6005A－T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與力學性能特征

董 鵬，孫大千，李洪梅，宮文彪，劉 杰

（1吉林大學 材料科學與工程學院，長春130025；2長春軌道客車股份有限公司，長春130062）

6005A－T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與力學性能特征

董 鵬1，孫大千1，李洪梅1，宮文彪2，劉 杰2

（1吉林大學 材料科學與工程學院，長春130025；2長春軌道客車股份有限公司，長春130062）

采用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡、透射電子顯微鏡、拉伸實驗機和顯微硬度計對6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭的微觀組織及力學性能進行了研究。結果表明：焊核區為細小的等軸晶，幾乎所有粒子溶于基體；熱機械影響區呈現為被拉長的畸變晶粒，且存在大量的位錯；熱影響區的組織明顯粗化，處于過時效狀態。與母材相比，攪拌摩擦焊接頭的強度及伸長率均有下降趨勢，且接頭出現軟化，最小硬度值出現在前進側的熱影響區內。攪拌頭旋轉速率為1200r／min、焊接速率為200mm／min時可獲得優質接頭，抗拉強度達到母材強度的72%，伸長率達到母材的69%。

6005A鋁合金；攪拌摩擦焊；微觀組織；顯微硬度；拉伸性能

鋁合金具有大的比強度、高的塑性、良好的耐腐蝕性能以及優良的機械加工性能。6005A鋁合金在具有上述優點之外，還具有較好的擠壓性能，是大型鋁型材的主要選擇材料之一。目前，軌道車輛，特別是高速列車、地鐵列車、雙層客車和輕軌列車等現代化車輛，多采用6005A鋁合金的整體組焊結構［1］。

使用傳統熔化焊工藝焊接鋁合金時，主要出現的焊接性問題有：焊縫中的氣孔、焊接熱裂紋、焊接接頭與母材的等強性等。此外，鋁合金的線脹系數大、導熱性強，焊接時容易產生翹曲變形。這些問題與鋁合金的物理性質有關，因此很難得到根本的解決［2］。

攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，FSW）被證明是解決鋁合金焊接問題較為有效的方法。由于焊接過程中不需要填充材料且焊接溫度低于母材的熔點，因此一定程度上避免了氣孔、裂紋、偏析、變形等熔化焊常見的焊接性問題［3］。除此之外，攪拌摩擦焊還具有高的焊接效率，尤其對于長焊縫的焊接。對于鋁合金的FSW研究已有很多，但主要集中在2000系及7000系這些傳統熔化焊焊接較為棘手的鋁合金上［3－6］，對軌道車輛用6005A鋁合金FSW的研究相對較少。本工作針對3mm厚軌道車輛常用的6005A鋁合金進行了FSW實驗研究，旨在為FSW在軌道客車生產中更為廣泛的應用提供必要的理論依據和實驗數據。

1 實驗材料及方法

實驗所用材料為6005A－T6鋁合金，試板尺寸為100mm×300mm×3mm，其屈服強度、抗拉強度及伸長率分別為189，282MPa，14%，其化學成分如表1所示。

表1 6005A－T6鋁合金的化學成分（質量分數／%）Table 1 Chemical composition of 6005A－T6aluminium alloy（mass fraction／%）

在型號為FSW－LM－5025的攪拌摩擦焊機上進行實驗，攪拌頭材料為工具鋼（Cr12MoV），采用直徑為3mm，長度為2.8mm的錐形螺紋焊針，軸肩直徑為12mm。焊接過程中保持攪拌頭傾斜角為2.5°，下壓量為0.1mm，焊針插入后的預熱時間為5s。在攪拌頭旋轉速率為1200r／min條件下改變焊接速率，研究其對接頭組織與力學性能的影響。

焊后使用線切割機沿垂直于焊縫方向截取拉伸試樣和金相試樣。拉伸試樣尺寸按GB／T 228—2002執行，并使焊縫位于拉伸試樣中心。每組工藝參數選3個試樣，室溫條件下在MTS810拉伸實驗機上進行拉伸實驗，拉伸速率為1.5×10－2s－1，拉伸結果取其平均值。采用MH－3顯微硬度計在接頭橫截面中部每隔0.5mm測試一次顯微硬度，所加載荷為100g，持續時間為15s。金相試樣經研磨、拋光后使用Keller試劑在室溫下腐蝕；用OLYMPUS光學顯微鏡及EVO18型掃描電子顯微鏡研究接頭的微觀組織；采用JEM－2100F透射電子顯微鏡對接頭不同區域進行觀察，研究其精細結構。

