鋁合金厚板靜止軸肩攪拌摩擦焊接頭組織及性能

楊新岐,元惠新,孫轉平,閆新中,趙慧慧

(1 天津大學 材料科學與工程學院，天津 300350；2 上海航天設備制造總廠有限公司，上海 200245)

由于傳統攪拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)主要用于對接及搭接的簡單接頭形式，很難適合于角焊縫結構，英國焊接研究所(TWI)開發出靜止軸肩攪拌摩擦焊(stationary shoulder fiction stir welding,SSFSW)技術[1-3]。該技術關鍵在于攪拌工具軸肩與攪拌針采用分離設計，通過高速旋轉攪拌針與母材摩擦產熱實現焊接過程，而軸肩主要起限制攪拌區域內塑化金屬材料被擠出及保證焊縫表面成形的作用[4-6]。SSFSW可以解決焊縫減薄、組織分布不均勻、焊縫力學性能不均勻等問題，并適合于對接、角焊縫及T型接頭形式，有效拓寬了傳統FSW應用領域[7-9]。

鋁合金板厚是影響FSW工藝的關鍵因素，已有研究表明對于傳統FSW過程，隨板厚增加主軸轉速將降低，如對8 mm板厚以上適合FSW焊縫成形的轉速范圍基本在低轉速400～700 r/min范圍[10-13]。但對于SSFSW過程目前普遍觀點認為，由于只有攪拌針摩擦產熱所提供的焊接熱輸入有限，所以對相同條件下鋁合金焊接，SSFSW主軸轉速應明顯高于傳統FSW轉速，否則由于焊接熱輸入過低而無法形成無缺陷焊縫。因此，相同板厚下薄板鋁合金SSFSW主軸轉速應高于傳統FSW過程。目前已有文獻中有關鋁合金SSFSW對接接頭的板厚最大為6.3 mm、主軸轉速(ω)范圍為800～2000 r/min并基本在1000～2000 r/min之間，焊接速率(v)在50～840 mm/min范圍內[14-17]。對于板厚8 mm以上高強鋁合金SSFSW過程，主軸低轉速范圍是否適合SSFSW焊縫成形尚需焊接工藝實驗證實。

本工作采用自主研制靜止軸肩攪拌工具對厚度為8.5 mm的2A14-T4鋁合金進行焊接工藝實驗，探討SSFSW對接接頭工藝參數與焊縫成形、組織形貌和力學性能之間的相互影響規律，確定優化的焊接工藝參數，為厚板鋁合金SSFSW技術的工業化應用提供重要的實驗依據。

1 實驗材料與方法

采用名義厚度為8.5 mm的2A14-T4鋁合金試板(實際板厚9 mm以上)，在室溫下進行SSFSW實驗。試板規格為300 mm×100 mm×8.5 mm，常溫下該材料抗拉強度為425 MPa，斷后伸長率為26%。其化學成分如表1所示。

表1 2A14-T4鋁合金的化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of 2A14-T4 Al alloy (mass fraction/%)

SSFSW攪拌工具材料為H13熱作模具鋼，攪拌針形狀為帶螺紋圓錐臺狀，長度為8.5 mm，根部直徑為11 mm，尖端直徑為6 mm。采用FSW-RL31-016型攪拌摩擦焊設備完成全部SSFSW實驗，焊接工藝參數如表2所示。

表2 SSFSW焊接工藝參數Table 2 SSFSW welding process parameters

為了分析SSFSW焊接接頭宏觀及微觀組織特征，沿垂直于焊縫方向截取金相試樣，使用Keller試劑進行腐蝕處理。采用OLYMPUS GX51金相顯微鏡(OM)和Hatchis-4800掃描電鏡(SEM和EBSD)進行金相組織觀察。采用HVS-1000硬度計測試距離焊縫上表面分別為0.5,4.25 mm和8 mm處維氏硬度分布，載荷為4.9 N，加載時間為15 s。依據ASTM E8/E8M—2013a標準沿垂直焊縫方向制備焊接接頭拉伸試樣，焊縫位于試樣中心位置，其尺寸如圖1所示。采用CSS-44100電子萬能試驗機完成全部拉伸實驗，試樣標距為50 mm，加載速率為2 mm/min。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Tensile specimen dimensions

