焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭微觀組織與力學性能的影響

鄧舒浩，鄧運來, 3，張臻，葉凌英，林森，吉華

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焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭微觀組織與力學性能的影響

鄧舒浩1, 2，鄧運來1, 2, 3，張臻2, 3，葉凌英1, 2，林森1, 2，吉華2, 3

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙，410083； 2. 中南大學 有色金屬先進結構材料與制造協同創新中心，湖南 長沙，410083； 3. 中南大學 輕合金研究院，湖南 長沙，410083)

利用光學顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)、硬度和室溫拉伸等方法，研究焊接工藝對厚度為5 mm的6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭微觀組織與力學性能的影響。研究結果表明：在相同焊接速度下，隨著攪拌針旋轉速度的增加，焊核區(NZ)晶粒長大，再結晶程度提高，第二相數量增多且分布更均勻，焊核區的硬度增加；而熱影響區(HAZ)晶粒長大、第二相粗化，硬度嚴重下降。低旋轉速度時，硬度最低值位于焊核區和熱機影響區(TMAZ)之間，接頭硬度分布曲線呈“U”形，高旋轉速度時，焊核區硬度較高，熱影響區嚴重軟化，其硬度低于焊核區，接頭硬度分布曲線呈“W”形。隨著旋轉速度的增加，低旋轉速度組FSW接頭抗拉強度逐步增高，高旋轉速度組FSW接頭抗拉強度先增高，后降低。當旋轉速度為1 400 r/min時，FSW接頭抗拉強度最好，為271.63 MPa，焊接系數達到82.12%。

焊接工藝；6082-T6鋁合金；攪拌摩擦焊接；微觀組織；力學性能

為節約能源，減少環境污染，我國興起了新能源汽車和高速列車的發展，新能源汽車和高速列車都要求車體輕量化，采用鋁合金材料較合適。6082鋁合金屬于Al-Mg-Si系中高強鋁合金，具有密度低、強度高、抗應力腐蝕性能好和焊接性能好等優良特點，被廣泛應用于船舶、汽車和高鐵等軌道交通裝備制造業 中[1?3]。近年來，攪拌摩擦焊技術(friction stir welding，FSW)被大量應用于鋁合金焊接，該技術是由英國焊接研究所發明的一種新型固態連接方法[4]，與傳統焊接工藝相比，其具有連接溫度低、焊后殘余應力小、接頭性能高等一系列優點[5?7]。因此，國內外學者對鋁合金攪拌摩擦焊進行大量研究，并獲得諸多研究成果。DANAF等[8]研究發現6082鋁合金FSW接頭軟化區位于焊核區和熱機械影響區之間，并通過焊后熱處理工藝能恢復該區的硬度和強度。CAVALIERE等[9]研究了不同焊接速度對6082-T6鋁合金組織與性能的影響，發現隨著焊接速度的增加，焊核區的晶粒粒徑增大，FSW接頭的屈服強度先增大后減小。周鵬展等[10]研究發現不同旋轉速度會影響2519鋁合金FSW接頭焊縫區第二相尺寸，從而影響接頭的抗拉強度以及斷裂方式。戴啟雷等[11]指出FSW接頭根部缺陷與焊接速度有關，隨著焊接速度的增加，FSW接頭根部未焊合缺陷傾向變大，嚴重降低了FSW接頭的抗拉強度。目前，攪拌摩擦焊的焊接工藝研究偏重于焊接速度，然而旋轉速度對6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響未有研究報道。本文作者采用不同的旋轉速度，開展6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊工藝對微觀組織和性能的影響研究，有利于進一步推進攪拌摩擦焊技術在軌道交通裝備制造業上的應用，具有重要意義。

1 實驗材料和方法

實驗材料采用5 mm厚T6狀態的6082鋁合金板材，其長度×寬度×厚度為500 mm×150 mm×5 mm，其化學成分如表1所示，力學性能如表2所示。攪拌摩擦焊接時采用圓錐帶螺紋形攪拌針(見圖1(a))，攪拌頭軸肩直徑為16 mm，攪拌針直徑為6 mm，長度為4.8 mm。焊接過程中傾斜角為2.7°,下壓量為0.1 mm。固定2組焊接速度()：一組焊接速度=300 mm/min，搭配低旋轉速度600≤≤800 r/min；另一組焊接速度=900 mm/min，搭配高旋轉速度1 300≤≤1 500 r/min。焊接方向垂直于板材的軋制方向，板材焊完后在空氣中自然冷卻，圖1(b)所示為攪拌摩擦焊接原理示意圖。

