轉速對20mm厚2219鋁合金攪拌摩擦焊接件的組織及性能的影響

計鵬飛 張仲寶 趙光輝 王 杰 喬 森

（1 首都航天機械有限公司，北京 100076）

（2 火箭軍裝備部駐北京地區第一軍事代表室，北京 100076）

0 引言

攪拌摩擦焊接（Friction stir welding，FSW）作為一種固態連接方法［1］，適合于鋁合金、鎂合金等輕質合金的焊接，與傳統的熔化焊接工藝相比，具有無弧光、噪聲、粉塵等污染的優點。此外，攪拌摩擦焊接的焊接殘余應力更低、工件焊后變形更小［2-4］。經過近30年的發展，目前攪拌摩擦焊已廣泛應用于汽車、高鐵、船舶以及航空航天等領域［5］。

相對于熔焊焊接，鋁合金攪拌摩擦焊在焊前的結構件的清理、焊接過程控制及氣氛保護和焊后焊縫的處理上均大大簡化，焊接過程中人為干涉項目也更少［6］，更利于實現鋁合金結構件焊接的自動化和智能化，因此在航天領域的應用越來越廣泛。隨著運載火箭運載能力要求的不斷提高，運載火箭燃料貯箱的結構正向著大型化、系列化、組合化的方向發展［7］，采用攪拌摩擦焊接工藝的鋁合金結構件的體積和焊接區厚度也逐漸增大，對厚板高強鋁合金的攪拌摩擦焊接件的制造工藝和性能也提出了更高的要求。

厚板鋁合金攪拌摩擦焊接的難度在于由于板厚較大，軸肩與板材上表面的摩擦作用帶來的材料流動效應和摩擦熱輸入較難作用于遠離軸肩的板材下表面附近，造成焊縫背部由于材料流動和熱輸入的不足，產生未焊透、弱結合等焊接缺陷；然而，僅通過提高轉速來解決厚板焊縫背部的材料流動性和熱輸入不足的問題，又可能造成焊縫正面的過熱問題，影響焊縫表面成形和焊接質量，甚至帶來新的缺陷。因此，需要通過優化攪拌頭轉速和進給速度的匹配來解決鋁合金厚板攪拌摩擦焊接的問題。同時，高轉速焊接工藝在2219鋁合金上還存在著析出相長大導致焊縫強度下降的問題［8］。因此，本文研究在較低轉速焊接工藝條件下，不同轉速對厚板2219 鋁合金攪拌摩擦焊接件組織及性能的影響。

1 試驗材料與方法

將規格為600 mm×150 mm×20 mm 的兩塊2219C10S 鋁合金平板試樣進行對接焊，將攪拌頭的進給速度保持為100 mm/min，攪拌頭傾角設置為2.5°，通過改變攪拌頭旋轉速度（400～550 r/min），選擇7組參數進行焊接。焊接完成后，剔除焊縫正面的飛邊并打磨圓滑，獲得的平板對接焊接試樣經目視檢查表面成型情況，并采用X 光和超聲相控陣進行焊縫內部質量的無損檢測。根據無損檢測結果，在少缺陷和無缺陷的焊接樣品上截取垂直于焊縫方向截面的金相試樣，進行焊接接頭典型區域的金相組織分析；并選取拉伸子樣，考慮到攪拌摩擦焊接過程中焊接起始階段與熱穩定階段時接頭性能的差異，各組參數樣品的拉伸子樣均選擇距焊縫起始端約200 mm 開始取樣，進行拉伸試驗，取樣位置如圖1所示。焊接工藝參數為：1#～7#轉速ω分別為400、425、450、475、500、525、550 r/min；進給速度為υ100 mm/min。

圖1 金相及拉伸子樣選擇區域示意圖Fig.1 Scheme of regions of metallographic and mechanical testing specimens

