2060-T8鋁鋰合金頂鍛式摩擦塞補焊接頭組織性能研究

高彥軍，劉西偉，劉旭升，邵 震，崔 雷

1.首都航天機械有限公司，北京 100076 2.天津大學 材料科學與工程學院，天津 300350

0 前言

2060-T8鋁鋰合金作為第三代鋁鋰合金中的典型代表，具有高比強度、高比剛度、抗腐蝕性能良好等優點，目前多用于飛機蒙皮、壁板等結構[1-4]。攪拌摩擦焊接（Friction stir welding，FSW）可以實現對2060-T8鋁鋰合金的高質量連接[5]。但FSW焊接結束時會在焊縫末端留下匙孔，采用傳統熔焊方法進行補焊易導致焊縫區域產生氣孔、裂紋等缺陷[6-8]。摩擦塞補焊（Friction plug welding，FPW）是英國焊接研究所于1995年發明的一種固相補焊技術，其原理為：可消耗性的塞棒在主軸的帶動下相對塞孔做高速旋轉運動，并沿塞棒軸線方向進給，塞棒與塞孔之間的界面在熱力耦合作用下迅速達到熱塑性狀態；當塞棒達到一定進給量時，主軸緊急制動，同時維持一定頂鍛壓力直至焊接結束。該技術具有焊后殘余應力小、焊接缺陷少、接頭質量高等優點，是用于匙孔修補和其他焊接缺陷修復的理想方法[9-10]。根據焊接機構與背部支撐的相對位置不同，摩擦塞補焊可分為頂鍛式摩擦塞補焊與拉拔式摩擦塞補焊。其中拉拔式摩擦塞補焊的焊接機構與背部支撐位于試板的同側，而頂鍛式摩擦塞補焊的焊接機構與背部支撐位于試板的兩側。國內外學者對于不同材料的頂鍛式摩擦塞補焊工藝及接頭組織性能進行了研究。洛克希德·馬丁公司和馬歇爾飛行中心率先將頂鍛式摩擦塞補焊技術應用于2219和2195高強鋁合金航天貯箱的修補工作，獲得了低缺陷率和高強度的修補焊縫[11]。Beamish K等人對10 mm厚6082-T6鋁合金的頂鍛式摩擦塞補焊工藝進行了研究，探究了不同焊接參數對接頭性能的影響規律，獲得了合理的工藝窗口[12]。孫轉平等人對帶有FSW焊縫的2219-T87鋁合金進行了頂鍛式摩擦塞補焊實驗，對焊接接頭的微觀組織、常溫及低溫拉伸性能和拉伸斷口特征進行了研究[13]。杜波等人實現了2A14-T6和2219-T87異種鋁合金頂鍛式摩擦塞補焊工藝過程，接頭抗拉強度最高達到312 MPa，為母材的68.6%，并分析了拉伸過程中裂紋的起裂和擴展過程[14]。張忠科等人對6082鋁合金頂鍛式摩擦塞補焊過程中的溫度場進行了測定，并探究了焊接過程中接頭附近第二相分布特征[15]。而關于2060-T8鋁鋰合金頂鍛式摩擦塞補焊研究尚未見報道。

本文采用3 mm厚2060-T8板材，2195-T8塞棒進行頂鍛式摩擦塞補焊工藝試驗，分析了焊接壓力對接頭成形及界面結合情況的影響，并對接頭附近材料流動行為、微觀組織、第二相分布以及力學性能進行了研究，為2060-T8鋁鋰合金頂鍛式摩擦塞補焊技術的應用提供了一定參考。

1 試驗材料及方法

母材選用2060-T8鋁鋰合金，外形尺寸80 mm×30 mm×3 mm，實測抗拉強度為508 MPa，斷后伸長率為11.7%；塞棒選用2195-T8鋁鋰合金，實測抗拉強度為525 MPa，斷后伸長率為8.9%。兩種材料化學成分如表1所示。