表1 6082-T6鋁合金化學成分(質量分數)

表2 母材6082-T6鋁合金板材力學性能

(a) 攪拌頭實物圖；(b) 原理示意圖

在焊后的板材上沿垂直于焊接方向切取試樣，分析FSW接頭不同位置的微觀組織，并測試FSW接頭的硬度及室溫拉伸性能。金相樣品經粗磨、細磨和拋光后進行陽極覆膜，然后在OLYMPUS GX71光學顯微鏡上觀察晶粒組織。掃描樣品經粗磨、細磨和拋光后，在ZEISS M10A掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察第二相尺寸及分布特征。另外，制備試樣于掃描電子顯微鏡中采用電子背散射(EBSD)觀察焊縫的微觀組織特征，EBSD樣品經粗磨、細磨和拋光，然后在體積分數10%高氯酸(HClO4)+90%乙醇(C2H5OH)的溶液中進行電解拋光，電解電壓為25 V，電解時間為10 s。采用數顯小負荷維氏硬度計測定硬度，以焊縫為中心向兩邊每隔1 mm測試1個點。根據GB/T 2651—2008標準沿垂直于焊縫方向切取拉伸試樣，在DDL?100電子萬能拉伸機上測試室溫拉伸性能，斷后采用掃描電子顯微鏡觀察試樣斷口形貌。

2 結果與分析

2.1 典型微觀組織分析

圖2所示為=900 mm/min，1 400 r/min工藝參數下所得的FSW接頭金相組織形貌，FSW接頭微觀組織形貌由焊核區(nugget zone, NZ)、熱機影響區(thermo-mechanically affected zone, TMAZ)、熱影響區(heat affected zone, HAZ)和母材(base metal, BM)組成。由圖2可知：母材為典型軋制態的板條狀組織。焊核區為細小的等軸晶，這是由于在機械攪拌及焊接熱循環的雙重作用下，發生了動態回復再結晶[12?13]。由于熱機影響區所受到攪拌頭的攪拌作用明顯小于焊核區，導致其晶粒發生一定程度的扭曲變形，前進側(advancing side, AS)熱機影響區與焊核區的分界線較后退側(retreating side, RS)明顯，這是因為在攪拌過程中兩側塑性金屬的流動方向不一致，導致前進側焊縫金屬與母材金屬的相對變形差比后退側的大，所以，前進側分界線更明顯[14?16]。由于熱影響區沒有受到攪拌頭的機械攪拌作用，其晶粒形態和母材基本保持一致，為典型的板條狀組織，但在焊接熱循環的影響下，晶粒有所長大，其尺寸略比母材區晶粒的大。

(a) NZ；(b) BM；(c) RS-TMAZ；(d) AS-TMAZ；(e) RS-HAZ；(f) AS-HAZ

2.2 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭微觀組織的影響

2.2.1 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭焊核區晶粒粒徑和再結晶程度的影響

圖3和圖4所示分別為低旋轉速度組和高旋轉速度組的FSW接頭焊核區晶粒取向分布、晶粒粒徑分布及再結晶分數統計。由圖3可知：低旋轉速度組焊核區的平均晶粒粒徑相對較細小，當=300 mm/min，600 r/min時(圖3(b))，焊核區平均晶粒粒徑只有3.45 μm，隨著旋轉速度的增加，焊核區平均晶粒粒徑增大，當旋轉速度達到800 r/min時(圖3(h))，其平均晶粒粒徑達到4.10 μm。焊核區的動態再結晶程度也隨旋轉速度的增加而提高，這是因為在同一焊接速度下，攪拌針旋轉速度越快，母材原始軋制態的板條晶粒被更充分地攪碎，并且焊接熱輸入量隨旋轉速度的增大而增大，導致焊核區溫度升高，從而有利于焊核區晶粒發生再結晶，其再結晶程度隨之提高。由圖4可知：高旋轉速度組焊核區晶粒粒徑和再結晶程度的變化規律與低旋轉速度組一樣，因其焊核區溫度比低旋轉速度組的高，導致平均晶粒粒徑和再結晶程度均比低旋轉速度組的高，當=900 mm/min，1 500 r/min時，其平均晶粒粒徑為4.50 μm，再結晶程度達到84.31%。

(a)，(b)，(c) 600 r/min，300 mm/min；(d)，(e)，(f) 700 r/min，300 mm/min；(g)，(h)，(i) 800 r/min，300 mm/min

(a)，(b)，(c) 1 300 r/min，900 mm/min；(d)，(e)，(f) 1 400 r/min，900 mm/min；(g)，(h)，(i) 1 500 r/min，900 mm/min

