冷卻條件對2519A鋁合金攪拌摩擦焊焊縫性能的影響

宋繼超，葉凌英，張新明，賀地求，李紅萍

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083；

2. 中南大學 機電工程學院，湖南 長沙，410083；

3. 中國商飛上海飛機設計研究院，上海，200232)

英國焊接研究所(TWI)于1991年發明了攪拌摩擦焊技術，避免了熔焊中熱裂紋、氫氣孔、疏松和變形等常見的缺陷，成功焊接了多種鋁合金[1?5]，能夠焊接熔焊通常認為難焊甚至無法焊接的鋁合金材料，如2×××和7×××系列的鋁合金[6]。攪拌摩擦焊使用攪拌頭與被焊材料摩擦產生高溫，使攪拌頭周圍材料進入熱塑化狀態，在攪拌頭移動過程中，攪拌頭周圍材料在熱和力的作用下通過擴散和再結晶，形成致密的固相連接[7]，是一個持續的熱剪切和熱鍛過程[8]。攪拌頭在高速旋轉時產生的熱量會使焊縫周圍形成一個熱影響區，降低了焊縫的力學性能，很多學者在焊接過程中采用冷卻工藝以提高性能。Benavides等[9]使用液氮作為攪拌摩擦焊焊接過程的冷卻介質，對 2024鋁合金進行焊接，使焊核區晶粒比常規焊接的晶粒更加細小。Liu等[5]將2219-T6鋁合金放置在水中進行攪拌摩擦焊，發現在水中焊接可提高焊縫的性能。在空氣中焊接焊縫的斷裂位置在熱影響區，而在水中焊接的斷裂位置在熱機影響區和焊核區交界處。Upadhyay等[10]比較了空氣和水中攪拌摩擦焊焊接 AA7050-T7鋁合金的性能，發現水中焊接能夠提高熱影響區的硬度，減小熱影響區范圍。2519A鋁合金是中南大學在2519鋁合金基礎上研發出的一種新型裝甲材料[11]，目前尚無對2519A鋁合金采用冷卻工藝進行攪拌摩擦焊接的報道，本研究分別在空氣和水流中焊接2519A鋁合金，并研究其焊接性能和焊縫組織。

1 實驗材料與方法

實驗材料為2519A-T87鋁合金板材，合金成分見表1，力學性能見表2。

表1 2519A鋁合金化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of 2519A aluminum alloy %

表2 2519A鋁合金力學性能Table 2 Mechanical properties of 2519A aluminum alloy

實驗時將2519A合金制成250 mm×75 mm×2.75 mm(長×寬×厚)板材，在中南大學機電工程學院研制的龍門式攪拌摩擦焊機上進行焊接。焊接用攪拌頭軸肩直徑為9 mm，攪拌頭底部直徑為3.5 mm，頂部直徑為2.5 mm，長度為2.6 mm，傾斜角為2.5°，垂直軋向單道對接焊接。通過優化工藝，焊接過程中選擇壓下量為0.1 mm左右，旋轉速度為2 700 r/min，焊接速度為60 mm/min，分別采用在空氣中焊接并冷卻(簡稱空冷)和在水流中焊接并冷卻(簡稱水冷)。

焊接完成后，沿垂直焊縫方向制取拉伸試樣，相鄰拉伸試樣之間的材料用來制備硬度試樣和金相試樣。用 HV—10B硬度計測定維氏硬度，硬度測試位置距焊縫上表面2/5處，間隔0.5 mm取1個點；在MTS810電子拉伸機上進行拉伸實驗；在 Leica EC3光學顯微鏡上觀察焊接接頭微觀組織；在TecnaiG220型透射電鏡上觀察焊核區微觀組織。

2 實驗結果及分析

2.1 冷卻條件對焊縫表面形貌的影響

2519 A鋁合金具有較好的高溫性能[11]，在經過多次實驗并優化參數后，發現在較高的旋轉速度或者較高的轉速(n)/焊速(v)比下可以得到性能較好的接頭，在轉速為2 700 r/min，焊速為60 mm/min時，分別采用空冷和水冷工藝，得到的焊縫形貌如圖1所示，圖中攪拌頭都按順時針方向旋轉，從左往右焊接。