2 無損檢測及微觀組織分析

2.1 焊接接頭表面成型及無損檢測

對7 組不同轉速焊接的平板對接焊接試樣經目視檢查表面成型情況，并采用X 光和超聲相控陣進行無損檢測。結果表明：攪拌頭旋轉速度ω為400～500 r/min 時，焊縫表面成型目視檢查均無缺陷，X 光和超聲相控陣等無損檢測均合格，不存在焊接缺陷，焊縫內部質量均可以達到航天行業標準QJ20043—2011 和QJ20045—2011 中A 級焊縫的質量要求。但在ω=525 r/min 和ω=550 r/min 焊接試樣表面發現存在表面缺陷［圖2（a）（c）］。當ω=525 r/min時，焊接試樣表面存在局部的點狀缺陷，從其超聲相控陣檢測信號［圖2（b）］可判斷該表面缺陷是從焊縫內部延伸至焊縫表面的；而隨著轉速的增大、焊接熱輸入的增加，當ω=550 r/min時，焊接試樣的缺陷已從內部全部延伸至焊縫表面，發展成連續的犁溝狀缺陷。

圖2 轉速過快導致的焊接缺陷Fig.2 Welding defects caused by the mismatch of rotation speed and travelling speed

550 r/min 試樣表面缺陷產生的原因，一方面，是由于在前進側攪拌針旋轉速度和進給速度的疊加，導致在攪拌針前進側被焊材料流出的速度大于后退側被焊材料流入的速度而實時產生了一個空腔，該空腔又隨著攪拌頭的向前運動被后流入的被焊材料填充而實時消失，當攪拌頭的攪拌頭旋轉速度ω和進給速度υ的匹配不合理、或者攪拌針形貌設計失調導致被焊材料的流動無法填滿空腔時，就會打亂該瞬時空腔實時產生和實時消失的過程，導致在前進側出現體積型缺陷；另一方面，由于攪拌頭旋轉速度較快，導致焊接過程中焊接熱輸入較大，使得焊縫靠近上表面的部分過熱，造成體積型缺陷。在攪拌頭進給速度保持為100 mm/min，攪拌頭旋轉速度在400～500 r/min 的工藝參數區間內，20 mm 厚2219 C10S 鋁合金的攪拌摩擦焊接熱輸入為合理的，可以保證焊接接頭的質量。

2.2 焊接接頭宏觀和微觀組織形貌分析

圖3為20 mm 厚2219C10S鋁合金在不同攪拌頭旋轉速度下的攪拌摩擦焊接接頭宏觀組織形貌。從總體上看，焊接接頭的宏觀組織形貌非常相似，均由軸肩影響區（SAZ）、焊核區（WNZ）、前進側/后退側熱力影響區（TMAZ-A/R）、前進側/后退側熱影響區（HAZ-A/R）和母材區（BM）等組成，各個區域的位置如圖3（a）所示。其中，前進側熱力影響區與焊核區的分界線幾乎為一條直線，呈倒三角狀，越接近焊縫上表面的熱力影響區越寬，在靠近下表面的1/3 厚度范圍內熱力影響區的范圍很小，晶粒的拉長和扭曲變形相對很小；后退側熱力影響區呈楔形，進入焊縫內部約至焊核區寬度的1/2，其上部為軸肩影響區，下部為焊核區。軸肩影響區靠近焊縫上表面，后退側軸肩影響區的范圍明顯大于前進側，且隨著攪拌頭旋轉速度的增大而增大。熱力影響區和軸肩影響區的組織在前進側與后退側的差異，是由母材在焊接過程中受到不同的攪拌作用力、從而導致金屬的塑性流動模式的差異造成的。在前進側，母材金屬組織主要受到攪拌針的剪切作用，因此塑性流動的方向矢量沿厚度方向的分量較大；而后退側金屬的塑性流動方向與攪拌針的旋轉方向一致性較好，熱力影響區、軸肩影響區與鄰近的母材組織均發生塑性變形，因此不僅造成后退側的熱力影響區及軸肩影響區的范圍更大，且與母材的交界面也不如前進側清晰。