2 結果與討論

2.1 接頭顯微組織

圖1 6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭顯微組織（a）橫截面；（b）母材；（c）熱影響區；（d）前進側熱機械影響區；（e）返回側熱機械影響區；（f）焊核區；（g）焊核區二次電子組織Fig.1 Microstructure of 6005AFSW joint（a）cross section；（b）BM；（c）HAZ；（d）TMAZ on the AS；（e）TMAZ on the RS；（f）NZ；（g）secondary electron image of NZ

圖1給出了6005A攪拌摩擦焊接頭的微觀組織（圖1（b），（c），（d），（e），（f）分別對應圖1（a）中b，c，d，e，f）。可以看出，接頭宏觀上呈盆狀（圖1（a）），而有些合金的FSW接頭卻呈橢圓狀［5］，接頭形狀的差異與合金類型的不同有關。母材（Base Metal，BM）的組織為典型的擠壓態組織（圖1（b））；由于熱影響區（Heat Affected Zone，HAZ）只受熱作用，擠壓組織消失，取而代之的是粗大的晶粒（圖1（c））；熱機械影響區（Thermo－Mechanically Affected Zone，TMAZ）受到塑性金屬流動時產生的沖擊力和熱的雙重作用，表現出的是畸變的組織，晶粒被拉長，且具有一定的方向性（圖1（d），1（e））；焊核區（Nugget Zone，NZ）在焊接過程中受到攪拌作用，組織為極細小的等軸晶粒（圖1（f）），對焊核區的掃描電子顯微分析表明，其平均晶粒尺寸約為8μm（圖1（g））。從圖1（a）還可以看出，前進側（Advancing Side，AS）處NZ與TMAZ的邊界線比返回側（Retreating Side，RS）處的邊界線更為清晰。圖1（d）和1（e）給出了兩處高倍的圖像，AS處TMAZ內的畸變組織的寬度遠比返回側的窄，這是由于焊接過程中AS的溫度更高，因此TMAZ內畸變組織發生再結晶的程度比RS處的更加充分。

接頭橫截面上隧道缺陷的全貌如圖1（d）所示，可以看出隧道形成的過程：來自焊縫上方的塑性金屬流1向下運動（圖1（d）中箭頭所示方向），來自RS的塑性金屬流2向AS流動，兩股塑性金屬流在沒有將空腔填充完全時已經停止流動（或是沒有足夠數量的金屬填滿空腔），因此留下了孔洞缺陷，如圖1（a）和1（d）所示。若攪拌頭每旋轉一圈都會在相同的位置留下同樣的孔洞缺陷，在焊接方向上這些缺陷的連接便形成了貫通焊縫的“隧道”。

圖2所示為FSW接頭四個區域內的TEM組織。6005A－T6母材內主要存在兩種襯度的析出相，如圖2（a）所示，一種是長度約為20nm的針狀析出相，沿［100］Al和［010］Al方向排列；另一種是直徑約3nm 的粒狀析出相，其中一些是針狀析出相的橫截面（即沿［001］Al方向的析出相），另外也包含有未知結構的彌散相。根據文獻［7，8］研究結果，可以肯定這些針狀析出相是β″相（Mg5Si6，C－心單斜結構）。這些彌散相可能含有較高含量的Mg或Si，從而導致在彌散體周圍出現貧β″相的區域（圖2（a）），但并非增強相。熱影響區內原始的β″相消失，組織以棒狀β′相為主，尺寸為100～200nm，還出現了少量板狀 Q′相，尺寸約為80nm（圖2（b））。焊接過程中熱機械影響區發生塑性變形，在TEM下可以看到較高密度的位錯（圖2（c））；焊核區的峰值溫度約為500℃［9－10，13］，在該溫度下，母材中的第二相粒子完全溶入基體，在焊接快冷條件下，幾乎全部固溶于基體，如圖2（d）所示。

圖2 6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭透射電子圖像 （a）母材區；（b）熱影響區；（c）熱機械影響區；（d）焊核區Fig.2 TEM images of 6005AFSW joint （a）BM；（b）HAZ；（c）TMAZ；（d）NZ

圖3為不同焊接速率下接頭橫截面組織。研究發現，焊接速率對接頭的顯微組織有著顯著的影響。當焊接速率為100mm／min時，接頭內部出現隧道缺陷，如圖3（a）所示；當焊接速率為200～400mm／min時，隧道消失，得到連續、致密的接頭（圖3（b），3（c））；進一步增加焊接速率，再次出現隧道缺陷，且缺陷的面積隨著焊接速率的增加而增大，如圖3（d），3（e）所示。接頭內部的隧道缺陷多出現在前進側，也會出現在中部，但返回側未出現過該種缺陷。此外，焊接速率對隧道出現的位置也有一定的影響。當焊接速率過小時，缺陷出現在焊核中部靠前進側位置處；當焊接速率過大時，缺陷易出現在焊核的底部。