表1 2060-T8及2195-T8鋁鋰合金化學成分（質量分數，%）Table 1 Chemical composition of 2060-T8 and 2195 aluminum alloy（wt.%）

試驗前需在母材上加工出塞孔，塞孔、塞棒與背部墊板幾何尺寸及接頭裝配關系如圖1所示。頂鍛式摩擦塞補焊工藝試驗采用天津大學自主研發的摩擦塞焊設備完成。試驗所采用焊接工藝參數如表2所示，主軸轉速統一設定為7 000 r/min，進給量為6 mm，頂鍛時間為4 s。為探究焊接壓力對接頭成形質量的影響，試驗采用三個焊接壓力，分別為20 kN、25 kN、30 kN；為避免焊接壓力過渡至頂鍛壓力時壓力的突變對界面生長造成不利影響頂鍛壓力設置為等于對應焊接壓力，接頭記為1#、2#、3#接頭。

圖1 FPW接頭示意圖Fig.1 Diagram of FPW joint

表2 焊接工藝參數Table 2 Welding parameter

焊接完成后，去除塞棒多余部分，利用線切割將接頭沿對稱面剖開。將接頭截面打磨拋光后，利用Keller試劑（2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL H2O）蝕刻10 s，并在蔡司Smartzoom5型超景深顯微鏡以及OLYMPUS GX51型光學金相顯微鏡上觀察焊縫宏觀成形和缺陷特征。利用JSM-7800F超高分辨熱場發射掃描電鏡下觀察接頭不同區域的第二相分布特征。使用華銀432SVD維氏硬度計進行接頭截面顯微硬度測試，加載載荷1 000 g，保載時間為10 s，測量點間距為0.5 mm。根據GB/T 228-2010《金屬材料室溫拉伸試驗方法》在MTSE45電液伺服萬能試驗機上進行拉伸試驗；為體現出塞補焊縫與母材在拉伸過程中的協同變形作用，拉伸試樣并未采用標準試樣，其具體尺寸如圖2所示。

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimension of tensile test

2 結果及討論

2.1 接頭宏觀成形及缺陷

圖3為1#～3#接頭截面的宏觀形貌。從圖中可以看出，頂鍛式摩擦塞補焊接頭整體呈上寬下窄，塞棒附近母材流動較為充分，在接頭上下部均形成了均勻飛邊。此外接頭不同區域組織差異較為明顯，且不同焊接壓力下得到的接頭宏觀形貌及成形質量略有差別。其中如圖3a所示，1#接頭母材與塞棒結合界面可觀察到明顯未焊合缺陷（紅色虛線框內），且缺陷由接頭上部貫穿至接頭下部。當焊接壓力提升至25 kN時，2#接頭成形質量明顯改善，未焊合缺陷只出現在接頭上部，缺陷尺寸明顯減小。進一步提升焊接壓力至30 kN時，3#接頭成形質量最為良好，未焊合缺陷完全消失。

圖3 接頭截面宏觀形貌Fig.3 Macromorphology in cross section of 1#-3#joint

如圖4所示，使用光學顯微鏡進一步觀察1#～3#接頭結合界面可發現，結合界面處存在大量細小的等軸晶組織。當焊接壓力為15 kN時，等軸晶組織內部存在一定的孔洞缺陷，導致母材與塞棒未形成有效的連接；隨焊接壓力的增大，孔洞缺陷尺寸減小進而消失。焊接壓力是塞棒與母材實現有效摩擦的重要保障，也是焊接熱輸入的重要來源[16-17]。焊接壓力較小會導致界面摩擦產熱速率降低，材料流動不充分，塑性材料無法有效填充接頭，進而導致未焊合缺陷；同時焊接壓力的提升也可促進界面處再結晶組織的產生，使塞棒與母材形成高質量的冶金結合。

