工業純鋁攪拌摩擦焊質量與力學性能

殷琨，黃崇湘，王艷飛，王明賽，黃愛輝

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工業純鋁攪拌摩擦焊質量與力學性能

殷琨，黃崇湘，王艷飛，王明賽，黃愛輝

(四川大學 空天科學與工程學院，四川 成都，610065)

采用不同旋轉速度/進給速度(/)，研究其對AA1050攪拌摩擦焊焊縫的表面形貌、硬度分布、應力?應變曲線和顯微組織的影響。研究結果表明：當/分別為800/100，1 000/200和1 400/300時，焊縫區表面質量較好；焊核區硬度高于母材硬度，焊核區平均維氏硬度最高為42.9；焊核區拉伸強度高于母材拉伸強度，極限拉伸強度最高為105 MPa，與母材的拉伸強度相比提升了64%；當旋轉速度固定時，隨進給速度增加，極限拉伸強度增加，塑性降低；當/為1 400/300時，焊縫具有較好的力學性能和較強加工硬化能力，高焊縫質量對應的點分布在熱輸入量與焊核區屈服強度的關系曲線凹處周圍。

1050工業純鋁；攪拌摩擦焊；焊縫質量；力學性能

攪拌摩擦焊(friction stir welding，簡稱FSW)是新型固相連接方法[1]。該技術通過攪拌頭軸肩與材料的高壓摩擦以及焊針的高速旋轉攪拌使待連接區域材料的晶粒發生劇烈塑性變形、再結晶、退火長大，從而實現金屬固相連接。與傳統熔焊類方法相比，攪拌摩擦焊因耗能低、焊接變形小、焊縫強度高、缺陷少、無污染等優點而被廣泛應用于鋁、鎂、銅合金等材料的焊接[2?7]。對于各系鋁合金，經過攪拌摩擦焊后，焊縫強度與母材的相近，甚至比母材的高[8?9]。攪拌摩擦焊工藝所涉及的主要參數包括攪拌頭的旋轉速度和進給速度、攪拌針直徑、軸肩直徑、軸肩壓力、冷卻條件等。選擇不同參數對焊縫的質量和性能有不同程度的影響。有研究表明，改變攪拌頭的旋轉速度和進給速度會明顯影響焊核區的微觀結構和力學性能[10]，水冷能夠提升焊核區的抗拉強度[11]，因此，選取合適的旋轉速度和進給速度可有效提高焊縫質量。本研究采用具有不同旋轉速度和進給速度的9組參數(/)對AA1050鋁板進行單道次攪拌摩擦焊加工，從表面宏觀形貌、微觀結構、硬度分布、拉伸力學性能的角度對焊縫質量進行對比分析，得到優選的工藝參數，并基于焊接參數與焊縫質量的關系提出可用于指導焊接工藝參數選取的理論模型。

1 實驗材料和方法

本文所選用母材為經過600 ℃退火12 h的AA1050鋁板，其室溫力學性能如表1所示。

鋁板長×寬×厚為300 mm×60 mm×5 mm。攪拌頭軸肩直徑為15 mm，攪拌針直徑為2 mm，長度為2 mm。選取具有不同旋轉速度(，單位為r/min)和進給速度(，單位為mm/min)的9組工藝，/分別為800/100，800/200，800/300，1 000/100，1 000/200， 1 000/300，1 400/100，1 400/200，1 400/300。所有焊接過程保持相同的軸肩壓力和冷卻條件，其中冷卻方式采用循環水冷。

表1 AA1050 鋁板室溫力學性能

Table 1 Mechanical properties of annealed AA1050 base metal at room temperature

焊接接頭橫截面的金相試樣經Keller試劑((HF):(HCl):(HNO3):(H2O)=2:3:5:95，為體積分數)腐蝕后在NIKON MA100光學顯微鏡下觀察。硬度測試采用DHV?1000Z顯微維氏硬度計，硬度測試沿試樣橫截面焊核區上表面向下0.5 mm的水平方向進行，相鄰壓痕間隔為 0.2 mm。為了測得拉伸曲線，沿平行焊縫方向從核焊區中心截取標距段長×寬×厚為 14 mm×3 mm×2 mm的狗骨型板狀拉伸試樣。拉伸測試采用島津AG?100kN電子萬能試驗機，拉伸應變速率為3.0×10?4s?1。分別在/為800/300和1 400/300時得到的焊核區取樣，用水磨砂紙將試樣表面磨至平整光滑，用質量分數為86% HClO4-CH3OH(體積比為3:40)溶液電解拋光，電壓為20 V，電流為0.8 A，時間約為1 min。然后，在LEO1530場發射掃描電鏡中用電子背反射(EBSD)探頭觀察試樣形貌，并通過配套軟件系統測量對應區域的晶體取向。

