趙亞?wèn)|，張運(yùn)真，何 強(qiáng)，2

（1.安陽(yáng)工學(xué)院機(jī)床關(guān)鍵功能部件重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，安陽(yáng) 455000；2.清華大學(xué)航天航空學(xué)院，北京 100084）

0 引 言

6061鋁合金屬可熱處理強(qiáng)化合金，具有良好的耐腐蝕性和塑性等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于飛行器、高速列車(chē)等領(lǐng)域中。目前該合金的焊接主要是采用熔化極氬弧焊（MIG），但是在焊接過(guò)程中易產(chǎn)生氣孔、裂紋等缺陷，使其力學(xué)性能降低，限制了該合金的應(yīng)用。

攪拌摩擦焊（FSW）技術(shù)是由英國(guó)焊接研究所（TWI）于1991年發(fā)明的新型連接技術(shù)［1－3］。FSW具有無(wú)煙塵、無(wú)飛濺、無(wú)需填絲、無(wú)需開(kāi)坡口等特點(diǎn)［4－5］，可以避免熔焊方法帶來(lái)的裂紋、氣孔等焊接缺陷，尤其適用于鋁合金、鎂合金等有色金屬的連接。目前有關(guān)FSW工藝參數(shù)對(duì)6061鋁合金接頭腐蝕性能影響的研究并不多［6－7］。為此，作者用FSW技術(shù)對(duì)4mm厚的6061-T6鋁合金板進(jìn)行了對(duì)接焊，研究了接頭的顯微組織和力學(xué)性能及腐蝕性能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

焊接材料為300mm×160mm×4mm的6061－T6鋁合金軋制板，其抗拉強(qiáng)度σb＝285MPa，斷面收縮率A＝23%，化學(xué)成分見(jiàn)表1。焊接時(shí)采用帶螺紋的攪拌頭，軸肩直徑為16mm，攪拌針直徑為4mm，長(zhǎng)3.7mm。焊前使用丙酮擦拭試樣，并將其固定在專用焊接夾具上。焊接工藝參數(shù)：旋轉(zhuǎn)速度為1 200r·min－1，焊接速度為80～240mm·min－1。

表1 6061-T6鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of 6061-T6 aluminum alloy（mass） %

焊后沿垂直于焊縫方向截取試樣，經(jīng)過(guò)研磨，拋光后，用 Keller試劑（為150mL H2O，3mL HNO3，6mL HCl，6mL HF的混合液）腐蝕試樣，沖洗風(fēng)干后，采用BX51M型光學(xué)顯微鏡觀察接頭的顯微組織；在WE-30型液壓式萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上按照GB 16865－1997進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2mm·min－1，拉伸試樣尺寸如圖1所示，結(jié)果取3次試驗(yàn)平均值；然后采用JSM-6360LV型掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌；并使用FM700型顯微硬度儀對(duì)接頭進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷為0.098N，加載時(shí)間為15s。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Dimensions of tensile specimen

靜態(tài)腐蝕失重試驗(yàn)在一個(gè)尺寸為200mm×150mm×100mm的玻璃器皿中進(jìn)行，腐蝕介質(zhì)采用0.2mol·L－1NaHSO3＋0.6mol·L－1NaCl混合溶液。室溫下表面積為10－6m2的試樣在腐蝕介質(zhì)中浸泡24h后取出，去除腐蝕產(chǎn)物，用FA1104A型電子分析天平稱試樣腐蝕前后的質(zhì)量。

腐蝕速率v通過(guò)式（1）計(jì)算。

式中：m0為腐蝕試驗(yàn)前試樣的質(zhì)量；m1為腐蝕試驗(yàn)后試樣的質(zhì)量；s為試樣浸泡于腐蝕介質(zhì)中的總面積；t為腐蝕時(shí)間。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

從圖2可以看出，由于FSW接頭各區(qū)經(jīng)歷的熱循環(huán)和變形程度不盡相同，因而焊接后接頭（除母材外）形成了三種不同的區(qū)域，分別為焊核區(qū)（WN）即焊縫、熱機(jī)影響區(qū)（TMAZ）和熱影響區(qū)（HAZ），在接頭的各個(gè)區(qū)中未發(fā)現(xiàn)孔洞、組織疏松、熱裂紋等焊接缺陷。焊核區(qū)金屬呈碗狀，在焊核中心區(qū)形成了一系列同心圓環(huán)狀組織。焊核是最接近軸肩的區(qū)域，組織結(jié)構(gòu)通常有較大的變化。前進(jìn)邊（AS）為攪拌頭旋轉(zhuǎn)方向與攪拌頭行進(jìn)方向一致的側(cè)面，回撤邊（RS）為攪拌頭旋轉(zhuǎn)方向與攪拌頭行進(jìn)方向相反的側(cè)面。

