汽車機械部件用Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金攪拌摩擦焊接接頭的微觀組織和力學性能

邵立新，韓建國

（河南職業技術學院，河南鄭州450000）

汽車機械部件用Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金攪拌摩擦焊接接頭的微觀組織和力學性能

邵立新，韓建國

（河南職業技術學院，河南鄭州450000）

Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金具有較高的強度和優異的綜合力學性能。對超高強鋁合金板進行了不同工藝參數的攪拌摩擦焊接，結果表明：所有接頭的NZ組織均為細小的等軸晶粒，且晶粒尺寸伴隨焊接速度的升高而減小，伴隨焊頭旋轉速度的增加而增加。接頭顯微硬度的最大差值為100 HV，這導致焊接接頭具有嚴重的嚴重機械異質性。相比于母材，焊接接頭的拉伸性能明顯下降。

高強鋁合金；攪拌摩擦焊；拉伸性能

0　前言

攪拌摩擦焊接（FSW）是一種固相焊接方法，其焊接接頭組織變化小、殘余應力小、尺寸穩定，無需保護氣體和填充金屬，且可用于鋁合金材料的焊接，如7XXX系列。攪拌摩擦焊接接頭的組織和力學性能受材料流動行為和熱循環的影響，而這兩者都與焊接參數有關，如焊接速度、旋轉速度和攪拌頭的幾何形狀等。相關研究人員對FSW過程中的組織演變進行了研究，并闡明焊接工藝參數對不同鋁合金FSW接頭的顯微組織及力學性能的影響[1]。對于不同的鋁合金材料，FSW參數對接頭性能的影響也是不同的。

作為重要的輕金屬結構材料，Al-Zn-Mg-Cu系合金在汽車行業廣泛使用，這是因為鉺（Er）的添加使Al-Zn-Mg-Cu鋁合金材料的晶粒大大細化，使其不僅有較高的強度，而且有良好的塑性和斷裂韌性。目前，關于焊接參數對Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金的焊接性和力學性能的影響還沒有相關報道[2]。因此，通過實驗研究了汽車用Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金的可焊性，并分析了焊接參數對FSW接頭的微觀組織和力學性能的影響。

1　實驗方法

實驗用母材（BM）樣品為6 mm厚的汽車用Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金板，該板采用傳統鑄造技術鑄成后，依次經均勻化處理（400℃/4 h+470℃/30 h）、熱擠壓（擠壓比17.7）、水冷和人工時效處理（1 200℃/24 h）后加工得到。母材的化學組成和機械性能如表1和表2所示。采用FSW設備（FSW-3LM-003）沿鋁合金板的擠出方向（縱向）進行對接焊接[3]。攪拌頭的軸肩直徑20 mm，探頭為帶有螺紋的錐形攪拌探頭（根部直徑10 mm，頭部直徑6 mm，長5.75 mm）。相關FSW參數如表3所示。

表1　實驗用鋁合金板的名義成分％

表2　實驗用鋁合金板的機械性能參數

表3　實驗用鋁合金板的攪拌摩擦焊接參數

焊接完成后，采用高能X射線技術非破壞性的檢測所有FSW接頭。垂直于焊接方向在FSW接頭上進行切片，經拋光和凱勒溶液（1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5mLHNO3+95mLH2O）腐蝕9 s后，作為FSW接頭的宏觀和微觀結構觀測試樣，并采用光學顯微鏡進行檢測。采用圖像分析軟件（Image J）確定焊核區（Nugget Zone，NZ）的平均粒徑。接頭試樣經機械拋光后采用SU-8020掃描電子顯微鏡（SEM）進行觀察。維氏硬度測量在焊縫橫截面的中間進行，加載條件為300 g，10 s。按照國標GBT228-2002要求制備拉伸試樣[4]，標距長度30 mm，寬度14.5 mm。焊接實驗進行兩個月后，采用萬能試驗機（HT-2402525）進行拉伸試驗，拉伸速度1 mm/min。

2　實驗結果及分析

2.1宏觀結構和微觀組織

試樣1（350 r/min、50 mm/min）FSW接頭的光學宏觀圖如圖1所示。采用非破壞性X射線檢測發現接頭組織沒有空腔、裂紋、槽等宏觀缺陷。所有接頭均包括母材（BM），熱影響區（HAZ），熱力影響區（TMAZ）以及焊核區（NZ）四部分，焊接前進側簡稱為AS。所有接頭的NZ均為盆狀，未出現洋蔥環結構。

圖1　FSW接頭的宏觀結構圖

試樣1（350 r/min、50 mm/min）FSW接頭ASTMAZ附近的BM和HAZ的微觀結構如圖2所示。BM的部分晶粒發生了重結晶，呈扁平橢球體狀，如圖2a所示。HAZ的顯微組織保持原有的BM晶粒結構（見圖2b）。通過觀察發現，不同FSW參數產生的接頭HAZ的顯微結構與此類似。

