粒約209.75 μm，細(xì)小的晶粒約2.26 μm），屬于典型的熱軋鎂合金組織。圖2（b-1），（b-2）分別為2A12 鋁合金與AZ31B 鎂合金的晶粒邊界（grain boundary，GB）圖，其中綠色邊界表示小角度晶粒邊界（low-angle grain boundaries，LAGBs），黑色邊界為大角度晶粒邊界（high-angle grain boundaries，HAGBs）。圖中絕大多數(shù)的晶粒邊界都是黑色，說明2A12 鋁合金與AZ31B 鎂合金的晶粒大多為大角度晶粒邊界，小角度晶界占比相對較少；其中2A12 鋁合金小角度晶界占比為5.73%。 AZ31B 鎂合金的小角度晶粒邊界所占比例要稍高于2A12 鋁合金，為17.4%。另外，根據(jù)極圖（圖3），2A12 鋁合金沒有明顯的織構(gòu)，而AZ31B 鎂合金母材最大的織構(gòu)強(qiáng)度為9.53。

圖2 2A12 鋁合金（1）和AZ31B 鎂合金（2）母材的EBSD 圖 （a）IPF；（b）晶粒邊界Fig.2 EBSD maps of base metals for 2A12 aluminum alloy （1） and AZ31B magnesium alloy （2） （a）IPF；（b）GB

圖3 2A12 鋁合金（a）和AZ31B 鎂合金（b）母材的極圖Fig.3 Pole figures of base metals for 2A12 aluminum alloy（a）and AZ31B magnesium alloy（b）

2.2 焊核區(qū)的觀測位置

圖4（a），（b）分別為FSW 和UVaFSW 的焊縫橫截面形貌。在2A12/AZ31B 異種材料FSW 焊核區(qū)中會存在明顯的結(jié)合交界面。這個曲折蜿蜒的交界面表示鋁/鎂材料在焊接過程中發(fā)生了相互穿插混合，形成了機(jī)械鎖合結(jié)構(gòu)。對焊核區(qū)晶粒組織的觀察也主要沿著這個鋁/鎂結(jié)合界面開展。攪拌摩擦焊接過程中，焊縫不同深度位置的材料在焊接時會經(jīng)歷不同的溫度和塑性變形，這種熱-力過程不均勻?qū)缚p微觀結(jié)構(gòu)具有重要影響。沿著鋁/鎂結(jié)合界面選取3 個不同深度位置對晶粒組織進(jìn)行觀察。如圖4（c）所示，圖中的綠色和紅色區(qū)域分別表示在鋁合金側(cè)與鎂合金側(cè)的EBSD 數(shù)據(jù)采集位置。在表征焊核區(qū)的晶粒組織時，EBSD 掃描區(qū)域盡可能地靠近結(jié)合界面，分別在Al側(cè)的小方塊A1～A3 和Mg 側(cè)的小方塊B1～B3 處加以EBSD 表征。

圖4 FSW（a）和UVaFSW（b）焊縫橫截面宏觀金相與EBSD 表征位置（c）Fig.4 Macrographs of FSW（a） and UVaFSW（b） welds at transverse cross-section and EBSD observation positions（c）

2.3 2A12 鋁合金側(cè)晶粒在焊縫厚度方向上的演變

在2A12 鋁合金側(cè)，EBSD 掃描位置為圖4 中的A1～A3 區(qū)域，所得的晶粒微觀結(jié)構(gòu)如圖5 所示。A1區(qū)域距離焊縫上表面僅有0.5 mm，在軸肩的影響下材料發(fā)生劇烈的塑性變形，晶粒有些許的拉長，在水平方向上有明顯的形變?nèi)∠颍鐖D5（a-1），（b-1）所示。A2 區(qū)域位于板厚中間，距離軸肩較遠(yuǎn)，受軸肩的影響較小，受到攪拌針的作用較大，同樣具有明顯的水平方向上的形變?nèi)∠颉3 區(qū)域位于焊縫底部，晶粒主要受攪拌針的影響，經(jīng)歷的應(yīng)變及應(yīng)變速率都相對較小，所以主要由等軸晶粒組成。從晶粒形貌上，F(xiàn)SW和UVaFSW 焊核區(qū)這三處晶粒結(jié)構(gòu)并沒有明顯的區(qū)別。觀察發(fā)現(xiàn)，A1～A3 處的再結(jié)晶機(jī)制為圖5 黑色箭頭位置所示的CDRX 機(jī)制與白色圓圈所示區(qū)域代表的GDRX 機(jī)制的共同作用。

圖5 A1（1），A2（2），A3（3）區(qū)域晶粒結(jié)構(gòu)的IPF 圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.5 IPF maps of grain microstructures in regions A1（1），A2（2），A3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