2 實驗結果與分析

2.1 焊縫宏觀形貌

圖2為2A14-T4鋁合金SSFSW焊縫表面宏觀形貌，其他焊接工藝下焊縫表面狀態如表2所示。實驗表明：當焊接參數ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范圍內時，可以獲得表面成形良好的焊縫，且焊縫表面不存在減薄現象。在給定焊接轉速為600 r/min條件下，隨著焊接速率增加至140 mm/min時，焊縫表面均產生微小溝槽缺陷。當給定焊接速率為60 mm/min時，轉速在500～700 r/min范圍內焊縫成形好無表面缺陷，然而隨著轉速提高至800 r/min時，焊縫表面出現微小溝槽缺陷。當焊接速率增至80 mm/min，轉速為800 r/min時整個焊縫表面產生明顯溝槽缺陷；當焊接轉速繼續提高至1000 r/min時，焊縫表面的溝槽缺陷更加嚴重。

圖2 SSFSW對接接頭典型表面形貌Fig.2 Surface appearance of SSFSW butt weld

上述表明對于8.5 mm厚板2A14-T4鋁合金SSFSW對接接頭，只有在ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范圍內低轉速條件下可獲得無表面缺陷且焊縫成形良好的對接接頭，厚板鋁合金SSFSW工藝并不適合800 r/min以上高轉速條件。分析認為，焊接轉速是影響焊接熱輸入的關鍵因素，在SSFSW對接過程中，靜止的軸肩與工件表面貼合，壓入量極小，轉速越高焊接熱輸入越大，攪拌針周圍材料塑性流動越容易，流動性較強的塑性金屬易從軸肩與工件表面溢出形成飛邊從而引起焊縫內部缺陷。

圖3為不同焊接參數下表面成形光滑的2A14-T4鋁合金SSFSW焊縫截面宏觀形貌。可以看出，所有焊縫內部均無孔洞、弱連接及未焊透等缺陷。焊核區(nugget zone,NZ)與攪拌針形狀相似，呈上寬下窄的碗狀，有較好的對稱性，有些焊核區具有“洋蔥環”組織特征。SSFSW接頭沒有旋轉軸肩的熱影響區(heat affected zone,HAZ)，而傳統FSW接頭存在明顯的軸肩熱影響區，焊核區沿板厚具有明顯不對稱分布。由于SSFSW過程中只有攪拌針和母材的摩擦生熱，軸肩只是在焊縫表面滑動擠壓焊縫成形，并不旋轉產生熱量，所以接頭不同厚度位置受到比較均勻的摩擦熱，而且攪拌針的體積較小，所以對接接頭的熱影響區也就小很多，也不存在軸肩熱影響區。

圖3 不同焊接參數下SSFSW焊縫截面宏觀形貌(a)v=60 mm/min;(b)v=80 mm/min;(c)v=100 mm/min;(d)v=120 mm/min;(1)ω=500 r/min;(2)ω=600 r/minFig.3 Macroscopic morphologies of SSFSW weld section under different welding parameters(a)v=60 mm/min;(b)v=80 mm/min;(c)v=100 mm/min;(d)v=120 mm/min;(1)ω=500 r/min;(2)ω=600 r/min