不同FSW參數條件下接頭NZ中心的顯微組織照片如圖3所示。所有NZ組織均為細等軸晶粒，這是因為在塑性變形和高摩擦熱條件下發生了動態再結晶。旋轉速度恒定為350 r/min時，將焊接速度由50 mm/min提高至150 mm/min，再結晶晶粒尺寸由5.8 pm降至3.8 pm（見圖3a、圖3c）。焊接速度恒定為100 mm/min時（見圖3b、圖3d和圖3e），焊頭旋轉速度為350 r/min、650 r/min、950 r/min對應的晶粒大小分別為4.9 pm、6.7 pm、7.6 pm，表明伴隨焊頭旋轉速度的增加，晶粒尺寸不斷增加。

前進側TMAZ和NZ之間過渡區的微觀結構發生了明顯的變化，如圖4所示。旋轉速度為350r/min時，兩區域間因晶粒尺寸差異產生明顯的邊界。TMAZ的前進側由于沒有足夠的變形而未發生再結晶。旋轉速度由350 r/min提高至650 r/min后，部分材料發生了動態再結晶；當旋轉速度增加至950 r/min后，由于攪拌嚴重和熱輸入增加，前進側再結晶晶粒的比例和尺寸均增大。前進側TMAZ和NZ之間過渡區的再結晶程度逐漸降低。眾所周知，只有變形高于臨界變形時才可以發生動態再結晶[5]，TMAZ的晶粒生長表現出明顯的恢復特征，這可能是由于溫度和變形不充分所致。

圖2　FSW接頭AS-TMAZ附近的BM和HAZ的微觀結構

圖3　不同FSW參數條件下接頭NZ中心的顯微組織

不同焊接參數條件下BM和NZ中產生的第二相粒子分布如圖5所示。通過EDX觀察到BM中鏈條狀分布的殘留相（10 pm）為四元T相（AlZnMgCu）。如圖5b所示NZ中，在焊接速度為50 mm/min時，第二相粒子的大小幾乎保持不變，但晶粒變得分散。采用較高放大倍數在晶粒內部及晶界處發現了微細的析出物，如圖5c所示，這是由于在焊接熱循環的冷卻過程中發生了再沉淀。焊頭旋轉速度從350 r/min提高到950 r/min后，第二相顆粒的尺寸減小，如圖5d、圖5e和圖5f所示。

2.2顯微硬度

不同焊接參數條件下接頭橫截面中心的顯微硬度分布如圖6所示。由圖6可知，所有硬度曲線幾乎對稱于焊縫中心。BM硬度范圍為210～220 HV，所有接頭焊接區域的硬度值均低于BM的硬度。寬度等于攪拌針尺寸（6 mm）的NZ的平均硬度高于TMAZ和HAZ的硬度。TMAZ的硬度值逐漸下降，至TMAZ/HAZ邊界時降到最低。當焊接速度從50 mm/min增加至150 mm/min時，NZ的平均硬度由156.8 HV增加到181.5 HV，TMAZ和HAZ的寬度減少（見圖6a），且HAZ的最小硬度從103.9 HV增加到133.7 HV。

圖4　前進側TMAZ和NZ之間過渡區的微觀結構

圖5　不同焊接參數條件下BM和NZ中產生的第二相粒子分布

沉淀硬化鋁合金的硬度分布主要取決于沉淀分布，這又與單位長度焊縫的熱輸入有關。恒定旋轉速度條件下，伴隨焊接速度的增加，熱輸入逐漸減少，使TMAZ和HAZ中析出物粒子的粗化和過度老化效果減弱。然而，恒定焊接速度為100 mm/min時，不同旋轉速度條件下的接頭平均硬度差別并不大（見圖6b）。這可能是由于兩個月的室溫時效處理和旋轉速度的增加導致NZ的熱輸入增強，使自然時效處理的增強效果加強。NZ的硬度得益于細小的等軸晶和自然時效產生的加強沉淀物。

此外值得注意的是，HAZ和BM間的最大硬度差高達100HV（見圖6）。金相觀察也表明，不同FSW參數的接頭微結構具有較大的梯度變化。

圖6　顯微硬度變化曲線

2.3拉伸性能

FSW接頭的橫向取向的平均拉伸性能如表4所示。相比BM試樣，所有FSW試樣的極限抗拉強度明顯降低。旋轉速度恒定為350r/min時，當焊接速度從50 mm/min上升到150 mm/min，極限抗拉強度呈先上升后下降的趨勢，延伸率從9.4％下降到4.1％。焊接速度恒定為100 mm/min，旋轉速度從350 r/min增至950 r/min時，極限抗拉強度從484 MPa下降到373 MPa，延伸率從5.6％下降到3.5％。所有接頭的最大極限抗拉強度和斷裂延伸率分別為484 MPa和9.4％。