經(jīng)過統(tǒng)計(jì)，F(xiàn)SW 時，A1～A3 區(qū)域的平均晶粒尺寸分別為0.77，0.80 μm 和0.73 μm；而UVaFSW 時，A1～A3 區(qū)域平均晶粒尺寸分別為0.77，0.77 μm 和0.99 μm?？梢钥闯?，施加超聲振動后，焊核區(qū)底部的鋁側(cè)晶粒尺寸略微增大。結(jié)合A1～A3 區(qū)域晶粒的小角度晶界占比分?jǐn)?shù)圖（圖6）和再結(jié)晶程度圖（圖7），可以看出，A1 區(qū)域的小角度晶界占比較高，這是因?yàn)樵谳S肩的影響下材料更容易發(fā)生劇烈的塑性變形，位錯密度較高，更容易在多邊化的過程中使同號刃型位錯沿著垂直于滑移面的方向排成小角度亞晶界。在A3 區(qū)域，UVaFSW 晶粒的再結(jié)晶程度明顯增大，說明超聲的施加可以顯著提高焊縫底部晶粒的再結(jié)晶程度，這可能與超聲促進(jìn)焊縫底部的材料流動有關(guān)。

圖6 A1～A3 區(qū)域晶粒的小角度晶界占比圖Fig.6 LAGBs diagram of grains in regions A1-A3

圖7 A1～A3 區(qū)域晶粒的再結(jié)晶程度 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.7 Recrystallization degree of grains in regions A1-A3 （a）FSW；（b）UVaFSW

圖8 展示了焊縫中A1～A3 區(qū)域的極圖。與面心立方金屬簡單剪切變形中的標(biāo)準(zhǔn)極圖［8，16］相比，在FSW 時，A1 和A3 區(qū)域中主要織構(gòu)成分為和C。A2 區(qū)域的主要織構(gòu)成分為和成分。而在UVaFSW 中A1 區(qū)域的織構(gòu)為B/，A2 區(qū)域的織構(gòu)為B/，C，A3 區(qū)域的織構(gòu)為B/。，，A 和織構(gòu)通常發(fā)生在應(yīng)變較低的變形過程中，而B/和C成分出現(xiàn)在應(yīng)變較高的變形過程，且B/織構(gòu)的出現(xiàn)比C 織構(gòu)需要材料經(jīng)歷更大的應(yīng)變。在UVaFSW 中含有更多的B/和C 剪切織構(gòu)，這說明施加超聲能場后焊核區(qū)材料的應(yīng)變增加。這在織構(gòu)演變上也說明超聲能場能夠促進(jìn)焊核區(qū)的材料流動。

圖8 A1（1），A2（2），A3（3）區(qū)域的｛100｝，｛110｝和｛111｝極圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.8 ｛100｝，｛110｝ and ｛111｝ pole figures in regions A1（1），A2（2），A3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

2.4 AZ31B 鎂合金側(cè)晶粒在焊縫厚度方向上的演變

鎂合金側(cè)焊核區(qū)不同深度位置的晶粒微觀結(jié)構(gòu)如圖9 所示，其EBSD 掃描區(qū)域?yàn)閳D4 中的B1～B3。基本上，除了B3 區(qū)域，多數(shù)晶粒取向都接近〈0001〉取向。這種現(xiàn)象的出現(xiàn)與焊接過程中材料流動主要受攪拌針的剪切力作用有關(guān)。而對于B3 區(qū)域，這里處于鋁/鎂焊核區(qū)的底部，而通常情況下，鋁/鎂材料受攪拌針端部的影響會在這里發(fā)生劇烈混合，材料的流動也更復(fù)雜，晶粒取向也就不再簡單受攪拌針表面剪切力影響。另外，在B1 區(qū)域的鎂合金晶粒為等軸晶，不同于鋁合金側(cè)的晶粒受軸肩影響被拉長。這應(yīng)該與鋁/鎂材料具有不同的堆垛層錯能，從而發(fā)生不同的再結(jié)晶過程有關(guān)。從晶粒形貌上來看，施加超聲與否并沒有明顯的區(qū)別。觀察發(fā)現(xiàn)，B1～B3 的再結(jié)晶機(jī)制都為圖中黑色箭頭位置所示的CDRX 機(jī)制與白色圓圈所示區(qū)域代表的GDRX 機(jī)制和黑色圓圈所示的DDRX 機(jī)制共同作用。

圖9 B1（1），B2（2），B3（3）區(qū)域晶粒結(jié)構(gòu)的IPF 圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.9 IPF maps of grain microstructures in regions B1（1），B2（2），B3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