圖1 不同冷卻條件下焊縫表面形貌Fig. 1 Surface images under different cooling conditions

從圖 1(a)可以看出：空冷焊接時飛邊較嚴重，后退側飛邊明顯比前進側的多。這是因為在較高的旋轉速度下，焊接接頭軸肩區域組織受到軸肩劇烈的摩擦，產生大量熱，材料處于較高的熱塑化狀態，易于流動。隨著軸肩高速旋轉，熱塑化狀態的材料在摩擦和離心力的作用下，從軸肩邊緣被向外甩出，形成飛邊[12]。同時，前進側有大量材料被帶到后退側，此時后退側處于熱塑化狀態的材料明顯多于前進側，發生塞集，產生的飛邊也比前進側多。嚴重的飛邊會導致接頭內部產生缺陷。當采用水冷工藝后，接頭軸肩區域溫度大幅度降低，材料處于較為合適的熱塑化狀態，隨軸肩被甩出去的趨勢減弱，飛邊明顯減少，如圖1(b)所示。此時，材料流動性能降低，隨軸肩和攪拌針向后退側堆積的材料明顯減少，在前進側就發生堆積，故此時前進側飛邊比后退側的多。

2.2 冷卻條件對焊接接頭微觀組織的影響

2519 A鋁合金焊縫前進側微觀組織如圖2所示。比較圖 2(a)和(b)可以看出：2種工藝下前進側組織沒有明顯區別，都是稍微變形的母材組織和焊核區組織，并且分界明顯，幾乎看不到過渡區域。這是因為在焊接過程中，焊縫周圍母材組織變形方向與該處攪拌頭的旋轉方向相同。在前進側，母材受到攪拌針向前的旋轉作用而有向前變形的趨勢，變形方向與焊接方向相同；焊縫內處于熱塑化狀態的材料在攪拌頭擠壓和攪拌頭后面空腔的作用下，沿軸肩和攪拌針外表面向后逆時針流動，方向與焊接方向相反，這樣焊縫附近母材與母材附近熱塑化狀態材料的流動方向相反，變形差很大，分界明顯。

圖2 2519A鋁合金焊縫前進側微觀組織Fig. 2 Microstructure of advancing sides in 2519A aluminum alloy welded joints

2519 A鋁合金焊縫后退側微觀組織如圖3所示。其中，圖3(a)和(b)分別為空冷和水冷條件下后退側的晶粒形貌，2種工藝下后退側都有1個明顯的過渡區，由沿軋向被拉長的母材晶粒變為等軸晶粒。后退側母材受攪拌頭作用變形方向與焊接方向相反，母材附近熱塑化狀態材料受到擠壓和空腔作用，向攪拌頭后方流動，兩者流動方向相同，變形差很小，能夠一起變形，形成一個由母材逐漸過渡到焊核區的熱機影響區。但圖3(a)和 3(b)中的后退側組織有明顯區別，空冷時后退側發生晶粒形貌變化的范圍很寬，晶粒變化趨勢緩慢，而水冷條件下后退側晶粒變化比較明顯，熱機影響區域相對狹窄。這是因為水冷條件下后退側峰值溫度低，持續時間短，在熱機作用下能夠變形的材料少，變形情況比空冷條件下劇烈，熱機影響區減小，過渡區域相對狹窄。

圖3 2519A鋁合金焊縫后退側微觀組織Fig. 3 Microstructure of retreating sides in 2519A aluminum alloy welded joints

圖4 2519A鋁合金焊縫焊核區微觀組織Fig. 4 Microstructure of nuggets in 2519A aluminum alloy welded joints