表4　室溫下FSW接頭的平均拉伸性能

2.4斷裂面

BM和FSW接頭的斷裂面組織照片如圖7所示。BM的拉伸斷裂面出現解理臺階和撕裂邊緣，這是穿晶斷裂的特征。拉伸試樣1（350 r/min，50 mm/min）的宏觀斷口分析表明，斷裂面與拉伸軸夾角45°，有大的韌窩和一些殘留相（如圖7b中所示區域A），這兩者都是穿晶斷裂特征。相同旋轉速度、提高焊接速度的拉伸試樣2（350 r/min，100 mm/min）的斷裂面不僅存在大量的第二相粒子，還出現了大量淺而小的韌窩（見圖7c和圖7d）。同時提高旋轉速度和焊接速度后的試樣4（650 r/min，100 mm/min）的拉伸斷裂形態與試樣2類似。試樣4的宏觀斷裂面出現了人形花樣，這是典型的脆性斷裂特征（見圖7e）。通過高放大倍率圖像（見圖7f）可知，韌窩和第二相粒子遠小于上述試樣2接頭。試樣5（950 r/min，100 mm/min）斷口形貌與其類似，也是典型的晶間脆性斷裂。通過能譜分析（見表5）確定第二相粒子為四元T相（AlZnMgCu），這些粒子產生應力集中點，并在拉伸試驗過程中成為裂紋源，致使強度和延伸率降低。NZ中的硬而脆的T相可能是大部分FSW接頭斷裂位于或接近NZ前進側的主要原因。兩種典型斷裂特征接頭的斷裂位置如圖8所示，試樣1（350r/min，50mm/min）斷裂位置出現在后退側TMAZ和HAZ間的過渡區，而試樣2（350r/min，100mm/min）的斷裂發生在NZ前進側附近。

表5　拉伸斷裂面第二相粒子的EDS分析結果％

3　結論

針對汽車用Al-Zn-Mg-Cu系超高強鋁合金進行了不同工藝參數的攪拌摩擦焊接，并分析焊接條件對接頭組織和力學性能的影響：

（1）攪拌摩擦焊接后，所有接頭NZ組織均為細小的等軸晶粒，且晶粒尺寸伴隨焊接速度的升高而減小，伴隨焊頭旋轉速度的增加而增加。

（2）接頭最小硬度出現在TMAZ和HAZ前進側間的過渡區。

圖7　BM和FSW接頭的斷裂面組織照片

圖8　兩種典型斷裂特征接頭的斷裂位置

（3）顯微硬度的最大差值為100 HV，這導致焊接接頭具有嚴重的機械異質性。

（4）相比于母材，焊接接頭的拉伸性能明顯下降。

[1]張施楠.高強鋁合金攪拌摩擦焊焊接機理及工藝研究[D].南京：南京理工大學，2012.

[2]宋東福，王海艷，戚文軍，等.鋁合金攪拌摩擦焊的研究現狀與展望[J].電焊機，2011，41（3）：50-54.

[3]羅賢道，李文亞，余敏，等.攪拌頭及工藝參數對厚板7050鋁合金攪拌摩擦焊成形的影響[J].電焊機，2011（5）：72-75.

[4]汪洪峰，左敦穩，王珉，等.7022鋁合金攪拌摩擦焊焊接區的組織與力學性能[J].華南理工大學學報（自然科學版），2010（11）：12-16.

[5]國旭明，孟令偉，王敏，等.7B04高強鋁合金攪拌摩擦焊搭接接頭界面成形與力學性能[J].熱加工工藝，2014（9）：48-51.

Microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu super high strength aluminum alloy joints by friction stir welding for automobile mechanical parts

SHAO Lixin，HAN Jianguo
（He’nan Polytechnic，Zhengzhou 450000，China）

Al-Zn-Mg-Cu super-high strength aluminum alloy has high strength and excellent comprehensive mechanical properties. This paper deals with super-high strength aluminum alloy plate of different technological parameters by friction stir welding.The results show that all the joints of the NZ organizations are fine equiaxed grain，and grain size decreases with the increase of welding speed，along with the increase of the cutting tool rotation speed increase.Joint maximum difference in the microhardness is 100 HV，this leads to welded joint with serious mechanical heterogeneity.Compared with the parent metal，the tensile properties of the welded joint is significantly decreased.

high strength aluminum alloy；friction stir welding；tensile properties

TG457.14

A

1001－2303（2016）03－0099-06

10.7512/j.issn.1001-2303.2016.03.21

2015－01－31；

2015－03－18

河南省社科基金項目（2014BLJ006）

邵立新（1967—），女，河南鄭州人，副教授，碩士，主要從事機械工程方面的研究工作。