孫景峰，鄭子樵，林 毅，賀地求，李紅萍，吳秋萍

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，長沙 410083；3. 上海飛機(jī)設(shè)計(jì)研究院，上海 200232)

攪拌摩擦焊(Friction stir weld，簡(jiǎn)稱FSW)是由英國焊接研究所TWI于1991年研發(fā)的，具有高效節(jié)能、環(huán)境友好優(yōu)點(diǎn)的一種固態(tài)連接技術(shù)。經(jīng)過20多年的發(fā)展，攪拌摩擦焊技術(shù)已日趨完善并廣泛應(yīng)用到航空航天、汽車、船舶等行業(yè)[1?3]。目前 Boeing、Airbus、Bombardier、NASA等企業(yè)和研究機(jī)構(gòu)已購買了此項(xiàng)技術(shù)，采用攪拌摩擦焊制造的焊接件取代傳統(tǒng)鉚接結(jié)構(gòu)件，并將其應(yīng)用于飛機(jī)、航天器的制造，達(dá)到減輕量化的效果，節(jié)約了成本，減少了能耗。

2060鋁鋰合金是2011年4月在美國鋁業(yè)協(xié)會(huì)注冊(cè)的可替代傳統(tǒng)2x24系列合金的新一代鋁鋰合金，具有中等強(qiáng)度、低裂紋擴(kuò)展速率、高耐腐蝕性、低密度、各向異性小的特點(diǎn)，主要應(yīng)用于飛機(jī)機(jī)身和下翼蒙皮制造[4]。鋁鋰合金屬于沉淀強(qiáng)化合金[5]，采用傳統(tǒng)的熔焊工藝焊接時(shí)，由于焊接溫度高，接頭軟化嚴(yán)重，難以獲得高強(qiáng)度接頭，通常需通過焊后熱處理工藝提高接頭的強(qiáng)度。采用攪拌摩擦焊工藝連接鋁鋰合金，焊接溫度低，材料不發(fā)生熔化，避免了合金中Li元素的揮發(fā)損失，接頭內(nèi)不易形成脆性相和熱裂紋，接頭殘余應(yīng)力低，強(qiáng)度系數(shù)高。目前，國內(nèi)外已有很多學(xué)者對(duì)多種鋁鋰合金，如 2050[6]、2095[7]、2195[8?10]、2198[11]、2199[12?13]、8090[14]和 2A97[15]等的攪拌摩擦焊工藝、微觀組織演變及力學(xué)性能進(jìn)行了研究，但是還沒有針對(duì)2060鋁鋰合金攪拌摩擦焊方面的研究報(bào)道。因此，對(duì) 2060鋁鋰合金攪拌摩擦焊的微觀組織和性能進(jìn)行研究，有利于進(jìn)一步拓展2060鋁鋰合金的應(yīng)用以及攪拌摩擦焊技術(shù)的優(yōu)化，為國產(chǎn)大飛機(jī)構(gòu)件選用更優(yōu)良的結(jié)構(gòu)材料和制造工藝提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料是由國外某公司提供的工業(yè)規(guī)格 2 mm厚2060?T8態(tài)合金板材，焊接在中南大學(xué)機(jī)電學(xué)院院自主研制的攪拌摩擦焊機(jī)上進(jìn)行，焊接方向平行于軋向，焊接的相關(guān)工藝參數(shù)如表1所列。

利用Keller試劑對(duì)焊區(qū)橫截面進(jìn)行腐蝕，在Leica EC3金相顯微鏡上觀察焊區(qū)晶粒形貌。顯微硬度測(cè)試在MTK1000A顯微硬度計(jì)上進(jìn)行，負(fù)荷為1.96 N，加載時(shí)間為15 s。在MTS858萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣垂直于焊接方向。焊區(qū)橫截面在直流電壓20 V下的25%硝酸+75%甲醇溶液(體積分?jǐn)?shù))中電解拋光 10 s，并在 Sirion 200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行EBSD觀察，加速電壓為25 kV。在Tecnai G220透射電鏡下觀察焊接接頭不同區(qū)域的微觀組織，加速電壓為200 kV。

表1 攪拌摩擦焊的工藝參數(shù)Table 1 Parameters of friction stir weld

圖1 焊接頭的形狀尺寸Fig. 1 Geometry and dimensions of welding tool (Unit: mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 2060-T8合金攪拌摩擦焊焊區(qū)的晶粒組織

圖2 焊區(qū)橫截面的顯微形貌以及不同區(qū)域的晶粒組織的光學(xué)顯微照片F(xiàn)ig. 2 Optical micrographs of weld cross-section(a) and grains of recreating side(b), nugget zone(c) and advancing side(d)