圖4 接頭結合界面處微觀組織Fig.4 Microstructure of bonding interface in 1#～3#joint

2.2 接頭附近材料流動行為及微觀組織特征

3#接頭材料流動方向及接頭不同區域微觀組織分區如圖5所示。由圖5a可知，母材側金屬主要體現為沿塞棒外形輪廓向上以及向下流動。當塞棒與母材接觸時，母材上部受到塞棒的旋轉擠壓作用，迅速軟化并沿塞棒向上流動形成飛邊。隨著塞棒的進給量逐漸增大，母材下部材料受到塞棒及背部墊板限制，隨塞棒一起向下流動，填充接頭形成焊縫。塞棒下部材料由于率先接觸母材，溫度上升最快，因此流動性較好，在焊接壓力及高速旋轉摩擦的作用下體現出一定的周向流動特征；而塞棒上部材料在焊接壓力及頂鍛力的作用下，呈現出一定徑向流動特征。

圖5 3#接頭材料流動及各區域微觀組織照片Fig.5 Material flow and microstructure in different regions of 3#joint

接頭不同區域由于受到不同程度焊接熱循環及塞棒旋轉擠壓作用，呈現出不同的微觀組織特征。根據微觀組織特征不同，FPW接頭可劃分為6個區域，母材區（BM），熱影響區（HAZ），熱機械影響區（TMAZ），再結晶區（RZ），塞棒熱機械影響區（PTMAZ）以及塞棒區（PM）。如圖5b所示，BM中組織由于沒有受到焊接熱循環和塑性變形的影響，仍然保持原始的軋制后的板條狀晶粒組織。HAZ由于受到焊接熱循環的影響，晶粒較母材發生了明顯的長大，但未觀察到明顯的塑性變形。熱機械影響區組織發生了較大的塑性變形，并伴隨有明顯的流動行為。該處組織由于受到塞棒劇烈的擠壓作用，沿塞棒軸向進給方向被拉長。在靠近結合界面的位置，存在一個等軸晶區，這個區域稱為再結晶區。該區域由于經歷強烈的塑性變形以及峰值溫度較高的焊接熱循環，發生動態再結晶，在原先的已經劇烈變形的晶粒中重新生長出無畸變的等軸晶。而PTMAZ的組織同樣發生明顯的塑性變形，其中可觀察到數量較少，尺寸較小的等軸晶粒。PM則仍然保持原有的細長晶粒。

2.3 接頭附近區域第二相分布

圖6為3#接頭不同區域在掃描電鏡下的照片。圖6a可觀察到母材上沿軋制方向分布著一定數量第二相粒子。2060鋁鋰合金中主要存在有Al-Cu第二相，沿晶界分布，容易造成晶界處的應力集中，對合金的力學性能有不利的影響[18]。如圖6b所示HAZ中第二相粒子在焊接熱循環的作用下發生粗化，尺寸明顯增大；同時晶粒尺寸較母材也發生了一定長大。由于TMAZ中晶粒發生了較大塑性變形，且TMAZ組織表現出明顯的流動方向，因此第二相粒子也呈現出沿塑性變形方向分布的特征，如圖6c所示。觀察到RZ中的第二相粒子數目增加，而尺寸明顯增大，說明焊接過程中第二相粒子隨母材一起流動并停留在結合界面上，并且在焊接熱循環的作用下發生粗化。PTMAZ組織同樣表現出明顯的流動行為，晶粒發生塑性變形，沿材料流動方向被拉長。如圖6f所示，PM中第二相粒子仍沿塞棒擠壓方向分布，未發生明顯變化。

