2219高強鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織和性能分析

羅傳紅，彭衛平，郭立杰，董豐波

(1武漢大學動力與機械學院，武漢 430072;2.上海航天設備制造總廠，上海 200245)

攪拌摩擦焊(friction stir welding，簡稱FSW)主要針對熔點較低、熔焊焊接性差的鋁合金焊接。高強鋁合金具有密度低、比強高等優點，多用在車輛工程及航空航天工業中，因此針對高強鋁合金的攪拌摩擦焊［1］的研究很詳盡。賀地求［2］、王春炎［3］、徐忠峰［4］等以及張聃［5］、吳鴻燕［6］等分別對2219－T87鋁合金和2219－T6鋁合金的攪拌摩擦焊進行了分析。研究結果表明:基材中起強化作用的θ相(Al2Cu)顆粒對焊縫強度起削弱作用。賀永海［7］等對2219－O鋁合金的攪拌摩擦焊進行研究后，認為焊接后再固溶時效處理可有效消除接頭軟化區，提高接頭強度。

國內外的研究結果及工程實踐表明:焊縫強度一般為母材強度的50%～80%。絕大部分研究認為:接頭弱化的原因在于強化相析出和聚集長大導致了接頭整體性能下降。本文從焊核形成機理、材料塑性損傷的角度對鋁合金的攪拌摩擦焊接頭弱化的原因進行分析，認為接頭中存在一個弱連接區域。該區域材料塑性儲備的傷失、界面的突變、缺陷的產生也是導致接頭性能下降的主要原因之一。該研究將為高強鋁合金的攪拌摩擦焊研究提供有益參考。

1 實驗材料與方法

焊接實驗用材料為2219－T6(固溶+時效)鋁合金板，焊件尺寸規格為300×200×6(mm)。攪拌摩擦焊機采用螺紋三棱型攪拌頭，攪拌針直徑為6 mm，軸肩直徑為20 mm，轉速為1000～1500 r/min，焊速為 100 ～200 mm/min，焊接方式為單道對接焊。在拼焊板上沿焊縫橫向分別取樣，用混合酸(1.0%HF+1.5%HCL+2.5%HNO3+95.0%H2O)對試樣進行腐蝕，在OLYMPUS光學顯微鏡下觀察微觀組織;在CSS44100電子萬能試驗機上進行拉伸和彎曲試驗。

2 實驗結果與分析

2.1 焊核形貌及特點

焊核分為3個區域:水平環流區(A區)、洋蔥環流區(C區)、紊流區(B區)，如圖1所示。焊核形成與塑化金屬的流動有關，在攪拌摩擦焊中塑性金屬的流動較復雜，主要是螺旋運動和渦流2種流動形態，如圖2所示。上層金屬的流動主要源于軸肩的表面摩擦轉矩，發生水平環向流動。該區上表面寬度接近軸肩寬度，表面以下逐漸減小，在橫截面上形成碗狀結構，即A區。下層塑化金屬流動主要源于指棒的摩擦轉矩，指棒的螺紋帶動金屬做向下的螺旋運動，從上至下形成劇烈的遷移。在塑化金屬入口形成一個瞬時空腔，周圍塑化金屬將被吸向此空腔，形成抽吸效應;當軸向運動到底部，由于剛性底板的拘束，塑化金屬將改變流向并擠壓周邊金屬，形成擠壓效應;攪拌針端部金屬脫離攪拌針朝周圍呈輻射狀擠壓。在上部抽吸和下部擠壓的雙重作用下，塑化金屬在橫截面上封閉空間內做垂直環向運動(渦流)，因此指棒部位的焊核形成洋蔥環狀結構，即C區。