圖4為焊接參數ω=500 r/min，v=140 mm/min條件下焊縫截面宏觀形貌。可以看出，焊縫區主要由焊核區(NZ)構成，周圍為熱力影響區(thermo-mechanically affected zone,TMAZ)及熱影響區(HAZ)。由于觀察到焊接前進側和后退側TMAZ組織差異，可將熱力影響區進一步細分為前進側熱力影響區(A-TMAZ)和后退側熱力影響區(R-TMAZ)。通過測量，焊核區上部、中部及底部寬度分別為11.00,9.40 mm和6.45 mm，在厚度方向整體分布比較均勻。TMAZ及HAZ寬度在厚度方向上從上至下逐漸減小，前進側頂部寬度約為1.86 mm，中部約為1.67 mm，而根部約為1.08 mm，后退側頂部寬度約為1.62 mm，中部約為1.4 mm，而根部約為1.2 mm。一方面，由于SSFSW焊核區主要是攪拌針經過的區域，周圍TMAZ及HAZ尺寸將顯著減小，與傳統FSW焊縫形狀有明顯差異。另一方面，由于在厚板SSFSW過程中，焊接熱輸入主要是由攪拌針和工件相互作用產生的，焊接時工件底部與剛性金屬墊板接觸，散熱情況要比工件表面好很多，因此，焊縫試樣頂部受焊接熱影響作用更為劇烈，頂部TMAZ及HAZ寬度較大，越靠近底部散熱作用越明顯，因而TMAZ及HAZ寬度逐漸減小。

圖4 SSFSW焊縫截面宏觀形貌(ω=500 r/min,v=140 mm/min)Fig.4 Macroscopic morphology of SSFSW weld section (ω=500 r/min,v=140 mm/min)

2.2 焊縫區微觀組織

圖5為焊縫截面不同區域微觀組織EBSD形貌。可以看出,NZ呈現細小等軸晶粒，由兩種不同尺寸的晶粒混合而成，如圖5(a)所示。前進側TMAZ(圖5(b))在攪拌針旋轉和靜止軸肩擠壓作用下晶粒呈現明顯拉長彎曲形態，前進側NZ和TMAZ分界線十分明顯；后退側TMAZ晶粒也具有拉長彎曲變形現象，但彎曲變形程度低于前進側。后退側NZ和TMAZ界限模糊存在過渡區域，如圖5(c),(d)所示。該區域接近NZ位置可以觀察到拉長彎曲變形晶粒且局部存在晶粒回復再結晶現象，形成拉長彎曲晶粒與再結晶產生的等軸晶混合晶粒組織。圖5(e)和圖5(f)分別為前進側與后退側HAZ微觀組織，可以觀察到這兩個區域內晶粒結構相似均為軋制組織，具有原母材組織特征。

圖5 焊縫各區晶粒微觀組織(a)NZ；(b)前進側TMAZ；(c)后退側TMAZ-1；(d)后退側TMAZ-2；(e)前進側HAZ；(f)后退側HAZFig.5 Grain microstructure of each zone of weld(a)NZ；(b)AS-TMAZ；(c)RS-TMAZ-1；(d)RS-TMAZ-2；(e)AS-HAZ；(f)RS-HAZ

圖6為NZ細小等軸晶組織特征。由圖6可見：該區域具有深淺相交組織特征，深色區域從前進側延伸到NZ，而淺色區域從后退側延伸到NZ，兩者在NZ中心附近相互交錯形成復雜流動特征，靠近前進側NZ晶粒比靠近后退側NZ晶粒更為細小，深淺不同現象是該區域晶粒更為細小所導致，這說明NZ是由兩種不同尺寸的細小晶粒組織混合構成。這是由于SSFSW過程中塑性金屬在前進側應變速率更大，晶粒破碎作用更明顯，形成了較為細小的晶粒。

圖7為不同焊接工藝下前進側、后退側及NZ組織特征比較。可以看出，前進側TMAZ晶粒具有產生明顯拉伸彎曲變形流動趨勢，越接近NZ彎曲流動變形越顯著。當焊接轉速為500 r/min時，該區域流動彎曲較平緩，而當焊接轉速為600 r/min時，臨近NZ部分的前進側TMAZ區域流動彎曲變形更為劇烈。當焊接速率從60 mm/min增加到120 mm/min時，焊核邊緣的流動彎曲變形更嚴重，遠離NZ時流動變形趨于沿板平面水平方向，越接近焊核邊緣晶粒拉伸彎曲變形越嚴重。這說明高速旋轉攪拌針摩擦作用范圍很有限(<0.5 μm)，稍微遠離攪拌針邊緣后晶粒尺寸并沒有明顯減小，摩擦熱作用也沒有使得該區域晶粒明顯長大，只是呈現出明顯彎曲變形特征。