圖3 接頭宏觀組織形貌（右側為前進側） 6.5×Fig.3 Macro-structure of the welding joints（advancing side on the right side）

焊核區中心的“洋蔥環”狀結構在靠近上表面1/3板厚處明顯地分為上下兩部分，且分界線隨著攪拌頭旋轉速度的增大而向下表面移動。

2219C10S母材的微觀組織（圖4），由一系列具有明顯軋制方向的板條狀晶粒組成，這和板材通過軋制成型經受10%的冷加工變形過程相關，且在晶粒內部及晶間分布有大量其細小的第二相，主要為析出強化相。

圖4 2219C10S母材微觀組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of the base metal of the AA2219 C10S plate

焊核區為細小的等軸晶組織［圖5（a）］，由于受到攪拌針的攪拌作用和摩擦熱影響，原有母材的組織結構均被打破，屬于再結晶組織；軸肩影響區與焊核區類似，主要為再結晶組織，不同的是軸肩影響區受到軸肩的影響，一方面由于熱輸入量較大，局部溫度較高，存在一定程度的晶粒長大，另一方面材料的流動性更強，晶粒呈現出一定的取向特征。

圖5 焊核區和軸肩影響區微觀組織形貌200×Fig.5 Microstructure morphology

圖6為試樣的前進側、后退側熱力影響區的組織形貌。可以看出，前進側熱力影響區發生了較大程度的彎曲變形，同時由于經受了一定程度的回復反應，粗大組織晶粒有所減小；后退側熱力影響區與焊核區過渡較為平滑，且過渡區域較寬。

圖6 接頭熱力影響區微觀組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of thermo-mechanical affected zone of the welding joint

3 顯微硬度及拉伸性能分析

3.1 焊接接頭橫截面顯微硬度分析

圖7為厚板攪拌摩擦焊接接頭橫截面顯微硬度測試點分布位置的示意圖，分別測試板厚中心層（M）以及距板厚中心層7 mm 的焊縫近上表面層（T）和焊縫近下表面層（B）的硬度分布，測試點為距焊縫中心左右±23 mm（底層（B）只測距焊縫中心±13 mm）的范圍每隔2 mm 測一個點，規定距離為負的測試點位于后退側。

圖7 接頭顯微硬度測試點分布位置Fig.7 Distribution of the micro-hardness testing points of the welding joints

圖8為不同參數組合下的攪拌摩擦焊接接頭橫截面上、中、下三層顯微硬度的對比。從總體上看，不同參數組合下的攪拌摩擦焊接接頭橫截面顯微硬度具有相似的分布趨勢。

圖8 不同轉速下接頭橫截面顯微硬度的對比Fig.8 Comparison of Comparison of cross-section microhardness of friction stir welded joints at different rotation speed

（1）在板厚中心層均呈現出典型的“W”型，接頭兩側母材的顯微硬度最高，當跨入到熱影響區后顯微硬度逐漸降低，熱力影響區最低，而跨入到焊核區后顯微硬度又逐漸升高，但不會超過母材。這是由于焊接所用的2219C10S 高強鋁合金為固溶與時效強化態，在焊接過程中受到焊接熱輸入和攪拌頭的機械攪拌的共同作用下，焊接區中部分細小的沉淀相發生了不同程度的再次固溶并重新析出、長大，而析出強化相的形成、聚集和長大的程度不同，導致焊接區中不同區域之間的顯微硬度的變化，其中熱機影響區受到的熱影響最大，由于過時效作用而造成的軟化最明顯，其顯微硬度最低。