圖1 2219－T6鋁合金FSW接頭橫截面宏觀形貌

圖2 FSW塑化金屬流動模型

在焊核的前進側(AS)和后退側(RS)(旋轉方向與直線運動方向相同的一邊稱為前進側，另一邊稱為后退側)，抽吸和擠壓作用是不相同的。由于指棒的后部存在空隙，前進側向后退側轉移金屬的能力高于后退側向前進側的轉移能力，導致后退側的內壓力高于前進側。內壓力可以促進抽吸作用同時削弱擠壓作用。結果是:C區尺寸在后退側減小，在前進側增大，同時被擠壓轉移的過量金屬堆積導致了前進側B區的產生;A區尺寸在后退側增大，在前進側減小。焊核總體形貌呈現前進側和后退側不對稱的結構。

2.2 各區組織及性能分析

焊縫分為3個組織性能區:焊核區 (NZ)、熱機影響區(TMAZ)、熱影響區(HAZ)。各區組織形貌如圖3所示。母材為板條組織。熱影響區是沒有受到攪拌頭機械攪拌作用的區域，該區內基材的原始組織發生粗化。熱機影響區在焊接過程中受到了攪拌頭的擠壓和焊接熱循環的雙重作用，在接近焊核區的小部分區域發生了局部破碎和粘附長大現象，而其他部分的組織發生了較大程度的彎曲變形。

圖3 焊態2219－T6鋁合金接頭各區域微觀組織

焊核是細晶區，由于受到攪拌棒強烈的機械攪拌作用，晶粒來不及長大就在攪拌的作用下發生破碎，形成細小的等軸晶組織。焊核本應是接頭中性能最好的區域，但焊核中存在薄弱的連接區域，主要表現為如下幾個方面:

1)塑性損傷。軸肩產熱遠大于攪拌針產熱，焊縫橫截面沿板厚度方向形成了上寬下窄和上高下低的溫度分布。在A區，晶粒被打碎的細晶經過了高溫再結晶的過程，具有致密的組織結構和牢固的結合強度，如圖4(a)所示。在C區，產熱少底板散熱快，溫度較低，被打碎或轉移來的細小晶粒只發生了部分再結晶甚至未發生再結晶。B區的部分金屬是從C區的底部金屬擠壓而來，B區和C區具有相似的組織，如圖4(b)所示。該區主要是細小晶粒間的混合狀態，晶界不清晰，晶界大多是非冶金結合，因此結合不牢固，晶粒受到塑性變形的影響，內部積蓄了位錯。由于沒有再結晶過程以消除位錯，晶粒失去了金屬光澤，故在金相觀察時視場較暗。在A區和B區交界處，雖然兩區同是細晶區，但A區明顯發生了再結晶，晶界清晰，B區多數為混組織狀態，如圖4(c)所示。

2)界面突變。前進側的組織形貌比后退側具有更明顯的方向性，表現為焊核和熱機影響區有明顯的界面，而后退側界面模糊。圖5是前進側各部位的焊核與熱機影響區的界面。圖5(a)是B與TMAZ區的界面，一邊是焊核的細小晶粒，另一邊為熱機影響區內變形的板條組織，界面兩側晶粒取向也有顯著差異。由于剛性擠壓的作用，變形的板條組織由原來的水平軋制方向變為垂直方向，界面上局部出現了剛性擠壓變形所產生的微裂紋。圖5(b)為A、B及TMAZ三區交界，上部軸肩擠壓與下部洋蔥環環向擠壓，加上抽吸作用，條狀組織深入到焊核區，出現組織結構上的拐點。圖5(c)為下部C與TMAZ區界面，環向擠壓與板條軋制方向一致，TMAZ區寬度很小。

圖5 FSW接頭各區界面(×50)

3)缺陷。在軸肩擠壓、真空吸引、螺旋及渦流帶動等多重作用下，指棒移動形成的空隙得以填充。A區和C區攪拌劇烈，金屬流動速度較大，不易產生疏松或空洞等缺陷;而B區處在洋蔥環最外邊區域，作用力變弱，流動性最差，雖然B區金屬也參與了A和C區的熱質交換，但相對于A和C區的劇烈運動，流動速度相對緩慢，容易形成了疏松或空洞，如圖6(a)、(b)所示。連續的疏松或空洞形成了攪拌摩擦焊的隧道型缺陷。同時，B區塑性差，硬質的θ相在金屬塑性流變時留下孔洞，如圖6(c)所示。