2.2.2 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭第二相尺寸及分布的影響

圖5所示為不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭焊核區SEM顯微照片，由圖5可知：基體中存在2種不同顏色的第二相，一種為灰黑色，另一種為白色，經能譜檢測分析(見圖6)：灰黑色的第二相為Mg2Si相；白色第二相為AlFeMnSi相。Mg2Si是一種強化析出相，其在鋁基體中的溶解溫度為500 ℃左 右[17]，焊接過程中焊核區的最高溫度能達到540 ℃左右[18]，已經達到6系鋁合金的固溶溫度，但在焊核區的SEM照片中仍然發現有Mg2Si相存在，并且隨著旋轉速度增加，其數量增大，分布更均勻。這是因為焊接過程中，焊核區較高的溫度雖然使Mg2Si相固溶于鋁基體，但焊后的冷卻過程實質是一個高溫時效析出過程，使得Mg2Si相析出，并且隨著旋轉速度的增加，焊核區經歷的峰值溫度越高，高溫停留時間越長，焊后冷卻的時間更久，有利于時效析出大量的Mg2Si相，所以在高旋轉速度下FSW接頭焊核區的第二相數量更多且分布更均勻(見圖5(f))。AlFeMnSi相是一種難熔雜質相，其熔點較高，一般溫度下很難固溶于鋁基體，當=300 mm/min，600 r/min時，攪拌未充分，焊核區內仍然存在尺寸較大的AlFeMnSi相(如圖5(a)箭頭所指)，但隨著旋轉速度的增加，攪拌越劇烈，AlFeMnSi相在劇烈的機械攪拌作用下被充分破碎，尺寸變小，分布更均勻彌散。

圖7所示為不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭熱影響區SEM顯微照片。由圖7可知：熱影響區仍然存在Mg2Si相和AlFeMnSi相。因熱影響區只受熱循環的影響，并未直接受到機械攪拌作用，所以其第二相分布同母材一樣，呈鏈條狀分布。由于距焊縫中心相對較遠，熱影響區的溫度低于焊核區，第二相不能發生溶解，但該溫度卻能促使該區發生時效。隨著旋轉速度的增加，熱輸入量增大，熱影響區受熱循環的影響越嚴重，該區的時效溫度越高，且時效時間變長，導致Mg2Si相逐漸增多并粗化。當1 500 r/min時(圖7(f))，Mg2Si相嚴重粗化，最大尺寸接近10 μm，這將對FSW接頭的力學性能造成一定影響。

(a) 600 r/min，300 mm/min；(b) 700 r/min，300 mm/min；(c) 800 r/min，300 mm/min；(d) 1 300 r/min，900 mm/min；(e) 1 400 r/min，900 mm/min；(f) 1 500 r/min，900 mm/min

(a) 黑色第二相；(b) 白色第二相

2.3 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭力學性能的影響

2.3.1 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭硬度分布的影響

不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭的硬度分布如圖8所示。從圖8可見：旋轉速度對FSW接頭的硬度分布和硬度數值均有一定影響。低旋轉速度組FSW接頭硬度分布曲線呈“U”形，硬度最低點位于焊核區和熱機影響區之間，而高旋轉速度組FSW接頭硬度分布曲線呈“W”形，硬度最低點位于熱影響區。不管是低旋轉速度組還是高旋轉速度組，當旋轉速度增加時，焊核區和熱機影響區的硬度均增大，而熱影響區硬度降低。這是因為高速旋轉充分破碎了焊核區的AlFeMnSi難熔雜質相，使其尺寸變小、分布更加均勻，同時由于高旋轉速度摩擦所產生的熱量較多，焊核區固溶程度變大，焊后析出的Mg2Si強化相數量變多(見圖5)，雖然旋轉速度的增加使得焊核區晶粒有所長大，但6系鋁合金屬于可熱處理強化鋁合金，其強化機制主要以時效強化為主，所以均勻分布的細小雜質相和大量析出的Mg2Si強化相增大了焊核區的硬度。而熱影響區由于受焊接熱循環影響，晶粒的長大及Mg2Si強化相的粗化，均嚴重降低了該區的硬度，所以FSW接頭硬度分布曲線由“U”形轉變成“W”形。雖然高旋轉速度組的熱影響區硬度均嚴重下降，但仍高于低旋轉速度組焊核區的硬度最低值，并且隨著旋轉速度的增加，最低硬度點距焊縫中心的距離逐漸增大，這說明旋轉速度越高，熱輸入量越大，使得熱影響區逐步寬化。