2 結果與討論

2.1 宏觀形貌

焊縫表面形貌是衡量焊接質量的重要標準。圖1所示為采用不同參數組所得焊縫區宏觀形貌。由圖1可知：9組/下焊縫的宏觀形貌表現出明顯的差別。表面焊接缺陷主要包括孔洞、剝落類缺陷(見圖1(a))和不均勻分布的起鱗缺陷(見圖1(c))。質量較好的焊縫表面表現為細密圓環紋理，表面平滑干凈無飛邊。起鱗缺陷是由于攪拌頭軸肩與焊縫表層摩擦生熱過多，熱量累積于焊縫表層金屬，使其熔化并逐漸冷卻而形成；剝落缺陷是由于焊縫區金屬熱塑性流動不充分，無法及時填充焊接過程中留下的瞬時空腔而形 成[12?13]。以焊縫區宏觀形貌中的缺陷數量作為評價標準，當/分別為800/100，1 000/200和1 400/300時，焊縫區質量較好。

旋轉速度/(r?min?1)：(a) 800；(b) 1 000；(c) 1 400

圖2所示/為1 000/100時焊縫橫截面的金相圖。由圖2可見：橫截面上焊核區(stir zone，簡稱SZ)和母材(base metal，簡稱BM)的明顯界線構成碗狀輪廓，這說明2個區域的微觀結構存在明顯差異；焊核區內部無缺陷，缺陷出現在焊縫區表面。圖2中左側為前進側(advancing side，簡稱為AS)，即攪拌頭進給方向和攪拌頭旋轉方向一致的一側；右側為后退側(retreating side，簡稱為RS)，即攪拌頭進給方向和攪拌頭旋轉方向相反的一側。從圖2可以明顯看出前進側焊核區和母材之間的界面輪廓比后退側的界面輪廓更為明顯，表明后退側有較寬的熱機影響區域(thermal mechanically affected zone，簡稱TMAZ)[14]。

2.2 維氏硬度分布

圖3所示為不同/下焊縫橫截面的維氏硬度分布。圖3中黑色實線表示與焊核區對應寬度范圍的母材的維氏硬度分布(平均值為29.9)。從圖3可以看出：焊核區的維氏硬度均明顯高于母材維氏硬度，當/為800/200時焊核區平均維氏硬度最高，為42.9，比母材高13.0；當/為1 400/300時，焊核區平均維氏硬度最低，為35.0，比母材高5.1。由焊縫表面質量觀察結果可知：當/為800/200時焊核區平均維氏硬度最高，焊縫表面質量較差；而當/為1 400/300時，焊核區平均維氏硬度最低，焊縫表面質量較好。這是由于當/為800/200時熱輸入量較少，導致攪拌加工過程中熱塑性流動不充分，進而造成焊核區形成孔洞缺陷和嚴重塑性變形態的微觀結構[14?15]。

圖2 ω/v為1 000/100時焊縫橫截面的金相圖

ω/v：(a) 800/100；(b) 800/200；(c) 800/300；(d) 1 000/100；(e) 1 000/200；(f) 1 000/300；(g) 1 400/100；(h) 1 400/200；(i) 1400/300

圖3中各分圖虛線之間的區域為前進側母材區和焊核區之間維氏硬度過渡區，也就是熱機影響區。對比圖3(d)和圖3(f)以及圖3(g)和圖3(i)可以看出：當旋轉速度保持不變時，隨著進給速度增大，熱機影響區寬度逐漸減小。這是因為隨著進給速度增加，熱輸入量減少使得熱機影響區的寬度減小。對比圖3(b)，(e)和(h)以及圖3(c)，(f)和(i)可以看出：當進給速度保持不變時，隨著旋轉速度增大，熱機影響區寬度逐漸減小。這是因為隨著旋轉速度增大，熱輸入增加，材料的塑性變形程度增加，攪拌區與非攪拌區的摩擦力減小，熱機影響區變窄[16]。