圖3 不同焊接速率下接頭橫截面組織 （a）v＝100mm／min；（b）v＝200mm／min；（c）v＝400mm／min；（d）v＝600mm／min；（e）v＝800mm／minFig.3 Cross－sectional microstructures of FSW produced welding speed of 100mm／min（a），200mm／min（b），400mm／min（c），600mm／min（d）and 800mm／min（e）

2.2 接頭顯微硬度

圖4為6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭橫截面的硬度分布曲線。可以看出，母材硬度（約100）最高，焊核區的硬度（約68）較熱機械影響區、熱影響區的硬度更高，硬度最小值出現在前進側的熱影響區，這與文獻［9－11］得到的結果是類似的。

圖4 攪拌摩擦焊接頭顯微硬度曲線Fig.4 Microhardness curve of FSW joint

6005A屬于時效強化鋁合金，力學性能不僅與增強相的分布和尺寸有關，還受到晶粒尺寸的影響。Al－Mg－Si合金的時效過程為：過飽和固溶體→GP區→β″→β′→β。β″相與基體保持共格關系，其增強效果最好；當出現β′或β相時，稱為過時效狀態，增強效果開始變差［8，12］。6005A－T6母材中含有大量的針狀β″相（圖2（a）），處于峰時效狀態，具有最大的增強效果，硬度HV約為100；熱影響區內β″相溶于基體，析出粗大的β′相（圖2（b）），從而使其硬度 HV顯著下降（～52），僅為母材的50%左右；熱機械影響區也處于過時效狀態，但其晶粒尺寸比熱影響區的小，且該區經歷了塑性變形，含有較高密度的位錯（圖2（c）），因此硬度值比熱影響區略高。焊核區內幾乎所有的粒子均固溶于基體，由于焊接快冷而產生的大量空位促使該區發生自然時效，硬度得以提高，同時由于該區細小等軸晶的出現，也補償了一部分的硬度損失，因此焊核區硬度較熱影響區和熱機械影響區更高。

攪拌摩擦焊過程中，AS的溫度比RS的高［13］，因此位于AS熱影響區的內過時效傾向更為嚴重。從而，最小硬度值出現在AS的熱影響區內。

2.3 接頭拉伸性能

6005A鋁合金攪拌摩擦焊接頭拉伸實驗如圖5所示。結果表明，焊接速率對接頭的拉伸性能具有明顯的影響。當焊接速率較低時（v＝100mm／min），接頭的抗拉強度、屈服強度及伸長率分別為141，104MPa和5.8%；隨著焊接速率增加，接頭的拉伸性能得到改善；當焊接速率超過400mm／min后，接頭的拉伸性能反而大幅下降。在本實驗條件下，3mm厚6005A鋁合金FSW接頭的抗拉強度最高可達到母材的72%，屈服強度可達到母材的70%，伸長率可達到母材的69%。即便如此，也較使用傳統熔化焊得到的鋁合金接頭的力學性能要高。

圖5 不同焊接速率下接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of FSW produced different welding speeds

焊接速率對接頭拉伸性能的影響主要與接頭有無缺陷有關。當接頭不出現缺陷（v＝200～400mm／min）時（圖3（b），3（c）），接頭的拉伸性能相差不大。當采用的焊接速率過大或是過小，接頭均會產生隧道或者孔洞缺陷（圖3（a），3（d），3（e）），這些接頭中存在的不連續缺陷會造成應力集中、有效承載面積下降，從而導致其拉伸性能下降，尤其是伸長率。因此，選用合適的焊接參數是消除接頭中的不連續缺陷，改善接頭質量的重要途徑。

3 結論

（1）基于微觀組織的不同，6005A－T6鋁合金FSW接頭可分為焊核區、熱機械影響區、熱影響區及母材區，焊核區的組織為細小的等軸晶，其中的第二相粒子幾乎完全溶于基體；熱機械影響區的晶粒被拉長并具有一定的方向性，存在高密度的位錯；熱影響區中的晶粒明顯粗化，析出β′相。

（2）6005A鋁合金FSW接頭出現軟化，顯微硬度曲線近似為W形，硬度最小值出現在前進側的HAZ位置。

（3）焊接速率對FSW接頭力學性能有著顯著的影響，在攪拌頭轉速為1200r／min、焊接速率為200mm／min下得到了表面美觀、內部無缺陷、力學性能良好的FSW接頭，接頭抗拉強度為母材的72%，伸長率可達到母材的69%。

［1］ 劉靜安.軌道車輛用大型鋁合金型材的開發評估及擠壓工藝特點［J］.四川有色金屬，2001，（1）：16—21.