(a) 600 r/min，300 mm/min；(b) 700 r/min，300 mm/min；(c) 800 r/min，300 mm/min； (d) 1 300 r/min，900 mm/min；(e) 1 400 r/min，900 mm/min；(f) 1 500 r/min，900 mm/min

1—600 r/min，300 mm/min；2—700 r/min，300 mm/min；3—800 r/min，300 mm/min；4—1 300 r/min，900 mm/min； 5—1 400 r/min，900 mm/min；6—1 500 r/min，900 mm/min。

圖8 不同參數工藝下FSW接頭硬度分布

Fig. 8 Hardness distribution of FSW joints with different welding parameters

2.3.2 焊接工藝對6082-T6鋁合金FSW接頭室溫拉伸性能的影響

表3所示為不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭的室溫拉伸性能。由表3可知：當焊接速度300 mm/min，旋轉速度600≤≤800 r/min時，FSW接頭的抗拉強度隨著旋轉速度的增加而增大，而伸長率則隨著旋轉速度的增加而減小，在=700 r/min時，FSW接頭達到抗拉強度和伸長率(m=240.56 MPa，=8.34%)的最佳匹配值，接頭焊接系數達到72.73%。其拉伸斷裂位置位于焊核區和熱機影響區之間，靠近接頭硬度最低點(見圖8和圖9)。當焊接速度=900 mm/min，旋轉速度1 300≤≤1 500 r/min時，FSW接頭的抗拉強度隨著旋轉速度的增加先升高后降低，而伸長率則隨著旋轉速度的增加繼續減小，在= 1 400 r/min時，FSW接頭達到抗拉強度和伸長率(m=271.63 MPa，=6.04%)的最佳匹配值，接頭焊接系數達到82.12%，其室溫拉伸斷裂位置位于熱影響區硬度最低點附近。

表3 不同焊接工藝參數下FSW接頭室溫拉伸性能

攪拌摩擦焊過程中，單位長度的熱輸入量和材料塑性流變狀態是決定FSW接頭質量的關鍵因素，焊接熱輸入量取決于攪拌頭軸肩的尺寸、壓力、摩擦因數、焊接速度和攪拌針旋轉速度。本實驗中固定焊接速度，將攪拌針旋轉速度作為單一變量。在低旋轉速度組，焊接熱輸入量隨著旋轉速度的增大而增加，從而有利于焊核區Mg2Si強化相析出，從而使得抗拉強度增加；在高旋轉速度組，隨旋轉速度的增大，熱影響區仍有Mg2Si強化相析出，所以抗拉強度呈升高趨勢，但當旋轉速度過大時，FSW接頭受熱循環影響嚴重，熱影響區晶粒長大，Mg2Si強化相嚴重粗化(見圖7(f))，導致抗拉強度又呈現下降趨勢。雖然高旋轉速度組FSW接頭熱影響區軟化嚴重，但其最低硬度仍然比低旋轉速度組FSW接頭焊核區的硬度的高，所以，高旋轉速度組FSW接頭的抗拉強度均比低旋轉速度組的高，這說明采用高旋轉速度焊接能獲得力學性能較好的FSW接頭。

不同焊接工藝下6082-T6鋁合金FSW接頭拉伸斷裂位置見圖9，FSW接頭斷裂位置隨著旋轉速度的增加逐步遠離焊縫中心，該規律與FSW接頭硬度分布(圖8)規律相吻合，且FSW接頭斷裂處縮頸程度逐步減小，當達到高旋轉速度時，縮頸程度甚微，這也從宏觀上說明了FSW接頭的伸長率隨著轉速的增加而降低。

圖9 不同工藝參數下FSW接頭拉伸斷裂位置

(a) 600 r/min，300 mm/min；(b) 700 r/min，300 mm/min；(c) 800 r/min，300 mm/min；(d) 1 300 r/min，900 mm/min；(e) 1 400 r/min，900 mm/min；(f) 1 500 r/min，900 mm/min

圖10所示為不同工藝參數下6082-T6鋁合金板FSW焊接頭的拉伸斷口SEM照片。由圖10可知：低旋轉速度組斷口界面較平整，均勻分布著大量細小的韌窩，屬于典型的韌性斷裂，并且隨著旋轉速度的增加，韌窩尺寸逐步變大，這是因為溫度升高，使得熱機影響區析出相粗化。高旋轉速度組斷口界面也分布著大量細小的韌窩，但隨著轉速的進一步增大，斷口中韌窩所占比例逐步減少，并且斷口面出現起伏，韌窩邊緣有大量的撕裂棱，具有脆性斷裂的特征，整體而言其斷裂方式仍以韌性斷裂為主，但隨著轉速的增加，脆性斷裂的程度增大。