2.3 拉伸力學性能

焊縫區的強度和韌性是衡量焊縫質量的重要標準。圖4(a)，(b)和(c)所示為不同/下焊核區的單軸拉伸應力?應變曲線，其中BM為母材的拉伸曲線。從圖4(a)，(b)和(c)可以看出：雖然焊核區的塑性較母材有所降低，但其拉伸強度均高于母材拉伸強度。其中，/為800/300時焊核區的極限拉伸強度最高，為105 MPa，相應的屈服強度為94 MPa，其極限拉伸強度相比于母材提升64%。這種由于在FSW過程中產生嚴重的塑性變形和大量摩擦熱，使周圍金屬塑化，位錯密度不斷增加，焊縫溫度達到再結晶溫度后發生再結晶，從而使晶粒細化。這種再結晶過程是塑性材料在焊接熱循環作用下發生動態再結晶的過程，形成的晶粒來不及長大就在攪拌的作用下被打碎，從而形成細小的晶粒[17?19]。根據Hall?Petch關系[20?21]，材料的拉伸強度隨晶粒直徑減小而增加，因此焊核區的拉伸強度提高。

從圖4(a)，(b)和(c)還可以看出：在相同旋轉速度下，隨著進給速度增加，焊核區的拉伸強度逐漸增加，塑性逐漸降低。增加進給速度將同時減少累積塑性應變量和熱輸入量。一方面，過低的累積塑性應變量不足以使晶粒細化，從而阻礙或者延遲再結晶過程。另一方面，熱輸入量減小能夠抑制再結晶晶粒的熱退火長大程度，從而減小再結晶晶粒直徑。其中，熱輸入量是影響焊核區晶粒直徑的重要因素，焊核區再結晶晶粒直徑隨著進給速度增加而減小，因此，焊核的強度逐漸增加而塑性逐漸降低[22?24]。

(a)，(b)，(c) 應力?應變曲線；(d)，(e)，(f) 加工硬化率曲線

圖4(d)，(e)和(f)所示為不同/下材料拉伸應力?應變曲線對應的加工硬化率曲線。加工硬化率是反映材料均勻塑性變形能力的重要指標，取決于材料變形過程中對位錯等晶格缺陷的儲存能力[25]。對于粗晶，材料位錯儲存能力較強，加工硬化能力較強。對于細晶，材料位錯儲存能力降低，加工硬化能力較低。因此，晶粒直徑降低是焊核區加工硬化率低于母材加工硬化率的主要原因。經比較，焊核區加工硬化率隨轉速增加而增加，其中為1 400 r/min時所得焊核區的加工硬化能力與母材的最接近。這是因為轉速增大造成熱輸入量增加，進而促進焊核區晶粒退火長大。

綜合焊核區的強度、塑性及加工硬化能力可知：當/為1 400/300時焊核區質量最高，所得焊縫區的質量也較好。

2.4 熱輸入與力學性能的關系

在忽略攪拌針周圍金屬塑性變形熱的條件下，攪拌摩擦焊接熱輸入量可表示為[26]

式中：為摩擦因數；為攪拌頭軸肩的壓力；0為軸肩半徑；1為攪拌針的半徑；為常數項。此外，也有相關研究將熱輸入量公式簡化為[27]

式中：1為常數項。

由于9組工藝中和1固定，分別用/和2/來表示不同工藝的攪拌摩擦焊熱輸入量。圖5所示為焊核區拉伸及屈服強度與熱輸入量的關系。其中，實線為指數衰減擬合曲線。由圖5可知：極限拉伸強度和屈服強度均隨著熱輸入量增加而降低，降低速度先快后慢。與圖5(a)相比，圖5(b)中各數據點均勻分布在擬合曲線兩側，擬合誤差較小，因此，用2/來表征攪拌摩擦焊熱輸入量更為合適。從圖5(b)可見：質量較高的焊縫所對應的參數組(/為800/100， 1 000/200，1 400/300)均分布在屈服強度與熱輸入量關系曲線凹處周圍，即圖5(b)中虛線框處。由此推測：最高質量的焊縫所對應的熱輸入應該位于曲線拐彎處，即2/≈6 066處。據此，可以設計更多能得到高質量焊縫的工藝參數，例如/分別為700/80，950/150，1 200/250等。