通過對比不同焊接參數下焊縫后退側組織可得，后退側TMAZ晶粒是從NZ細小晶粒逐漸過渡到尺寸較大的熱影響區及母材組織，在一定區域內具有逐漸變化的晶粒尺寸，雖有彎曲變形流動特征但并不顯著。在焊核邊緣基本沒有明顯流動彎曲變形，遠離NZ的區域可以觀察到流動彎曲變形特征；此外，后退側TMAZ晶粒在焊接熱作用下明顯長大。這表明前進側和后退側TMAZ具有明顯不同的晶粒織構特征。

通過不同焊接參數下NZ微觀組織對比可以看出，不同焊接工藝下NZ均由深淺相交細小等軸晶構成，兩區域在NZ中心附近相互交錯具有復雜流動特征。分別對深淺區域的交接邊進行局部觀察，發現均為細小等軸晶粒特征，但深色區域晶粒尺寸稍小，近似為1.8～2.4 μm，而淺色區域約為2.4～2.6 μm。這說明NZ具有細化混合等軸晶組織特征，是厚板2A14-T4鋁合金SSFSW接頭在NZ觀察到的一種新組織特征。由于沿板厚方向焊接熱輸入的不同，厚板鋁合金NZ上下區域的晶粒尺寸也存在差異，焊縫根部晶粒更為細小、而焊縫表面晶粒稍大。由于細化等軸晶粒差異較小，雖會引起局部性能微小波動，但這種混合細小等軸晶粒組織對NZ宏觀力學性能影響不大。

圖8為SSFW焊縫各區第二相分布特征，通過對比TMAZ,HAZ,NZ和母材第二相特征發現，NZ強化相分布密度較母材明顯下降，并且塊狀強化相消失，這表明NZ強化相在SSFSW過程中發生了溶解并重新析出，NZ焊接熱輸入最高，焊接工具攪拌作用劇烈，這些因素促使原始第二相向基體溶解。TMAZ和HAZ交界處分布的塊狀第二相尺寸較大并呈現聚集分布特點，這表明此區域第二相發生了粗化，分析認為，TMAZ與HAZ區域在SSFSW過程中峰值溫度較低，不足以發生強化相溶解過程，此區域強化相僅僅因為焊接熱作用經歷了聚集粗化的過程。

圖8 SSFW焊縫各區第二相分布(a)NZ;(b)TMAZ,HAZ;(c)母材Fig.8 Distribution of second phase in different zones of SSFW weld(a)NZ;(b)TMAZ,HAZ;(c)base metal

2.3 接頭力學性能

圖9為ω=500 r/min，v=140 mm/min下2A14-T4鋁合金SSFSW對接接頭硬度分布特征。可以看出，所有接頭在HAZ和TMAZ處都出現明顯軟化現象，其顯微硬度分布都呈現出“W”形狀，兩側母材的硬度值最高，約為110～125HV。隨著到NZ距離的減小，硬度值逐漸減小，直至HAZ和TMAZ交界區達到整個焊縫區的軟化區，其最低硬度值約為80～90HV，近似為母材硬度的72%。前進側和后退側TMAZ硬度沒有明顯差異，而NZ硬度明顯提高，其頂部、中部及底部硬度分別達到母材的94.5%,82.25%和80.0%，造成SSFSW焊縫NZ厚度方向硬度差異的原因是強化相分布不同。圖10為NZ頂部、中部以及底部的強化相分布特征，通過觀察可得，NZ中部和底部強化相分布特征較為接近，然而，NZ頂部分布著較多的彌散強化相，這是導致NZ頂部硬度較高的原因。分析認為，SSFSW過程中焊縫頂部在攪拌針和軸肩滑動摩擦作用下產生的熱量相對較高，并且不易散失，因此，焊核頂部峰值溫度較高，高溫停留時間長，該區域強化相析出程度較高，表現為硬度較高。