圖2 6061-T6鋁合金FSW接頭的斷面宏觀形貌Fig.2 Macrograph of 6061-T6aluminum alloy FSWjoint

從圖3中可以看出，接頭3個(gè)區(qū)域的組織與母材（BM）原始的板條狀組織存在較大的差異。焊核區(qū)位于接頭的中心，該區(qū)組織發(fā)生了明顯動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小的等軸晶。當(dāng)材料中的位錯(cuò)密度迅速達(dá)到臨界值時(shí)，如果材料被快速加熱，回復(fù)不易發(fā)生，再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力較大，將會(huì)迅速發(fā)生再結(jié)晶［8－9］。鋁合金的層錯(cuò)能較高，動(dòng)態(tài)回復(fù)較容易發(fā)生，但動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是兩個(gè)相互競(jìng)爭(zhēng)的過(guò)程，主要由位錯(cuò)密度、位錯(cuò)產(chǎn)生速度和材料加熱速度三個(gè)因素決定哪個(gè)過(guò)程對(duì)組織形成起主導(dǎo)作用。在焊接過(guò)程中，焊核區(qū)受到攪拌頭強(qiáng)烈的機(jī)械攪拌，經(jīng)歷了嚴(yán)重的變形，其應(yīng)變量和應(yīng)變速率迅速提高，晶粒中位錯(cuò)密度也相應(yīng)增加，很容易達(dá)到發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界值，為材料發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶提供了必要的條件，因此焊核區(qū)極容易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。與接頭其它區(qū)域相比，熱機(jī)影響區(qū)的組織變化最為劇烈，該區(qū)同樣經(jīng)歷了高溫和變形的共同作用，晶粒發(fā)生較大的彎曲變形，并且局部區(qū)域組織在熱循環(huán)作用下發(fā)生回復(fù)，形成了回復(fù)晶粒。熱影響區(qū)的晶粒與母材的相似，但出現(xiàn)了晶粒粗大的現(xiàn)象。原因在于該區(qū)主要受焊接熱循環(huán)，受力很小或完全不受力，所以畸變能很低，同時(shí)鋁合金是高層錯(cuò)能金屬，變形時(shí)擴(kuò)展位錯(cuò)的寬度窄，位錯(cuò)交滑移和攀移容易進(jìn)行，使異號(hào)位錯(cuò)相互抵消，位錯(cuò)密度下降，畸變能降低，所以該區(qū)不會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，在焊后的冷卻過(guò)程中，形成大小不均甚至變形的組織［10］。

圖3 FSW接頭的顯微組織Fig.3 Microstructure of FSWjoint：（a）base metal；（b）WNZ；（c）TMAZ；（d）HAZ

2.2 拉伸性能

從圖4中可以看出，隨焊接速度的提高，接頭的抗拉強(qiáng)度先增大后減小，當(dāng)焊接速度為160mm·min－1時(shí)，達(dá)到最大值215MPa，為母材的76%，當(dāng)焊接速度為240mm·min－1時(shí)，接頭的強(qiáng)度僅為母材的63%?？梢?jiàn)，焊接速度并不能無(wú)限提高，否則接頭強(qiáng)度不增反降。決定接頭質(zhì)量的關(guān)鍵因素有單位長(zhǎng)度的熱輸入量和金屬材料的塑性流動(dòng)狀態(tài)。單位長(zhǎng)度的熱輸入量大小取決于攪拌頭軸肩的尺寸、壓力、摩擦因數(shù)以及攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度與焊接速度之比［11］。試驗(yàn)中，除攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度與焊接速度之比外，其它因素都相同，因此接頭質(zhì)量取決于攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度與焊接速度之比。當(dāng)焊接速度過(guò)大時(shí)，單位長(zhǎng)度的熱輸入量過(guò)小，接頭金屬材料的溫度過(guò)低，塑性流動(dòng)較差，降低了金屬充填的能力，易造成孔洞缺陷，降低了接頭質(zhì)量；當(dāng)焊接速度過(guò)小時(shí)，單位長(zhǎng)度的熱輸入量過(guò)大，TMAZ和HAZ的過(guò)時(shí)效現(xiàn)象嚴(yán)重，接頭強(qiáng)度也會(huì)下降。因此，只有旋轉(zhuǎn)速度和焊接速度合理匹配時(shí)，才能獲得質(zhì)量良好的接頭。當(dāng)FSW接頭受拉伸載荷時(shí)，接頭的斷裂位置多數(shù)出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)，如圖5所示，而不是出現(xiàn)在焊核區(qū)。