2.5 EBSD微觀結構

選取焊縫區質量最差和最好的核焊區試樣，即/為800/300和1 400/300時所得試樣，進行EBSD微觀結構分析。圖6(a)所示為/為800/300時焊核區的EBSD反極圖。從圖6(a)可以看出：晶粒取向分布不均勻，且晶粒呈非等軸狀。圖6(b)所示為/為1 400/ 300時焊核區的EBSD反極圖。從圖6(b)可以看出：晶粒取向分布均勻，且晶粒為等軸晶。圖6(c)為2種/下晶粒直徑分布的統計圖。由圖6(c)可知：/為800/300時所得平均晶粒直徑(3.7 μm)小于/為 1 400/300時所得平均晶粒直徑(6 μm)。這是因為前者熱輸入量低于后者熱輸入量，這也與/為800/300時焊核區強度高于/為1 400/300時焊核區強度這一結果相符合。圖6(d)所示為2個焊核區的晶粒直徑晶粒取向差。由圖6(d)可知：當/為800/300時，高角晶界(＞15°)所占比例為33.4%，遠低于當/為 1 400/300時高角晶界所占比例(60.5%)，說明當/為1 400/300時焊核區發生了更充分的動態再結晶。

(a) ω/v；(b) ω2/v

(a) EBSD反極圖，ω/v為800/300；(b) EBSD反極圖，ω/v為1 400/300；(c) 晶粒直徑分布圖；(d) 晶界角分布圖

3 結論

1) 在循環水冷條件下，當旋轉速度/進給速度(/)為800/100，1 000/200，1 400/300時，AA1050工業純鋁攪拌摩擦焊能使焊縫的表面質量較高。

2) 焊核區維氏硬度均高于母材維氏硬度，其中/為800/200時焊核區平均維氏硬度最高，為42.9，比母材高13.0。

3) 焊核區拉伸強度均高于母材拉伸強度，其中最高極限拉伸強度為105 MPa，與母材拉伸強度相比提高了64%；固定旋轉速度時，隨著進給速度增加，焊核區極限拉伸強度增加，塑性下降，這是由于晶粒直徑減小造成的；綜合考慮力學性能和加工硬化能力，當/為1 400/300時可得到質量較高的焊縫。

4) 焊核區拉伸及屈服強度隨熱輸入量增加而逐漸降低；質量較好的焊縫所對應的工藝參數(/)集中在屈服強度與熱輸入量關系曲線凹處周圍，可為焊接工藝參數的選取提供參考。

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(編輯 伍錦花)

Quality and mechanical property of aluminum joints after friction stir welding

YIN Kun, HUANG Chongxiang, WANG Yanfei, WANG Mingsai, HUANG Aihui

(School of Aeronautics and Astronautics, Sichuan University, Chengdu 610065, China)

Friction stir welding (FSW) joints of AA1050 under various ratios of rotational speed to welding speed (/) were studied. The effects of/on surface appearance, hardness distribution, stress-strain curve and microstructures of the joints were investigated. The results show that fine surface appearance of welded joints can be obtained when/is 800/100, 1 000/200 and 1 400/300. Vickers hardness of stir zone (SZ) is higher than that of base metal (BM) and the highest average Vickers hardness is 42.9. The tensile strength of SZ is also higher than that of BM and the highest ultimate tensile strength (UTS) increase by 64%, up to 105 MPa. At a constant rotation speed, the tensile strength of SZ increases while its ductility decreases with the increase of the welding speed. The welded joint with both good mechanical property and high work-hardening capacity can be obtained when/is 1 400/300. The points corresponding to high welding quality distribute near the inflexion of the curve of yield strength versus heat input.

AA1050; friction stir welding; weld quality; mechanical property

10.11817/j.issn.1672-7207.2018.11.006

TG453

A

1672?7207(2018)11?2677?07

2017?12?11；

2018?02?20

國家自然科學基金資助項目(11672195)；四川省青年科技基金資助項目(2016JQ0047) (Project(11672195) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(2016JQ0047) supported by the Science and Technology Foundation for Youths of Sichuan Province)

黃崇湘，博士，教授，從事先進材料力學行為研究；E-mail: chxhuang@scu.edu.cn