圖4所示為2519A鋁合金空冷焊縫焊核區(NZ，Nugget Zone)金相組織，其中，圖4(d)中黑色物質為腐蝕過程中產生的雜質。圖4(a)底部有1條貫穿整個焊縫的隧道型缺陷，該缺陷會嚴重降低焊縫力學性能[12]。在攪拌摩擦焊過程中，攪拌針移動時會在后面形成1個空腔，需要由攪拌針帶動處于熱塑性狀態的材料來填充，如果軸肩部分摩擦劇烈，軸肩區域的材料熱塑化嚴重，不但容易形成如前文所述的飛邊，而且形成的飛邊減少了填充攪拌針后面空腔的材料，容易導致焊縫底部填充材料不足，形成孔洞或者隧道型缺陷[12]，伴隨著還有吻接等缺陷。而水冷條件下可以使軸肩區材料處于最佳熱塑化狀態，抑制了飛邊的產生，填充材料充足，且旋轉速度高，有足夠的鍛壓力，能夠形成致密無缺陷的焊核組織，如圖4(b)所示。從圖4可以看到洋蔥環，目前對洋蔥環的形成機制沒有成熟的理論，一般認為是在攪拌頭移動、旋轉和螺紋(或溝槽)攪動共同作用下形成的，而且洋蔥環的產生是焊縫性能良好的標志[4]。圖 4(c)和(d)所示為空冷和水冷條件下焊核區的晶粒形貌，可以看出焊核區都發生了完全再結晶，但是空冷條件下的晶粒粒徑明顯大于水冷條件下的晶粒粒徑，空冷條件下晶粒粒徑為5～11 μm，水冷條件下焊核區晶粒粒徑為 1～5 μm。根據完全動態再結晶狀態，發生再結晶的溫度越低，形成的晶粒越細小[9]。水冷條件下焊核區溫度明顯低于空冷下的溫度，并且水冷條件下散熱快，最高溫度持續的時間短，故水冷的焊核區形成的完全再結晶晶粒更加細小。

2.3 冷卻條件對焊縫力學性能的影響

焊縫硬度分布如圖5所示。2種工藝下的硬度下降區域包括了熱影響區(HAZ，Heat affected zone)、熱機影響區(TEMZ，Thermal-mechanical affected zone)和焊核區。當采用空冷焊接時，硬度的分布呈現W型，材料從熱影響區開始出現硬度下降，到與熱機影響區交界處，硬度到達最低值，然后硬度開始上升；在接近焊核中間位置的硬度值升到局部最高，然后開始下降，硬度最低值出現在前進側熱影響區與熱機影響區交界處。采用水冷時，硬度分布呈現 U型，且熱影響區明顯變窄，焊核區維氏硬度平均值約為98，低于空冷條件下的焊核區的平均維氏硬度 109，硬度最低值出現在焊核區。

圖5 不同冷卻條件下硬度分布Fig. 5 Hardness profiles under air or water cooling condition

焊縫硬度的差別由工藝條件決定。攪拌摩擦焊是通過攪拌頭產生的熱量來焊接的，本研究選擇較高的旋轉速度/焊接速度比，n/v為45，能夠產生足夠的熱量，空冷焊接時焊核區的峰值溫度可以達到500 ℃左右[1]，接近或達到2519A合金的固溶溫度，在高溫與力的作用下焊核區的θ′強化相會發生溶解，失去強化作用，焊核區硬度下降，但是，在機械攪動作用下原來板條狀晶粒會發生完全再結晶，形成等軸晶。根據Hall?Petch關系，晶粒數目和晶界面積都增多，會提高材料的綜合力學性能，其硬度比沒有發生完全再結晶的熱機影響區的硬度高，出現如圖5所示焊核區硬度上升的趨勢。熱影響區的硬度下降主要是由于在高溫熱循環作用下發生了析出相的長大[13]，長條狀θ′強化相長大為球形θ相，有利于位錯的運動，同時晶粒形狀沒有發生變化，熱影響區弱化，硬度下降。采用水冷工藝時，熱影響區明顯變窄，且硬度最低值比空冷中的最低值略有提高。這是因為水流降低了熱循環對周圍材料的影響范圍和影響程度。斷裂一般發生在硬度最低值區域，并且與硬度有很大關系[5]，可以預見水冷接頭的強度有所提升。但是，采用水冷以后，焊核區的硬度沒有升高，硬度分布均勻，沒有像空冷接頭焊核區那樣有明顯的上升和下降趨勢。圖 4(c)和(d)中，水冷焊核區晶粒比空冷焊核區晶粒更加細小，根據Hall?Petch 關系，焊核區的硬度應該隨著晶粒尺寸的減小而增大，但是硬度結果卻與此相反，水冷焊核區平均硬度低于空冷焊核區平均硬度。這要從影響硬度的幾個因素分析，對于可熱處理強化鋁合金，析出相形貌分布、位錯密度、晶粒粒徑和固溶度都會影響材料硬度，焊縫的硬度分布是這4種機制共同作用體現出來的，各種因素的影響效果與工藝條件有很大關系[5]，但是，起主要強化作用的是析出相的形態和分布，Hall?Petch關系影響效果較弱[14]。為了探尋焊核區析出相的形貌和分布情況，對焊核區試樣進行TEM分析，TEM照片如圖6所示。