圖6 3#接頭不同區域掃描電鏡照片Fig.6 SEM images of different regions in 3#joint

2.4 接頭力學性能

3#接頭截面的硬度分布如圖7所示。如圖可見，BM處的硬度值最高，約為160 HV；HAZ的硬度下降，約為125 HV；TMAZ硬度進一步下降，約為115 HV；RZ軟化較為明顯，硬度約為95 HV；PTMAZ處硬度為整個截面的最低值，約為90 HV。2060-T8鋁合金主要強化方式為時效強化，T1相（Al2CuLi），δ'相（Al3Li）以及θ'相（Al2Cu）的數量，尺寸以及體積分數對接頭的力學性能有很大影響[19]。焊接過程中靠近塞棒與母材摩擦界面的區域受焊接熱循環以及塞棒的旋轉擠壓作用，析出相發生過時效，大量析出相粒子回溶或粗化，導致強化效果減弱；此外RZ中發生的動態再結晶也會導致該區域加工硬化的效果減弱，因此接頭各區域硬度較母材及塞棒均有明顯降低。

圖7 3#接頭截面硬度分布Fig.7 Hardness distribution of 3#joint cross section

圖8為母材與1#～3#接頭抗拉強度和斷后伸長率柱狀統計圖。結合2060-T8鋁合金強化方式及1#～3#接頭界面結合情況可知，由于焊接過程發生過時效，接頭不同區域發生不同程度軟化，強化效果較母材明顯降低，因此1#～3#接頭拉強度以及斷后伸長率較母材均有明顯下降；而由于焊接壓力的增加，未焊合及孔洞缺陷消失，接頭成形質量提升，因此接頭抗拉強度及斷后伸長率明顯提高，當焊接壓力為30 kN時，接頭抗拉強度可達378.9 MPa，斷后伸長率為5.9%，接頭系數達到0.746（相比于2060-T8鋁鋰合金抗拉強度）。

圖8 接頭抗拉強度及斷后伸長率Fig.8 Tensile strength and elongation of joints

圖9a為3#接頭拉伸試樣斷口的宏觀形貌，圖9b、9c、9d為圖9a中A、B、C區域對應的掃描電鏡照片。A區位于試樣斷口上部，斷口一部分為層片狀，較為光滑；少部分為尺寸小且深度淺的韌窩，說明該部分為韌脆混合斷裂。B區位于試樣斷口中部，相比于A區韌窩數量明顯增加，且韌窩尺寸及深度變大，該區域為韌性斷裂。C區為試樣斷口下部，該區域韌窩尺寸進一步增大，且撕裂棱明顯，說明該處組織在斷裂前發生較大塑性變形，是該接頭塑性最佳的位置；同時可觀察到韌窩內部存在第二相粒子，說明基體與第二相粒子在拉伸過程中形成的微孔是發生斷裂的起因。焊接過程中受到熱力條件的不同導致了接頭不同區域體現出不同的斷裂模式。在焊接過程中，塞棒與母材在接頭下部率先接觸并相互摩擦，接頭下部產熱最多且材料流動性最好；此外，由于背部墊板的支撐作用，焊接壓力更有效地作用于接頭下部，因此接頭下部界面組織最為致密，在拉伸過程中體現出良好的塑性。

圖9 3#接頭拉伸斷口掃描電鏡照片Fig.9 SEM images of fracture morphology in 3#joint

3 結論

（1）采用7 000 r/min主軸轉速，6 mm進給量以及30 kN焊接壓力可實現2060-T8母材與2195-T8塞棒的頂鍛式摩擦塞補焊工藝過程，獲得無缺陷焊接接頭。當焊接壓力小于30 kN時，接頭出現未焊合及孔洞缺陷。

（2）FPW接頭可分為六個區域，母材、熱影響區、熱機械影響區、再結晶區、塞棒熱機械影響區以及塞棒區。其中熱影響區晶粒發生一定程度長大；熱機械影響區及塞棒熱機械影響區晶粒發生明顯塑性變形；再結晶區為致密的等軸晶組織；母材與塞棒區則未發生明顯變化。

（3）接頭附近區域硬度較母材均有一定下降，其中硬度最低值位于塞棒熱機械影響區，硬度平均值約為90 HV。當焊接壓力為30 kN時，接頭抗拉強度最高，為378.9 MPa，斷后伸長率為5.9%；接頭斷裂形式為韌性斷裂。