圖4 焊接速度與FSW接頭抗拉強(qiáng)度的關(guān)系Fig.4 Relationship between welding speed and tensile strength of FWS joint

圖5 FSW接頭拉伸斷裂位置Fig.5 Tensile fracture location of the FSWjoints

2.3 斷口形貌

從圖6中可以看到，拉伸斷口呈典型的纖維狀形貌，色澤灰暗，無(wú)結(jié)晶顆粒，斷口邊緣有不太明顯的塑性變形，形成不完整的剪切唇；斷口中心為明顯的等軸韌窩，是在正應(yīng)力的作用下形成的。在拉伸過(guò)程中，斷口表面應(yīng)力分布均勻，使垂直于主應(yīng)力的杯底中心部位形核的纖維空隙向各個(gè)方向均勻長(zhǎng)大，最后形成等軸的韌窩［12－13］。

圖6 FSW接頭拉伸斷口形貌（焊接速度160mm·min－1）Fig.6 Fracture surface morphology of FSWjoint（welding speed of 160mm·min－1）

2.4 顯微硬度

從圖7中可以看出，F(xiàn)SW接頭的顯微硬度分布形狀為“W”型，沿焊縫中心線基本對(duì)稱；隨著距焊核中小的距離的減小，硬度不斷降低，HAZ是硬度最低的區(qū)域，到焊核區(qū)時(shí)，硬度又有所提高；硬度最低點(diǎn)出現(xiàn)在前進(jìn)邊的HAZ處，前進(jìn)邊材料的軟化區(qū)間和軟化程度均高于回撤邊。由于前進(jìn)邊焊縫金屬的塑性流動(dòng)與母材的塑性流動(dòng)方向相反，造成焊縫與母材之間有很大的相對(duì)變形差，前進(jìn)邊HAZ可能出現(xiàn)組織不致密的現(xiàn)象，因而硬度降低。但是在回撤邊焊縫金屬的塑性流動(dòng)與母材的塑性流動(dòng)方向一致，母材金屬平滑地與焊縫金屬一起變形，組織較為致密，硬度相對(duì)于前進(jìn)邊HAZ較高。而焊核區(qū)由于發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成的晶粒細(xì)小，故硬度比HAZ有所提高。由此可知，F(xiàn)SW接頭的薄弱環(huán)節(jié)應(yīng)在前進(jìn)邊的HAZ附近。拉伸試驗(yàn)時(shí)試樣斷裂于前進(jìn)邊HAZ附近證明了這一推斷的正確。

圖7 FSW接頭的顯微硬度分布（焊接速度160mm·min－1）Fig.7 Micro-hardness distribution of FSWjoint（welding speed of 160mm·min－1）

2.5 腐蝕性能

試驗(yàn)得到焊接速度為160mm·min－1時(shí)FSW焊縫、母材的平均腐蝕速率分別為0.256，0.322g·m2·h－1。FSW焊縫的平均腐蝕速率僅為母材的79%，說(shuō)明FSW焊縫的耐蝕性能比母材的好。這跟焊縫與母材的顯微組織不同有關(guān)系。在焊接過(guò)程中，經(jīng)歷大的塑性變形后，焊縫區(qū)材料的物理不均勻性降低，化學(xué)成分均質(zhì)化，且焊縫區(qū)的組織發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而使位錯(cuò)密度降低［14］。所有這些有利的因素都使得參與焊縫表面腐蝕反應(yīng)的活性點(diǎn)降低了，因而FSW焊縫抵抗亞硫酸氫根離子和氯離子腐蝕的能力得到提高。

3 結(jié) 論

（1）采用攪拌摩擦焊方法實(shí)現(xiàn)了6061-T6鋁合金的連接；接頭焊核區(qū)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小的等軸晶再結(jié)晶組織；熱機(jī)影響區(qū)組織發(fā)生了較大程度的變形；熱影響區(qū)與母材組織相似，但稍微有粗化現(xiàn)象。

（2）焊接速度為160mm·min－1時(shí)，6061-T6鋁合金FSW接頭的抗拉強(qiáng)度最大，為215MPa，達(dá)到母材的76%；接頭的斷口形貌呈等軸韌窩狀，斷裂形式為韌性斷裂；接頭顯微硬度分布曲線呈 W形，沿焊縫中心線基本對(duì)稱，前進(jìn)邊HAZ處硬度低于母材的，是焊件的薄弱環(huán)節(jié)。

（3）攪拌頭的焊接速度為160mm·min－1時(shí)FSW焊縫的耐蝕性比母材的好。

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