圖6 焊核區透射照片Fig. 6 TEM micrographs of the nugget zones

圖 6(a)中，晶粒內有很多細小呈條狀的析出相，長度為100 nm左右；在圖6(b)中幾乎看不到細小的析出相，取而代之的是粗大的析出相，球形析出相較多。在空冷條件下焊接，焊核區的溫度較高，在熱和力的作用下，主要發生了析出相的溶解，析出相的長大并不明顯，焊核區相當于進行了固溶處理。在隨后冷卻過程中，會發生時效現象，析出細小的強化相[15]。水冷條件下由于水流降溫作用強烈，焊核區溫度明顯低于空冷下焊核區的溫度，材料中原有的析出相部分溶解，有很多析出強化相長大為球形的析出相，長大情況比水冷條件下明顯，焊核區固溶度低于空冷焊接焊核區固溶度。水冷焊接時冷卻速度快，冷卻過程的時效作用弱，而空冷條件下焊核區固溶度高，隨后的冷卻速度也慢，促進了空冷條件下焊核區時效的發生。析出的細小相能夠提高接頭硬度，同時空冷焊核區較高的固溶度也能提高接頭硬度，這2個條件綜合作用使空冷焊核區硬度反而高于晶粒更加細小的水冷條件下的焊核區硬度[10,14]。

焊接接頭的拉伸強度如表3所示。在空冷條件下，焊縫抗拉強度只有289 MPa，比水冷條件下的抗拉強度低51 MPa。由圖4(a)可知：空冷條件下焊縫處存在缺陷，且硬度最低值比水冷條件下的硬度低，強度明顯低于水冷條件下的強度。最低硬度在一定程度上可以反映材料最薄弱的區域[5]，水冷條件下焊核區和熱機影響區交界處硬度最低，斷裂也發生在這里。空冷焊接接頭焊核區存在缺陷，缺陷處最先開裂，并且裂紋沿著缺陷的位置擴展，使斷裂發生在焊核區。

表3 焊接接頭強度Table 3 Strength of welded joints for air or water cooling condition

3 結論

(1) 在轉速為2 700 r/min，焊速為60 mm/min條件下，采用空冷和水冷的焊接工藝焊接了2519A鋁合金，空冷焊接時容易產生較大的飛邊和隧道型缺陷，水冷焊接時得到沒有明顯缺陷的焊接接頭，且焊縫美觀，抗拉強度為340 MPa，達到母材強度的72%。

(2) 空冷條件下的焊接接頭硬度分布呈W型，水冷的接頭硬度呈U型，水冷明顯縮小了熱影響區的范圍，減小了熱影響區的硬度平均值和最低值；水冷焊接使后退側熱機影響區范圍變窄，晶粒變化明顯，且焊核區晶粒明顯小于空冷焊核區晶粒。

(3) 空冷條件下焊核區溫度高，固溶程度高，有利于在隨后的冷卻過程中發生時效，從而析出細小的強化相，而水冷條件下固溶程度不高，析出相長大明顯，所以，水冷條件下焊核區平均硬度低于空冷條件下焊核區平均硬度。

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