經(jīng)過統(tǒng)計(jì)，鎂合金側(cè)在FSW 時，B1～B3 區(qū)域的平均晶粒尺寸分別為2.57，3.52 μm 和2.77 μm；而UVaFSW 時，平均晶粒尺寸分別為3.06，2.43 μm 和2.19 μm。可以看出，晶粒尺寸相比于鋁合金側(cè)時要大；施加超聲振動后，多數(shù)區(qū)域的晶粒尺寸減小。說明鎂合金側(cè)，超聲主要促進(jìn)晶粒的再結(jié)晶形核，對于再結(jié)晶晶粒長大的影響不大，所以UVaFSW 焊核區(qū)鎂合金晶粒的尺寸較FSW 時減小。

圖10 和圖11 分別為B1～B3 區(qū)域晶粒的小角度晶界占比分?jǐn)?shù)圖與再結(jié)晶程度圖。可以看出，施加超聲振動后鎂合金一側(cè)的平均再結(jié)晶程度有所提高，說明超聲促進(jìn)鎂側(cè)晶粒的再結(jié)晶；由于兩種材料的性質(zhì)差異，鎂晶粒的再結(jié)晶程度要明顯小于鋁晶粒。

圖10 B1～B3 區(qū)域晶粒的小角度晶界占比圖Fig.10 LAGBs diagram of grains in regions B1-B3

圖11 B1～B3 區(qū)域晶粒的再結(jié)晶程度 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.11 Recrystallization degree of grains in regions B1-B3 （a）FSW；（b）UVaFSW

圖12 為B1～B3 區(qū)域鎂合金側(cè)焊核區(qū)晶粒的｛0001｝，｛11-20｝和｛10-10｝極圖。鎂合金焊核區(qū)較容易形成｛0001｝基面織構(gòu)，并且在B1～B3區(qū)域都有不同程度的偏轉(zhuǎn)。在B1和B2區(qū)域，無論是FSW 還是UVaFSW，晶粒的c軸都近似平行于焊接方向（welding direction，WD），這是由于材料變形時主要受攪拌針剪切力作用的結(jié)果。然而在B3 區(qū)域，不僅晶粒c軸發(fā)生了較大偏轉(zhuǎn)，而且織構(gòu)強(qiáng)度明顯降低。在這個區(qū)域的材料流動并不是單純的水平或者垂直流動，因此形成晶粒生長時的擇優(yōu)取向也隨之變化?？梢钥闯鍪┘映曊駝訒r，不同區(qū)域的織構(gòu)強(qiáng)度都有所降低，結(jié)合前文對其晶粒微觀結(jié)構(gòu)的分析可以得出，其原因是施加超聲時鎂合金晶粒發(fā)生了更加完全的再結(jié)晶行為，從而減弱了晶粒的取向性。

圖12 B1（1），B2（2），B3（3）區(qū)域的｛0001｝，｛110｝和｛100｝極圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.12 ｛0001｝，｛110｝ and ｛100｝ pole figures in regions B1（1），B2（2），B3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

3 結(jié)論

（1）2A12 鋁合金和AZ31B 鎂合金的平均晶粒尺寸分別為12.7 μm 和50.56 μm。兩者的晶粒大多為大角度晶粒邊界，小角度晶界占比相對較少。2A12 鋁合金晶界的取向差角度接近隨機(jī)分布，晶粒在長大時并沒有發(fā)生明顯的擇優(yōu)取向生長，小角度晶界的比例為5.73%，AZ31B 鎂合金母材的小角度晶界比例為17.4%。2A12 鋁合金沒有明顯的織構(gòu)，而AZ31B 鎂合金母材最大的織構(gòu)強(qiáng)度為9.53。

（2）FSW 和UVaFSW 焊接后，焊核區(qū)2A12 鋁合金側(cè)與AZ31B 鎂合金側(cè)的晶粒尺寸都得到了明顯細(xì)化。2A12 鋁合金側(cè)焊核區(qū)晶粒動態(tài)再結(jié)晶的方式為CDRX 與GDRX 機(jī)制的共同作用。AZ31B 鎂合金側(cè)焊核區(qū)晶粒動態(tài)再結(jié)晶的方式為CDRX，GDRX 和DDRX 機(jī)制的共同作用。施加超聲能夠促進(jìn)晶粒的再結(jié)晶程度，尤其是在鋁側(cè)的中下部和鎂側(cè)的底部，但鋁側(cè)的再結(jié)晶程度要明顯高于鎂側(cè)。

（3）織構(gòu)演變結(jié)果表明，施加超聲振動，鋁側(cè)焊核區(qū)材料的應(yīng)變增加，說明超聲振動能夠促進(jìn)焊核區(qū)的材料流動；鎂側(cè)不同區(qū)域的織構(gòu)強(qiáng)度都有所降低，這是因?yàn)槭┘映晻r鎂合金晶粒發(fā)生了更加完全的再結(jié)晶行為，從而減弱了晶粒的取向性。