羅 健，李建湘，賓建存，薛松平，梁征臻

（廣東和勝新能源汽車配件有限公司，中山528400）

0 前言

攪拌摩擦焊接（FSW）技術(shù)發(fā)展迅速，與傳統(tǒng)常用的鎢極惰性氣體保護(hù)焊（TIG）和熔化極惰性氣體保護(hù)焊（MIG）兩種熔焊連接方式相比，F(xiàn)SW焊無須焊絲和保護(hù)氣體，焊接過程無飛濺、煙塵，且可有效地避免熔焊導(dǎo)致的焊瘤、裂紋及焊穿等缺陷，焊縫成形良好。此外，F(xiàn)SW焊接結(jié)構(gòu)件強(qiáng)度更高[1]。在目前新能源電池殼體加工生產(chǎn)中，也越來越多的采用FSW焊接方式連接。

由于6×××系鋁合金具有耐腐蝕、抗氧化等優(yōu)異特性，目前電池包殼體底板及邊梁等部件主要采用6061和6063鋁合金。7×××系鋁合金雖然耐腐蝕性較差，但其耐磨性、焊接性好，焊接結(jié)構(gòu)件強(qiáng)度比6×××系更高，通過改變化學(xué)成分或其他手段優(yōu)化組織與性能，用以替代6×××系鋁合金在電池殼體中的應(yīng)用具有潛在價(jià)值。故此，本研究分析了在600mm/min、900mm/min和1200mm/min三種不同焊速下7046-T6鋁合金薄板FSW接頭微觀組織及性能，并驗(yàn)證了焊接效果，旨在為7×××系鋁合金將來在電池殼體中的試用提供試驗(yàn)數(shù)據(jù)參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

焊接用母材是由廣東和勝工業(yè)鋁材股份有限公司提供的7046-T6（T6，120℃下時(shí)效24h）鋁合金薄板，規(guī)格為250mm×120mm×3.5mm，其具體化學(xué)成分見表1。

表1 7046-T6合金焊接母材的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)%）

焊接前，用不銹鋼絲刷先將試樣附近區(qū)域打磨，去除表面的氧化物，刷到漏出金屬光澤為止；然后再用酒精擦拭焊接區(qū)域表面，氣槍吹干后固定在工裝夾具上待焊接。焊接實(shí)驗(yàn)采用FSW-LMBM16-2D 型攪拌摩擦焊設(shè)備，焊接參數(shù)如表2所示。在焊接過程中所采用的壓輪的作用主要是防止焊接變形過大，氣冷卻主要用來對攪拌頭及對接焊縫進(jìn)行冷卻，防止焊接熱量過高導(dǎo)致板變形，保證焊縫質(zhì)量穩(wěn)定一致。

表2 焊接工藝參數(shù)

機(jī)械預(yù)磨垂直于焊縫截取的焊接接頭試樣后，依次用600#、2000#的水磨砂紙打磨表面，清水拋光。Keller 試劑（3mLHNO3+6mLHCL+6mLHF+150mL 蒸餾水）腐蝕后用光學(xué)顯微鏡觀察其顯微組織。采用帶能譜的Sirion 場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察截取的焊接接頭拉伸試樣斷口。

研磨拋光好焊接接頭試樣后，沿垂直于焊縫的方向在HVA-10A 型低負(fù)荷維氏硬度計(jì)上進(jìn)行顯微維氏硬度測試，加載負(fù)荷為50g，持續(xù)時(shí)間為10s。

拉伸試驗(yàn)在CMT5105型微機(jī)控制電子式萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為10mm/min。按GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》中有關(guān)規(guī)定，通過線切割的方式沿垂直于焊縫方向加工制備標(biāo)準(zhǔn)矩形試樣，且標(biāo)距為60mm。對于每組焊接參數(shù)，均采用線切割加工方式取3個(gè)標(biāo)準(zhǔn)試樣。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 焊縫宏觀形貌