［2］ 周振豐.焊接冶金學（金屬焊接性）［M］.北京：機械工業出版社，1996.125—135.

［3］ MISHRA R S，MA Z Y.Friction stir welding and processing［J］.Materials Science and Engineering R，2005，50（1—2）：1—78.

［4］ LI B，SHEN Y F，HU W Y.The study on defects in aluminum 2219－T6thick butt friction stir welds with the application of multiple non－destructive testing methods［J］.Materials and Design，2011，32（4）：2073—2084.

［5］ GENEVOIS C，DESCHAMPS A，VACHER P.Comparative study on local and global mechanical properties of 2024T351，2024T6and 5251Ofriction stir welds［J］.Materials Science and Engineering A，2006，415（1—2）：162—170.

［6］ GAAFER A M，MAHMOUD T S，MANSOUR E H.Microstructural and mechanical characteristics of AA7020－O Al plates joined by friction stir welding ［J］.Materials Science and Engineering A，2010，527（27—28）：7424—7429.

［7］ ZANDBERGEN H W，ANDERSEN S J，JANSEN J.Structure determination of Mg5Si6particles in Al by dynamic electron diffraction studies［J］.Science，1997，277（5330）：1221—1225.

［8］ 楊文超，汪明樸，盛曉菲，等.軌道交通車輛用6005A合金板材時效析出及硬化行為研究［J］.金屬學報，2010，46（12）：1481—1487.

［9］ FRIGAARD AE，GRONG AE，MIDLING O T.A process model for stir welding of age hardening aluminum alloys［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，2001，32（5）：1189—1200.

［10］ SATO Y S，KOKAWA H，ENOMOTO M，et al.Microstructural evolution of 6063aluminum during friction stir welding［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，1999，30（9）：2429—2437.

［11］ LEE W B，YEON Y M，JUNG S B.Evaluation of the microstructure and mechanical properties of friction stir welded 6005 aluminum alloy［J］.Materials Science and Technology，2003，19（11）：1513—1518.

［12］ BIROL Y.DSC analysis of the precipitation reaction in AA6005 alloy［J］.Journal of Thermal Analysis and Calorimetry，2008，93（3）：977—981.

［13］ WADE M，REYNOLDS A P.Friction stir weld nugget temperature asymmetry［J］.Science and Technology of Welding and Joining，2010，15（1）：64—69.

Microstructural and Mechanical Characteristics of Friction Stir Welded 6005A－T6Aluminium Alloy

DONG Peng1，SUN Da－qian1，LI Hong－mei1，GONG Wen－biao2，LIU Jie2
（1School of Materials Science and Engineering，Jilin University，Changchun 130025，China；2Changchun Railway Vehicles Co.，Ltd.，Changchun 130062，China）

Microstructural and mechanical characteristics of friction stir welded 6005Aaluminum alloy were investigated by means of optical microscope，scanning electron microscopy（SEM），transmission electron microscope（TEM），tensile test machine and Vickers hardness tester.The results show that the nugget zone（NZ），thermo－mechanically affected zone（TMAZ）and heat affected zone（HAZ）are characterized by a fine equiaxed，elongated and coarse grain structures，respectively.All the precipitates dissolved in the NZ，and the TMAZ contains high density dislocation，and the HAZ shows overaged state.Compared with the base metal，the FSW joint has a reduction in strength and elongation，and there is a distinctly soften region where the minimum hardness value located in HAZ of advancing side.At the optimum welding parameters（rotation speed of 1200r／min and welding speed of 200mm／min），the tensile strength and elongation of the FSW joint are equivalent to 72%and 69%of those of the base metal，respectively.

6005Aaluminium alloy；friction stir welding（FSW）；microstructure；microhardness；tensile property

TG40

A

1001－4381（2012）04－0027－05

吉林省科技發展計劃資助項目（20100362）

2011－08－14；

2012－01－05

董鵬（1987－），男，博士研究生，從事攪拌摩擦焊技術方面研究工作。

李洪梅，女，工程師，主要從事先進材料連接的研究，聯系地址：吉林省長春市人民大街5988號吉林大學南嶺校區材料學院（130025），E－mail：lihongmei＠jlu.edu.cn