圖2 所示為焊區(qū)橫截面的顯微形貌以及不同區(qū)域的晶粒組織的光學(xué)顯微照片。整個(gè)焊區(qū)的晶粒組織呈不對(duì)稱分布，前進(jìn)側(cè)的焊核區(qū)與熱機(jī)影響區(qū)的邊界明顯，而后退側(cè)焊核區(qū)到熱機(jī)影響區(qū)的過渡很平緩，而且上半部的組織延伸進(jìn)焊核區(qū)。母材是軋制態(tài)的薄餅狀晶粒，沿軋制方向拉長。熱影響區(qū)只受到熱循環(huán)的作用，晶粒組織和母材的相同，沒有發(fā)生明顯變化。熱機(jī)影響區(qū)既受機(jī)械作用又受熱循環(huán)作用，發(fā)生了部分再結(jié)晶，同時(shí)晶粒發(fā)生了偏轉(zhuǎn)，前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)的晶粒略向下偏轉(zhuǎn)，而后退側(cè)的熱機(jī)影響區(qū)的晶粒略向上偏轉(zhuǎn)。由于焊核區(qū)受到焊針的劇烈攪拌作用并經(jīng)歷了軸肩與材料摩擦產(chǎn)生的熱量造成的熱循環(huán)作用，發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒組織是細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒。

圖3～5所示分別為前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)、焊核區(qū)和后退側(cè)熱機(jī)影響區(qū)的EBSD圖像及晶界取向分布圖。焊核區(qū)內(nèi)是細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒，晶粒尺寸范圍為1～10 μm，平均晶粒尺寸為6.4 μm。前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)內(nèi)小于15°的小角度晶界約占80.70%，后退側(cè)熱機(jī)影響區(qū)內(nèi)小于15°的小角度晶界約占80.62%，焊核區(qū)內(nèi)小于15°的小角度晶界約占62.28%。焊核區(qū)內(nèi)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，減少了小角度晶界的比例。

2.2 2060-T8合金攪拌摩擦焊焊區(qū)織構(gòu)分析

圖6所示分別為前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)、焊核區(qū)和后退側(cè)熱影響區(qū)的極圖。從織構(gòu)強(qiáng)度上來看，后退側(cè)熱影響區(qū)的織構(gòu)強(qiáng)度最大，強(qiáng)度為12.558，前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)次之，強(qiáng)度為5.852，焊核區(qū)最小，強(qiáng)度為4.922；從織構(gòu)類型來看，前進(jìn)側(cè)的織構(gòu)類型比較復(fù)雜，不能確定織構(gòu)類型，焊核區(qū)的織構(gòu)主要是的高斯織構(gòu)，而后退側(cè)熱機(jī)影響區(qū)的織構(gòu)主要是的黃銅織構(gòu)，與母材織構(gòu)類型相同。

圖3 前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)的晶粒取向圖及晶界取向差分布Fig. 3 EBSD graph (a) and boundary misorientation (b) of TMAZ in advancing side

圖4 焊核區(qū)(NZ)的晶粒取向圖、晶粒尺寸及晶界取向差分布Fig. 4 EBSD graph (a), grain size distribution (b) and boundary misorientation (c) of NZ

圖5 后退側(cè)熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)的晶粒取向圖及晶界取向差分布Fig. 5 EBSD graph (a) and boundary misorientation (b) of TMAZ in retreating side

2.3 2060-T8合金攪拌摩擦焊焊區(qū)2D硬度分布

圖7所示為焊區(qū)橫截面的顯微硬度分布。沿著垂直焊接方向的直線上，硬度分布大致呈W型。母材的硬度值最高，大約160HV左右。在焊核區(qū)內(nèi)，上半?yún)^(qū)的硬度值高于下半?yún)^(qū)，上半?yún)^(qū)的硬度值為 130HV～140HV，下半?yún)^(qū)硬度值為120 HV～130HV。從焊區(qū)軸線到軸肩直徑對(duì)應(yīng)區(qū)域硬度值到達(dá)最小，最低的在120HV以下。再向外到熱影響區(qū)直到母材區(qū)域，硬度值逐漸升高，但是高于焊核區(qū)且低于母材的硬度值。從底部到頂部，硬度值低于130HV的藍(lán)色區(qū)域逐漸變小。