圖1為相同轉(zhuǎn)速（1600r/min）時(shí)3種不同焊速下焊接7046-T6合金薄板的FSW 焊縫宏觀形貌圖。焊縫右側(cè)為與焊接方向相一致的前進(jìn)側(cè)。圖2為合金板材的FSW焊縫常見表面缺陷圖。

對比分析圖1的焊縫宏觀形貌可以發(fā)現(xiàn)，轉(zhuǎn)速固定時(shí)，隨焊接速度的增加，焊縫表面點(diǎn)顆粒或者其他渣狀物減少，焊縫成形美觀且金屬光澤越發(fā)明顯，“魚鱗紋”間距增大[2]。三者焊縫表面皆未出現(xiàn)圖2所示的毛刺、起皮、溝槽等常見缺陷。且觀察三種焊速下焊縫前進(jìn)側(cè)方向出現(xiàn)少量的飛邊，焊接過程中焊縫金屬由前進(jìn)側(cè)被攪拌到后退側(cè)，因遵循金屬體積守恒，再回到前進(jìn)側(cè)，因此前進(jìn)側(cè)焊縫面熱輸入大。該側(cè)表層部分焊縫金屬軟化甚至熔化，不隨軸肩做整體塑性流動(dòng)，在攪拌頭壓力和高速旋轉(zhuǎn)作用下，于軸肩外緣擠出至焊縫前進(jìn)側(cè)形成飛邊缺陷[3]。試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)飛邊影響焊縫美觀，但對焊縫力學(xué)性能影響較小。

2.2 焊接接頭微觀組織結(jié)果分析

三種焊速下7046-T6鋁合金焊接接頭示意圖如圖3所示。以焊縫中心為界，接頭分為兩側(cè)，攪拌頭軸肩外緣切向速度與焊接速度方向一致為前進(jìn)側(cè)（AS），反之為后退側(cè)（RS）。FSW接頭一般由焊核區(qū)（NZ）、兩側(cè)緊鄰焊核的熱機(jī)影響區(qū)（TMAZ）、熱影響區(qū)（HAZ）以及母材（BM）四個(gè)部分組成[4]。

三種焊速下合金焊接接頭不同部位區(qū)域的金相顯微組織如圖4所示。圖4（a）為900mm/min焊速下焊核部位的晶粒形態(tài)。由觀察分析可知，由于受到攪拌頭強(qiáng)烈的攪拌摩擦作用，焊核區(qū)金屬發(fā)生明顯的塑性變形。溫度越高，應(yīng)變速度越大，該區(qū)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。此外，攪拌頭的高速旋轉(zhuǎn)使得晶粒破碎，因此在該區(qū)形成了細(xì)小、均勻的晶粒。圖4（b）、（c）分別為900mm/min 焊速下AS 和RS熱機(jī)影響區(qū)部位的晶粒形態(tài)。該區(qū)晶粒受到熱和攪拌的共同作用，晶粒發(fā)生變形，但是由于溫度和變形程度都低于焊核區(qū)，該區(qū)只是部分晶粒發(fā)生再結(jié)晶，大部分晶粒保持變形后的形態(tài)，呈帶狀分布。

對比分析兩圖可知，AS 熱機(jī)影響區(qū)組織與RS熱機(jī)影響區(qū)組織差異明顯，前者再結(jié)晶晶粒數(shù)量和尺寸都高于后者，原因在于AS 側(cè)溫度高，晶粒發(fā)生再結(jié)晶與回復(fù)的程度更高。AS 與焊核界限明顯，RS 則較模糊。攪拌焊接過程中兩側(cè)焊縫金屬塑性流動(dòng)方式存在差異，AS 側(cè)焊縫金屬流動(dòng)方向與焊接方向一致，靠近攪拌頭附近金屬的變形程度及流動(dòng)性低于焊核區(qū)塑性金屬，且在AS 側(cè)其外圍塑性體之間的速度梯度比較大，造成AS 側(cè)熱機(jī)影響區(qū)與焊核區(qū)存在明顯的界限[5～6]。熱影響區(qū)由于焊接熱循環(huán)的作用，該區(qū)晶粒有一定程度的粗化長大（如4（d）所示）。圖4（e）的母材區(qū)的晶粒呈現(xiàn)軋制帶狀組織的形貌。圖4（f）、（g）分別為600mm/min、1200mm/min焊速下焊核部位的晶粒形態(tài)，由于前者焊速小，熱輸入較大，發(fā)生再結(jié)晶，因此導(dǎo)致其晶粒粗化程度較大。