圖6 FSW焊核區缺陷

2.3 接頭力學性能分析

表1為2219－T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭的力學性能實驗結果。無缺陷試樣平均抗拉強度為308 MPa，達到母材強度427 MPa的75%左右，延伸率約為7%，占母材的60%左右，試樣斷裂位置多在前進側，如圖7(a)所示。表2為2219鋁合金焊接接頭試樣的彎曲實驗結果。彎心直徑Φ 30 mm。正彎試樣88%被評定為完好，12%為裂縫;而背彎出現50%為斷裂，裂紋位置也在前進側;正彎性能優于背彎，如圖7(b)所示。

表1 2219母材及焊接接頭拉伸性能

表2 2219焊接接頭彎曲性能

攪拌摩擦焊是固態塑性連接方法，焊核受到攪拌破碎作用，塑性損傷問題不可避免，是攪拌摩擦焊接頭強度弱化的主要原因之一。前進側是攪拌摩擦焊接頭中連接性能最薄弱的區域，不僅受到強化相析出和聚集長大的影響，而且因后退側的強化相析出和聚集長大更嚴重［1，2，4］。B 區存在共混組織、疏松、空洞、孔洞等缺陷，低于接頭強度，界面兩側的晶粒取向發生突變，裂紋沿界面擴展消耗較少的能量，擴展更容易進行，降低了接頭的力學性能。因此，焊態試樣斷裂部位多在前進側，這也是背彎性能較差的主要原因。B區的產生在熱輸入較低的焊縫中尤為明顯，嚴重的塑性損傷會導致攪拌摩擦焊接頭出現“吻接”現象，即在超聲波等無損探傷檢測沒有明顯缺陷的情況下，接頭在低應力作用下斷裂。

圖7 FSW接頭力學試樣

3 結論

1)采用攪拌摩擦焊方法對2219－T6鋁合金進行焊接，接頭強度約為母材強度的75%，背彎性能較差，斷裂位置在焊縫前進側。

2)2219－T6高強鋁合金的攪拌摩擦焊接頭的焊核分為水平環流區、洋蔥環流區、紊流區。紊流區是抽吸擠壓作用不平衡的結果，在焊縫的前進側容易產生，在后退側被抑制，焊核總體呈現出前進側與后退側不對稱的結構。

3)前進側紊流區是接頭中最薄弱的連接區。該區的塑性損傷、界面突變、疏松、孔洞缺陷導致了接頭強度下降，背彎性能較差，是攪拌摩擦焊接頭性能弱化的主要原因之一。

［1］姜瀾，魏緒鈞，姚廣春，等.鋁合金攪拌摩擦焊研究現狀及應用［J］.材料導報，2003(6):70－72.

［2］賀地求，鄧航，周鵬展.2219厚板拌摩擦焊組織及性能分析［J］.焊接學報，2007，28(9):13 －16.

［3］王春炎，曲文卿，姚君山，等.2219－T87鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與力學性能［J］.焊接學報，2010，31(10):77－80.

［4］徐忠峰，陸皓，余春，等.2219鋁合金雙主軸回抽式攪拌摩擦焊接頭組織與力學性能分析［J］.焊接學報，2013，34(3):73 －76.

［5］張聃，陳文華，孫耀華，等.焊接方法對2219鋁合金焊接接頭力學性能的影響［J］.航空材料學報，2013，33(1):45－48.

［6］吳鴻燕，刑麗，陳玉華，等.2219鋁合金攪拌摩擦焊接頭的斷裂部位特征［J］.金屬熱處理，2011，36(5):90－93.

［7］賀永海，張立武，胡春煒.2219鋁合金攪拌摩擦焊工藝及接頭性能［J］.機械工程材料，2008，32(2):35－37.