焊區(qū)硬度值的差異與不同區(qū)域發(fā)生的沉淀相析出、溶解過程和顯微組織變化有關(guān)。熱影響區(qū)只受到熱循環(huán)作用，類似于材料達(dá)到了過時(shí)效狀態(tài)，越遠(yuǎn)離焊區(qū)軸線，溫度越低，受熱循環(huán)影響時(shí)間越短。STEUWER等[12]認(rèn)為W型硬度曲線是由于焊后的自然時(shí)效導(dǎo)致焊核區(qū)的硬度發(fā)生少量回復(fù)。板材的厚度只有 2 mm，厚度方向上的溫度梯度很??；從底部到頂部軸肩與板材之間摩擦作用影響力增強(qiáng)，晶粒細(xì)化的區(qū)域增大，導(dǎo)致了底部硬度下降的藍(lán)色區(qū)域增大。

圖6 2060-T8合金攪拌摩擦焊焊區(qū)不同區(qū)域的極圖Fig. 6 Pole figures of different zones in weld: (a) TMAZ in advancing side; (b) NZ; (c) TMAZ in retreating side

圖7 焊區(qū)橫截面的2D硬度分布Fig. 7 2D-Microhardness distribution on cross-section

2.4 2060-T8合金母材與攪拌摩擦焊焊接頭力學(xué)性能對(duì)比

表2所示是AA2060-T8合金母材與接頭的拉伸性能對(duì)比。接頭強(qiáng)度系數(shù)是焊接接頭拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度與母材抗拉強(qiáng)度的比值，接頭的接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到了 82.9%。值得注意的是，由于焊接頭的抗拉強(qiáng)度比母材的屈服強(qiáng)度低，所以當(dāng)接頭拉伸試樣拉斷時(shí)，母材的部分沒有發(fā)生塑性變形，塑性變形幾乎全部集中在接頭區(qū)域。在這樣的情況下仍利用測(cè)量均質(zhì)材料伸長率的方法測(cè)量接頭拉伸試樣的伸長率導(dǎo)致了測(cè)量值的大幅下降。在劇烈剪切應(yīng)變和高溫作用下，焊核區(qū)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒是細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒，塑性應(yīng)該變好。

表2 2060-T8合金母材的力學(xué)性能與焊接頭的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 2060-T8 BM and weld joint

2.5 2060-T8合金攪拌摩擦焊焊區(qū)不同區(qū)域的 TEM像

圖8(a)和(b)所示為母材的 TEM像及相應(yīng)的電子衍射花樣，母材內(nèi)存在的主要析出相為T1相(Al2CuLi)和S′相(Al2CuMg)。

圖8(c)和(d)所示，在熱影響區(qū)內(nèi)，T1相發(fā)生了部分溶解，析出了少量δ′相(Al3Li)。T1相的部分溶解造成了熱影響區(qū)的硬度值低于母材的。T1相的部分溶解為δ′相析出提供了Li原子。

圖8(e)和(f)所示，熱機(jī)影響區(qū)內(nèi)，T1相大部分溶解，少量δ′相析出，S′相發(fā)生粗化。在這個(gè)區(qū)域的硬度值的下降可能是沉淀相溶解及粗化造成的。T1相的大量溶解為S′相的粗化提供了Cu原子。

在焊核區(qū)內(nèi)，衍射花樣證實(shí)了焊核區(qū)內(nèi)沒有發(fā)現(xiàn)T1相和S′相的斑點(diǎn)和芒線，明場(chǎng)像內(nèi)也沒觀察到T1相和S′相的存在(見圖 8(g)和(h))，表明塑性變形和高溫的作用使得這些沉淀相完全溶解。此外，在焊核區(qū)晶粒內(nèi)觀察到了位錯(cuò)的存在。焊核區(qū)硬度和強(qiáng)度的下降都與T1相和S′相的溶解有關(guān)。對(duì)于時(shí)效強(qiáng)化合金，析出相的強(qiáng)化作用高于細(xì)晶強(qiáng)化作用。雖然焊核區(qū)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小等軸再結(jié)晶晶粒，具有細(xì)晶強(qiáng)化作用，但不足以彌補(bǔ)析出相溶解帶來的硬度和強(qiáng)度的下降。

3 結(jié)論

1) 2060-T8合金母材的金相組織是典型的變形組織，攪拌摩擦接頭焊核區(qū)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，是細(xì)小等軸的再結(jié)晶晶粒，熱機(jī)影響區(qū)晶粒發(fā)生偏轉(zhuǎn)且發(fā)生部分再結(jié)晶，熱影響區(qū)的晶粒組織與母材相同。

3) 沿焊區(qū)橫截面顯微硬度分布呈W型，母材硬度最高，在熱影響區(qū)和熱機(jī)影響區(qū)之間硬度降低，到焊區(qū)中心硬度又略有升高。

4) 接頭的抗拉強(qiáng)度為441 MPa、屈服強(qiáng)度為320 MPa，伸長率為6.9%，焊接頭的接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到了82.9%。拉伸試樣斷裂位置在焊核區(qū)靠近后退側(cè)的位置。