2.3 焊接接頭性能測試結(jié)果分析

垂直于焊縫方向進(jìn)行顯微維氏硬度的測試，其顯微維氏硬度分布曲線如圖5所示。由圖5可知，距離焊縫中心5.2mm 范圍為NZ，TMAZ 為距離焊縫中心5.2～7.5mm 范圍的區(qū)域，HAZ 在TMAZ 與BM 中間的部分，距離焊縫中心大約7.5～14mm 的位置處。

由圖5可知，焊接接頭顯微硬度沿焊縫中心大致呈U字形對稱分布。600mm/min焊速下的硬度比另外2種焊速的硬度更低，分析可能是由于該焊速下熱輸入較大，接頭軟化嚴(yán)重所致。在焊縫中心一定寬度內(nèi)硬度并沒有完全降低，這是由于該區(qū)域在攪拌作用下發(fā)生塑性變形，溫度升高導(dǎo)致的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使得晶粒細(xì)化，硬度不會降低。三種參數(shù)下在TMAZ 和NZ 的過渡區(qū)存在最低值108HV，說明了該區(qū)域力學(xué)性能較為薄弱。BM 的顯微維氏硬度最大，約為163HV。在某些位置硬度值出現(xiàn)一些偏離，這可能跟實(shí)驗(yàn)誤差或焊接過程中熱循環(huán)的影響有關(guān)。

表3為FSW 接頭的室溫拉伸力學(xué)性能測試結(jié)果?？芍?，三種焊速下7046-T6合金薄板FSW接頭的抗拉強(qiáng)度分別為336.0MPa、350.3MPa 、327.3MPa，延伸率分別為6.3%、6.6%、5.5%，強(qiáng)度系數(shù)分別為67.2%、70.1%和65.5%。

表3 焊接接頭拉伸試驗(yàn)結(jié)果

從三種焊速下7046-T6合金FSW接頭拉伸試樣斷裂位置可明顯看到，拉伸試樣斷裂位置大都處于NZ 和TMAZ 的過渡區(qū)。由前面分析可知，NZ 與TMAZ組織不同，中間缺乏平滑過渡，因此過渡區(qū)屬于焊接接頭力學(xué)性能最為薄弱的區(qū)域。只有當(dāng)焊速較高時(shí)，才在NZ出現(xiàn)斷裂的情況。

熱輸入決定FSW 接頭的力學(xué)性能。轉(zhuǎn)速固定時(shí)，焊速降低，熱輸入增大；焊速增大，熱輸入減??；焊接接頭會在焊接熱作用下發(fā)生軟化。當(dāng)焊速為600mm/min 時(shí)，熱輸入大，軟化嚴(yán)重，其強(qiáng)度也較低。當(dāng)焊速為1200mm/min時(shí)，熱輸入低，焊縫底部溫度低，焊接過程中的加工硬化得不到消除，攪拌針壓入深度受到限制，降低了焊縫底部變形程度，導(dǎo)致內(nèi)部出現(xiàn)未焊透缺陷，出現(xiàn)其中一個(gè)拉伸試樣在焊核區(qū)斷裂的情況。而焊速為900mm/min 時(shí)，相比另外2種焊速，拉伸試樣強(qiáng)度更高，皆斷裂在過渡區(qū)。這說明采用轉(zhuǎn)速1600r/min、焊速600mm/min時(shí)，焊接效果較好。