3 結論

1) 6082鋁合金攪拌摩擦焊接頭微觀組織由焊核區、熱機影響區和熱影響區3個明顯不同的區域組成。焊核區在機械攪拌和焊接熱循環作用下發生了動態再結晶，形成均勻細小的等軸晶粒；熱機影響區由于受攪拌作用小于焊核區，其晶粒發生扭曲，沿變形方向被拉長；熱影響區晶粒形貌與母材保持一致，僅發生晶粒粗化。

2) 隨著旋轉速度的增加，6082-T6鋁合金攪拌摩擦焊接頭的焊核區再結晶程度增大，晶粒粒徑變大，但該區第二相尺寸變小，分布更均勻，且時效析出的強化相數量變多，提高了該區的硬度，而熱影響區晶粒粒徑變大，Mg2Si強化相嚴重粗化，使其硬度降低，導致FSW接頭硬度分布曲線從“U”形轉變成“W”形。

3) 當焊接速度300 mm/min，旋轉速度600≤≤800 r/min時，FSW接頭的抗拉強度隨著旋轉速度的增加而增大；當焊接速度=900 mm/min，旋轉速度 1 300≤≤1 500 r/min時，FSW接頭的抗拉強度隨著旋轉速度的增加先升高后降低。當焊接速度和攪拌頭旋轉速度配合得當，即=900 mm/min，=1 400 r/min時，得到力學性能最佳的FSW接頭，其抗拉強度為271.63 MPa，焊接系數達到82.12%。

4) 低旋轉速度組FSW接頭室溫拉伸試樣斷裂位置位于后退側熱機影響區和焊核區之間，高旋轉速度組FSW接頭室溫拉伸試樣斷裂位置位于后退側熱影響區，并隨著旋轉速度的增加，斷裂位置逐步遠離焊縫中心，斷裂方式以韌性斷裂為主，并逐漸出現脆性斷裂的特征。

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(編輯 楊幼平)

Effect of welding parameters on microstructure and mechanical properties of 6082-T6 aluminum alloy FSW joint

DENG Shuhao1, 2, DENG Yunlai1, 2, 3, ZHANG Zhen2, 3, YE Lingying1, 2, LIN Sen1, 2, JI Hua2, 3

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China; 2. Cooperative Innovation Center for Advanced Nonferrous Metal Structural Materials and Manufacturing, Central South University, Changsha 410083, China; 3. Light Alloy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China)

The effect of welding parameters on microstructure and mechanical properties of friction stir welded joints of 6082-T6 aluminum sheet of 5 mm in thickness was investigated by optical microscope, transmission electron microscope, electron backscatter diffraction, tensile test and hardness test. The results show that with the increase of the rotational speed at constant travel speed, the grains in nugget zone (NZ) grow up, the degree of recrystallization becomes higher, the number of the second phase increases and its distribution becomes more homogeneous, which results in the increase of the hardness of NZ. But the hardness of heat affected zone (HAZ) decreases because of the grains growth and serious coarsening of the second phase. When the rotational speed is low, the lowest hardness is between NZ and thermo- mechanically affected zone (TMAZ), and the hardness distribution profile of FSW joints is just like “U”. When the rotational speed is high, the hardness of NZ is higher than that of HAZ, and the hardness distribution profile of FSW joints is just like “W”. With the increment of the rotational speed, the tensile strength of the FSW joint of the low rotational speed group increases gradually, but the tensile strength of the FSW joint in the high rotational speed group increases first and then decreases. When the high rotational speed is 1 400 r/min, the best tensile strength of the joint is 271.63 MPa and the welding coefficient reaches up to 82.12%.

welding parameters; 6082-T6 aluminum alloy; friction stir welding; microstructure; mechanical properties

10.11817/j.issn.1672?7207.2018.10.007

TG457.14；TG113.25；TG113

A

1672?7207(2018)10?2413?10

2017?10?10；

2017?12?06

國家重點研發計劃(2016YFB0300901，2017YFB0306301)；國家自然科學基金資助項目(51705539)(Projects (2016YFB0300901, 2017YFB0306301) supported by the National Basic Research Program of China; Project(51705539) supported by the National Natural Science Foundation of China)

葉凌英，博士，副教授，從事高性能輕合金制備與加工技術研究；E-mail：lingyingye@csu.edu.cn