圖8 2060-T8攪拌摩擦焊焊區(qū)不同區(qū)域的TEM像及衍射斑Fig. 8 [112]and [110]TEM BFs and corresponding SADPs: (a), (b) Base material; (c), (d) HAZ; (e), (f) TMAZ; (g), (h) NZ

5) 母材析出相主要是T1相和S′相；熱影響區(qū)T1相部分發(fā)生了溶解，析出了δ′相；熱機(jī)影響區(qū)，T1相大部分溶解了，析出了δ′相，S′相發(fā)生了粗化；焊核區(qū)析出相全部溶解。

[1]MISHRA R S, MA Z Y. Friction stir welding and processing[J].Material Science and Engineering R, 2005, 50: 1?78.

[2]THREADGILL A J L P L, SHERCLIFF H R, WITHERS P J.Friction stir welding of aluminum alloys[J]. International Materials Reviews, 2009, 54(2): 49?93.

[3]KRISHNAN K N. On the formation of on ion rings in friction stir welds[J]. Materials Science and Engineering A, 2002, 327:246?251.

[4]KARABIN L M, BRAY G H, RIOJA R J, VENEMA G.Al-Li-Cu-Mg-(Ag) products for lower wing skin applications[C]// 13th International Conference on Aluminum Alloys (ICAA13), 2012.

[5]鄭子樵, 李勁風(fēng), 陳志國, 李紅英, 李世晨, 譚澄宇. 鋁鋰合金的合金化與微觀組織演化[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2012,21(10): 2337?2351.ZHENG Zi-qiao, LI Jin-feng, CHEN Zhi-guo, LI Hong-ying, LI Shi-chen, TAN Cheng-yu. Alloying and microstructural evolution of Al-Li alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 21(10): 2337?2351.

[6]POUGET G, REYNOLDS A P. Residual stress and microstructure effects on fatigue crack growth in AA2050 friction stir welds[J]. International Journal of Fatigue, 2008, 30:463?472.

[7]SALEM H G. Friction stir weld evolution of dynamically recrystallized AA 2095 weldments[J]. Scripta Materialia, 2003,49: 1103?1110.

[8]SHUKLA A, BAESLACK III W. Study of microstructural evolution in friction-stir welded thin-sheet Al-Cu-Li alloy using transmission-electron microscopy[J]. Scripta Materialia, 2007,56 (6): 513?516.

[9]SCHNEIDER J, NUNES A, CHEN P, STEELE G. TEM study of the FSW nugget in AA2195-T81[J]. Journal of Materials Science,2005, 40(16): 4341?4345.

[10]FONDA R, BINGERT J. Precipitation and grain refinement in a 2195 Al friction stir weld[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37(12): 3593?3604.

[11]CAVALIERE P, CABIBBO M, PANELLA F, SQUILLACE A.2198 Al-Li plates joined by friction stir welding: Mechanical and microstructural behavior[J]. Materials & Design, 2009, 30(9):3622?3631.

[12]STEUWER A, DUMONT M, ALTENKIRCH J, BIROSCA S,DESCHAMPS A, PRANGNELL P B, WITHERS P J. A combined approach to microstructure mapping of an Al-Li AA2199 friction stir weld[J]. Acta Materialia, 2011, 59:3002?3011.

[13]ALTENKIRCH J, STEUWER A, WITHERS J.Process-microstructure-property correlation in Al-Li AA2199 friction stir welds[J]. Science and Technology of Welding and Joining, 2010, 15(6): 522?527.

[14]LERTORA E, GAMBARO C. AA8090 Al-Li alloy FSW parameters to minimize defects and increase fatigue life[J]. Int J Mater Form, 2010, 3(1): 1003?1006.

[15]蔡 彪, 鄭子樵, 孫景峰, 廖忠全, 鐘 申, 賀地求. 2A97鋁鋰合金攪拌摩擦焊焊縫的微觀組織特征[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2012, 17(2): 147?152.CAI Biao, ZHENG Zi-qiao, SUN Jing-feng, LIAO Zhong-quan,ZHONG Shen, HE Di-qiu. Microstructural characteristics of joint line of friction stir welding of 2A97 Al-Li alloy[J].Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2012,17(2): 147?152.

[16]FONDA R W, KNIPLING K E. Texture development in friction stir welds[K]. Science and Technology of Welding and Joining,2011, 16(4): 288?294.

[17]PRANGNELL P B, HEASON C P. Grain structure formation during friction stir welding observed by the ‘stop action technique’[J]. Acta Materialia, 2005, 53: 3179?3192.

[18]SATO Y S, KOKAWA H, IKEDA K. Microtexture in the friction-stir weld of an aluminum alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2001, 32: 941?948.