為了更詳細(xì)地分析斷口的微觀形貌及斷裂性質(zhì)等特征，截取不同焊速下拉伸斷裂試樣斷口，經(jīng)過超聲波清洗后，在掃描電子顯微鏡下進(jìn)行微觀分析，其斷口形貌如圖6所示。

拉伸測試時(shí)，應(yīng)力導(dǎo)致試樣內(nèi)部位錯(cuò)在晶界、相界和其它缺陷處形成位錯(cuò)塞積群，在應(yīng)力集中處易誘發(fā)微裂紋的萌生；隨著拉伸應(yīng)力的不斷增加，裂紋不斷長大形成宏觀裂紋；當(dāng)應(yīng)力增大到超過焊縫金屬斷裂強(qiáng)度時(shí)，出現(xiàn)頸縮導(dǎo)致斷裂。

從圖6（a）的斷口掃描形貌圖可知，該參數(shù)下斷口形貌未觀察到孔洞等缺陷，斷口形貌由一定數(shù)量的韌窩和部分撕裂棱組成，說明該接頭的斷裂模式為韌性+脆性的混合斷裂。圖6（b）的斷口形貌中，斷口由大量大韌窩和細(xì)小韌窩組成，且這些韌窩都比較深，能保證焊接接頭具有良好的強(qiáng)度和延展性。與前面拉伸斷裂分析結(jié)果相一致，該接頭的斷裂模式為韌性斷裂。

圖6（c）為焊接速度為1200mm/min的斷口形貌，韌窩較淺，主要是由于焊速較高，熱輸入不夠，存在攪拌針未焊透區(qū)域的可能。圖6（d）為焊接速度為1200mm/min時(shí)、斷裂在焊核部位處的掃描形貌圖。在拉伸過程中，斷口表面應(yīng)力均勻分布，使垂直于主應(yīng)力底部中心部位形核的纖維空隙向各個(gè)方向均勻長大，形成等軸韌窩[7]。明顯可觀察到，相比另外2種焊速，其等軸韌窩的數(shù)量最多。

通過對比分析三種參數(shù)下斷裂強(qiáng)度和斷口形貌可以發(fā)現(xiàn)，1600r/min轉(zhuǎn)速和900mm/min焊速的參數(shù)匹配時(shí)，焊接效果最好，強(qiáng)度達(dá)到350.3MPa，強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到70.1%。

3 結(jié)論

（1）焊速增加，焊縫表面渣狀物越來越少，焊縫成形美觀且金屬光澤越發(fā)明顯，“魚鱗紋”間距增大。

（2）焊接接頭焊核區(qū)的晶粒細(xì)小、均勻，熱影響區(qū)由于受到焊接熱循環(huán)的作用，該區(qū)晶粒有一定程度的粗化長大，母材區(qū)的晶粒呈現(xiàn)軋制帶狀組織形貌。

（3）在不同的焊接工藝參數(shù)下，焊接接頭的顯微硬度分布比較復(fù)雜。焊速為600mm/min 時(shí)，焊接熱輸入較大，接頭軟化嚴(yán)重，熱機(jī)影響區(qū)和焊核區(qū)的過渡區(qū)硬度存在最低值108HV，抗拉強(qiáng)度也較低，為336.0MPa，強(qiáng)度系數(shù)只有67.2%；焊接速度為1200mm/min 時(shí)，由于熱輸入不夠?qū)е挛春竿福瑥?qiáng)度系數(shù)為65.5%；焊接速度為900mm/min時(shí)，拉伸斷裂發(fā)生在過渡區(qū)，斷口形貌韌窩較深，斷裂模式為韌性斷裂，強(qiáng)度達(dá)到350.3MPa，強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到70.1%。由此可知，轉(zhuǎn)速1600r/min+900mm/min焊速是一種較理想的參數(shù)匹配，焊接效果最佳。