（2）在近上表面層，與板厚中心層呈現出相似的“W”型，區別是焊縫中心附近的硬度回升區主要是軸肩影響區，其影響范圍要大于板厚中心層的焊核區，且硬度回升的數值要大于焊核區，主要的原因為軸肩影響區的熱輸入量比焊核區更大，存在一定的析出相強化作用；在近下表面層呈現出近似于“V”型分布，這是由于靠近焊縫下表面附近的熱力影響區的范圍很窄，在硬度分布上沒有體現。通過板厚方向上焊接區的最小硬度也可以看出，焊縫近上表面層、中心層和近下表面層的力學性能逐漸下降。這是由于靠近上表面的金屬受到軸肩和攪拌針的雙重作用，加工硬化效果更加顯著，造成三層之間越靠近下表面，焊縫區域的強度下降越明顯。

（3）不同轉速的樣品，轉速越高，焊核區和熱力影響區的硬度降低越大；且焊縫近上表面層的硬度受到轉速的影響更為明顯，在近下表面層，不同轉速的試樣接頭硬度幾乎沒有差別。

3.2 焊接接頭拉伸力學性能分析

圖9為攪拌頭旋轉速度對攪拌摩擦焊接接頭拉伸力學性能的影響趨勢。可以看出，當攪拌頭旋轉速度為400～500 r/min 時，20 mm 厚板攪拌摩擦焊接接頭的拉伸性能相差不大，最高可達到334 MPa，延伸率δ5均超過5%、δ50均超過12%。隨著攪拌頭轉速的增大，焊接接頭的力學性能有下降的趨勢，這也與接頭橫截面顯微硬度對攪拌頭轉速的增大而減小的趨勢是一致的。

圖9 不同旋轉速度焊接接頭的拉伸力學性能Fig.9 Tensile mechanical properties of the welded joints at different rotation speed

此外，由于攪拌頭旋轉速度越低，焊接熱輸入量越小，焊后殘余應力和焊后變形將會越小，若綜合考慮焊縫成形、焊后變形和力學性能的測試結果，在100 mm/min 的焊接速度下，較優的旋轉速度區間為400～500 r/min，1#樣品所采用的100 mm/min、400 r/min為較優的參數組合。

3.3 斷口形貌分析

圖10是對1#樣品的拉伸斷裂試樣的子樣斷裂位置、宏觀和微觀斷口形貌分析結果。從圖10（a）中可以看出，拉伸子樣斷裂位置均位于后退側，這也與接頭后退側的顯微硬度較小的規律相對應。從圖10（b）～（d）中可以看出，在斷裂面上展現出大量細小的韌窩和撕裂棱結構，并且在韌窩內部含有大量的第二相粒子，其斷裂方式為典型的韌性斷裂。

圖10 1#樣品接頭斷口宏觀形貌及掃描電鏡分析Fig.10 Macro-morphology and SEM analysis of the fracture of sample 1#

4 結論

（1）20 mm 厚2219C10S 鋁合金板材適用于低轉速焊接，當焊接速度為100 mm/min、攪拌頭旋轉速度為400～500 r/min 范圍內時，可獲得焊接質量較好的無缺陷焊縫；當焊接速度為100 mm/min、攪拌頭旋轉速度達到550 r/min時，焊縫出現連續的犁溝缺陷。

（2）不同轉速的焊接接頭的宏微觀組織形貌相差不大，軸肩影響區隨著攪拌頭旋轉速度的增大而增大；焊核區中心的“洋蔥環”在靠近上表面1/3 板厚處出現分層，且分界線隨著攪拌頭旋轉速度的增大而向下表面移動。

（3）不同轉速的樣品，轉速越高，焊核區和熱力影響區的硬度降低越大；且焊縫近上表面層的硬度受到轉速的影響更為明顯，在近下表面層，不同轉速的試樣接頭硬度幾乎沒有差別。

（4）拉伸性能隨轉速的增大而降低，拉伸強度最高可達到334 MPa，接頭斷裂模式主要為韌性斷裂，斷裂位置發生在后退側的熱力影響區與熱影響區的交界處，與顯微硬度最小位置相吻合。

（5）綜合考慮焊接接頭質量和焊后變形等因素，在100 mm/min 的焊接速度下，400 r/min 的攪拌頭旋轉速度是較優的參數選擇。