圖9 SSFSW接頭硬度分布曲線Fig.9 Hardness distribution curves of the SSFSW joint

圖10 NZ第二相分布(a)頂部;(b)中部;(c)底部Fig.10 Distributions of second phase in NZ(a)top;(b)medium;(c)bottom

SSFSW焊縫區顯微硬度的變化反映出焊接接頭抗拉強度分布不均勻性，焊縫軟化區硬度近似為母材的70%，抗拉強度約為母材的70%，NZ硬度近似為母材80%～90%，可見NZ細晶強化作用使得NZ抗拉強度顯著提高，這表明SSFSW焊接接頭中TMAZ和HAZ交界處軟化區是導致接頭整體拉伸性能下降的根本因素。分析認為，由圖8可得，NZ和母材均有較高程度的彌散相分布特征，然而TMAZ和HAZ交界處細小彌散相發生聚集粗化，這是造成該區域軟化的直接原因。

圖11為給定主軸轉速ω=500 r/min、焊接速率v=60～140 mm/min時2A14-T4鋁合金SSFSW對接接頭硬度分布規律。通過觀察焊縫NZ硬度分布情況發現，SSFSW焊縫NZ上部的硬度值隨著焊接速率的變化分散性較大，而NZ中部和下部硬度的分散性相對較小，結合圖10分析可得，焊核區上部分布著不均勻且尺寸不同的塊狀析出相，而中部和底部第二相分布較為均勻，因此，NZ頂部分散性較大。此外，通過觀察焊縫TMAZ和HAZ硬度發現，不同焊接速率下TMAZ和HAZ交界處硬度值隨著焊接速率的增加而增大，分析認為，這是由于焊接熱輸入隨著焊接速率提高而減少，該區域峰值溫度下降，高溫停留時間縮短，因此該區域強化相粗化程度減弱，表現為硬度增高。由此可見，增加焊接速率會引起SSFSW摩擦熱輸入減少，焊縫軟化程度降低，這將有利于焊縫區局部力學性能的提高。

圖11 ω=500 r/min,v=60～140 mm/min時焊縫硬度分布(a)頂部；(b)中部；(c)底部Fig.11 Hardness distributions of weld at ω=500 r/min,v=60-140 mm/min(a)top;(b)medium;(c)bottom

圖12為焊接轉速恒定時焊接速率對SSFSW對接接頭抗拉強度與伸長率的影響趨勢。可以看出，在相同轉速下隨著焊接速率增加，SSFSW接頭抗拉強度和伸長率總體呈增加趨勢。這是由于隨著焊接速率增加，焊接熱輸入降低，焊縫各區域峰值溫度降低，高溫停留時間縮短，這減弱了SSFSW過程中焊縫TMAZ和HAZ交界處強化相的粗化程度，從而降低了焊縫薄弱位置的軟化程度，因此焊縫力學性能提高。在ω=500 r/min，v=140 mm/min時，接頭抗拉強度最大為380 MPa，達到母材的88%；在ω=500 r/min，v=120 mm/min時，接頭伸長率最大為15%；在ω=600 r/min，v=60 mm/min時，接頭抗拉強度和伸長率均處于最低值，抗拉強度為母材的80%，斷后伸長率為12%。這表明SSFSW焊接過程中熱輸入(ω/v)是影響對接接頭拉伸性能的主要因素，在較低的主軸轉速與較高的焊接速率條件下，摩擦焊過程中熱輸入較低(ω/v較小)，因此，接頭拉伸性能較好(ω=500 r/min，v=140 mm/min焊接參數條件下)，相反，在主軸轉速較高與焊接速率較低時，摩擦焊過程熱輸入較大(ω/v較大)，從而導致接頭抗拉強度較低(ω=600 r/min，v=60 mm/min焊接參數條件下)。由此可見：在8.5 mm厚板2A14-T4鋁合金SSFSW過程中，采用較低的焊接轉速(ω=400～600 r/min)可以獲得無缺陷、成形良好且拉伸性能優異的焊接接頭，接頭強度系數在80%～88%之間。

圖12 接頭拉伸測試結果 (a)ω=500 r/min;(b)ω=600 r/minFig.12 Tensile test results of welded joint (a)ω=500 r/min;(b)ω=600 r/min

2.4 斷裂模式分析

圖13為不同焊接工藝下SSFSW接頭拉伸試樣斷裂后焊縫截面宏觀形貌。可以看出，斷裂位置均位于焊縫后退側TMAZ和HAZ交界處，宏觀斷口表面與拉伸方向近似成45°角，具有剪切變形特征。如前所述，在前進側NZ與TMAZ具有明顯分界區，從組織特征看局部力學性能應具有較大波動；但實際上這種分界區并不是SSFSW接頭的最薄弱區域。后退側TMAZ和HAZ雖然具有逐漸過渡組織特征，推測該區域力學性能也呈漸變趨勢，然而，結合圖8強化相分布特征分析認為，這種漸變組織中存在不均勻分布的粗大第二相，這導致TMAZ和HAZ交界處力學性能相比于NZ和母材兩個區域較差，因此應是SSFSW接頭中最薄弱區域。

圖13 典型斷裂試樣宏觀形貌(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/minFig.13 Macroscopic morphologies of typical fracture specimens(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/min

圖14為不同焊接工藝下SSFSW接頭拉伸試樣斷裂表面微觀形貌。可以看出，斷裂表面具有明顯塑性剪切變形特征，尺寸大而深的韌窩邊緣分布著尺寸小而淺的韌窩；局部區域存在大量塑性撕裂和剪切棱，在深韌窩底部可觀察到第二相顆粒。在ω=500 r/min，v=60 mm/min時小尺寸韌窩相對較多、塑性撕裂變形比較平緩；隨著焊接速率與焊接轉速的增加，塑性撕裂變形明顯嚴重，大而深的韌窩數量明顯增加。斷口觀察表明：發生在SSFSW接頭后退側TMAZ與HAZ逐漸過渡組織區域的斷裂過程具有明顯韌斷特征。

圖14 拉伸試樣斷口SEM圖(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/minFig.14 Fracture SEM images of tensile specimens(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/min

3 結論

(1)在厚板2A14-T4鋁合金SSFSW焊接過程中，當焊接工藝參數ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范圍內均可獲得焊縫表面光滑、幾乎沒有飛邊且減薄量很小的成形焊縫。當轉速≥800 r/min時，焊縫表面會出現起皮和溝槽型缺陷。

(2)SSFSW接頭焊核區由兩種不同尺寸細小等軸晶構成，前進側焊核晶粒比靠近后退側晶粒更加細小。前進側TMAZ晶粒發生嚴重彎曲變形，導致前進側TMAZ和焊核區具有明顯分界區，而后退側TMAZ和焊核區之間為逐漸過渡組織特征；HAZ與母材晶粒組織相似。

(3) SSFSW接頭硬度具有明顯不均勻性；母材平均硬度值為120HV左右，TMAZ與HAZ交界處硬度最低為母材硬度72%。此區域強化相的粗化是發生軟化的直接原因。

(4)焊接熱輸入越小(ω/v越小)，焊接接頭抗拉強度越高。接頭強度系數在ω=500 r/min，v=140 mm/min時最大，達到母材的88%；接頭伸長率在ω=500 r/min，v=120 mm/min時最大，達到母材的15%。后退側TMAZ和HAZ交界處是厚板SSFSW接頭的最薄弱區域。