張驥俊，曹菊勇，邢彥鋒，張成聰

(1.上海工程技術(shù)大學(xué)機械與汽車工程學(xué)院，上海 201620；2.上海航天設(shè)備制造總廠，上海 200245)

0 引 言

近年來，隨著航天事業(yè)的發(fā)展，航天器輕量化對提高運載能力、降低運輸成本具有重要意義，其中研發(fā)新型材料以及結(jié)構(gòu)輕量化成為首要目標(biāo)。2195鋁鋰合金因具有低密度、高強度、較好的高溫與低溫性能等特點而成為理想的結(jié)構(gòu)材料，并廣泛應(yīng)用于航天器中的機身框架、整流罩、火箭貯箱等[1]。然而鋁鋰合金表面極易形成鋰的化合物，如LiOH、Li2CO3等，在傳統(tǒng)熔焊下，這些化合物在高溫下分解形成的氫會擴散至熔池中，導(dǎo)致接頭中產(chǎn)生氣泡等缺陷[2]。因此，如何連接鋁鋰合金并保證其接頭強度，成為新的技術(shù)難點。

攪拌摩擦焊(friction stir welded, FSW)是由英國焊接研究所發(fā)明的一種固相焊接技術(shù)，具有焊接強度高、殘余應(yīng)力低以及綠色環(huán)保等特點[3]。由于焊接溫度低于固相線溫度，在攪拌摩擦焊過程中可以有效避免焊縫中鋰元素的損失[4]。盡管攪拌摩擦焊能夠有效連接鋁鋰合金，但卻無法避免焊接區(qū)域的強度損失。焊接時的熱輸入使不同區(qū)域的強化沉淀物發(fā)生粗化或溶解，導(dǎo)致焊接接頭的顯微硬度呈“W”型分布[5-7]。研究[8-11]表明，熱處理和噴丸處理都能提高鋁鋰合金FSW接頭的強度。ZHANG等[10]指出焊后熱處理會提高接頭強度，但由于焊核區(qū)與熱機影響區(qū)中晶粒明顯粗化而導(dǎo)致延展性降低。GAO等[10]研究發(fā)現(xiàn)，固溶處理后大量T1相和少量S′(Al2CuMg)相的析出是鋁鋰合金FSW接頭抗拉強度增加的原因。LIN等[11]研究發(fā)現(xiàn)，對Al-Cu-Li合金的FSW接頭進行應(yīng)變量3%預(yù)變形和152 ℃×30 h回歸再時效處理后，接頭的屈服強度增加了27%，抗拉強度增加了20%，且延展性并未過度降低。戴明亮等[12]通過固溶+冷變形+時效的處理工藝，抑制了鋁鋰合金FSW接頭焊縫處異常晶粒長大現(xiàn)象的發(fā)生，從而提高了接頭的強度。

隨著新型材料以及加工技術(shù)的不斷發(fā)展，火箭燃油貯箱箱底的成形技術(shù)已從復(fù)雜的瓜瓣組合焊接成形技術(shù)轉(zhuǎn)變?yōu)閱我话宀牡臎_壓成形技術(shù)，即板材攪拌摩擦焊后經(jīng)過熱處理再進行沖壓成形。由于板材焊接后，過大的體積使得熱處理較難實施，且焊后熱處理會導(dǎo)致焊縫處產(chǎn)生異常晶粒長大，接頭在沖壓過程中易產(chǎn)生裂紋，因此提出將熱處理工藝置于焊接之前，并且在熱處理工藝中加入退火步驟，使材料軟化以方便后續(xù)的沖壓成形。作者對比研究了相同工藝焊前與焊后熱處理(退火+固溶+人工時效)對2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭顯微組織與力學(xué)性能的影響，以期為2195鋁鋰合金的工程應(yīng)用提供一定的理論支持和參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為尺寸300 mm×200 mm×6 mm的2195鋁鋰合金板，軋制態(tài)，其化學(xué)成分如表1所示。試驗分為3組，一組僅進行焊接試驗，即為O態(tài)焊接，一組先進行焊接前熱處理再進行焊接試驗，最后一組先進行焊接試驗再進行焊后熱處理。試驗所用熱處理工藝:先進行410 ℃×1 h的退火處理,爐冷至室溫，再進行510 ℃×1 h固溶處理，水淬至室溫，最后進行155 ℃×1 h的人工時效處理。焊接前先用砂紙磨去板材表面氧化膜，并用乙醇擦拭除脂。采用由上海航天設(shè)備制造總廠提供的攪拌摩擦焊設(shè)備進行焊接試驗，攪拌頭形狀為錐形帶螺紋攪拌頭，焊接傾斜角為2.5°并采用平板對接方式進行攪拌摩擦焊，正面焊接完后以相同方向?qū)Ψ疵孢M行焊接，基于前期經(jīng)驗設(shè)計的具體焊接參數(shù)如表2所示。

表1 2195鋁鋰合金的化學(xué)成分

表2 焊接工藝參數(shù)

用線切割機以焊縫為中心垂直于焊接方向截取金相試樣和拉伸試樣，拉伸試樣的尺寸如圖1所示，圖中AS為前進側(cè)，RS為后退側(cè)。金相試樣經(jīng)機械拋光，用Keller試劑(95 mL H2O+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1.0 mL HF)腐蝕后，采用光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。按照GB/T 228.1-2010，采用MJDW-200B型萬能試驗機對拉伸試樣進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為1 mm·min-1，試驗結(jié)束后采用Jsm-6390A型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口微觀形貌。按照GB/T 232-2010，在焊接接頭處以焊縫為中心垂直于焊接方向截取尺寸為186 mm×30 mm×6 mm的彎曲試樣，采用Z100 KN型電子萬能試驗機進行三點彎曲試驗，支輥間距離為100 mm，測試試樣的最大彎曲角度。

圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Dimension of tensile specimen

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 對顯微組織的影響

不同雙面攪拌摩擦焊接頭的宏觀形貌相似，均可分為4個區(qū)域，即焊核區(qū)(WNZ)、熱機影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)、母材區(qū)(BM)。由圖2可以看出，O態(tài)焊接條件下焊縫整體呈“啞鈴型”，但后退側(cè)交界線不清晰。焊前熱處理接頭的宏觀形貌與O態(tài)焊接的宏觀形貌相似，但是其焊核區(qū)域的面積較小。焊后熱處理焊接接頭焊核區(qū)面積與O態(tài)焊接接頭相似，同時在宏觀形貌中可觀察到晶粒異

圖2 不同條件下焊接接頭的宏觀形貌Fig.2 Macromorphology of welded joint under different conditions: (a) O state welding; (b) pre-weld heat treatment and (c) post-weld heat treatment

常晶粒長大現(xiàn)象。

以2#工藝下焊接得到的接頭為例，對焊前和焊后熱處理接頭不同區(qū)域的顯微組織進行觀察。由圖3可以看出：焊前熱處理接頭熱影響區(qū)的晶粒因熱循環(huán)的作用而粗化，平均晶粒尺寸為12.6 μm；熱機影響區(qū)晶粒受到攪拌針的機械攪拌作用以及焊接熱輸入的影響，晶粒發(fā)生扭曲變形，以向上流動的方式旋轉(zhuǎn)和拉長；焊核區(qū)晶粒分布致密且細小，呈等軸晶粒狀，平均晶粒尺寸約為9.2 μm。通過退火處理可消除母材的加工硬化，使強度達到較低狀態(tài)；固溶處理可使母材發(fā)生再結(jié)晶，未溶第二相顆粒減少，晶粒尺寸均勻；人工時效處理后接頭中析出相數(shù)量明顯多于未進行熱處理接頭，且彌散分布[13]。在熱輸入和機械攪拌作用下攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)第二相粒子重新析出，晶粒細小且分布均勻。同時，固溶態(tài)鋼板的硬度較低，在攪拌摩擦焊接過程中有較好的塑性流動能力，從而減少了焊接缺陷。

圖3 焊前熱處理焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructures of different zones in welded joint with pre-weld heat treatment

由圖4可以看出：焊后熱處理接頭熱影響區(qū)的晶粒呈等軸狀，晶粒發(fā)生粗化現(xiàn)象，平均晶粒尺寸約為14.3 μm，且個別晶粒發(fā)生異常長大的現(xiàn)象；熱機影響區(qū)的晶粒在機械攪拌及焊接熱輸入的影響下發(fā)生粗化以及扭曲變形，沿焊縫兩側(cè)的晶粒流動方向分布；焊核區(qū)晶粒出現(xiàn)了明顯的異常長大現(xiàn)象，平均晶粒尺寸達到0.3 mm，且主要集中于上下軸肩與板材接觸位置。由于第二相粒子的不均勻分布和不均勻溶解，基體中微粒較少的晶粒在失去第二相粒子釘扎作用下發(fā)生長大。晶粒異常長大的過程是不連續(xù)的，第二相粒子、織構(gòu)、表面效應(yīng)和溶質(zhì)偏析導(dǎo)致局部邊界的驅(qū)動力和流動性不同，多邊界的大晶粒在穩(wěn)定的小晶粒周圍形成且不斷吞噬周圍細小晶粒，是導(dǎo)致晶粒異常長大的重要因素[14]。

圖4 焊后熱處理焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructures of different zones in welded joint with post-weld heat treatment

2.2 對拉伸性能的影響

O態(tài)焊接接頭由于母材處于全軟狀態(tài)而具有良好的塑性，其平均抗拉強度為189 MPa，平均屈服強度為127.3 MPa，平均斷后伸長率為15%。由圖5可知：焊后熱處理接頭，由于焊核區(qū)晶粒異常長大，不同焊接參數(shù)下接頭的抗拉強度比O態(tài)焊接接頭提高了84%～110%，屈服強度提高了100%～120.7%，斷后伸長率降低，僅為O態(tài)焊接接頭的30%～60%；焊前熱處理接頭的抗拉強度比O態(tài)焊接接頭提高了94%～115.8%，屈服強度提高了80.7%～120.7%，斷后伸長率比O態(tài)焊接接頭略有提高。焊前熱處理接頭的抗拉強度以及斷后伸長率都高于焊后熱處理接頭，其中抗拉強度提高約4.8%，斷后伸長率提高了50%，這是因為焊前熱處理接頭焊核區(qū)的晶粒細小，析出相分布均勻。但是焊前熱處理接頭的屈服強度低于焊后熱處理接頭的屈服強度，尤其是在焊接工藝4#下，降低了16.7%。

圖5 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of welded joints prepared by different processes with pre- and post-weld heat treatment:(a) tensile strength; (b) yield strength and (c) percentage elongation after fracture

由圖6可以看出：焊前熱處理接頭斷裂處存在明顯頸縮現(xiàn)象，為韌性斷裂的明顯特征；焊后熱處理接頭的斷裂位置均在焊核區(qū)與熱機影響區(qū)，說明母材區(qū)的抗拉強度高于焊縫，同時斷裂處未發(fā)現(xiàn)明顯頸縮現(xiàn)象，且斷口與拉伸方向呈45°，是脆性斷裂的表現(xiàn)特征。由圖7可以看出：焊前熱處理接頭拉伸斷口中存在大量韌窩,說明斷裂形式為典型的韌性斷裂；焊后熱處理接頭拉伸試樣沿晶界斷裂，發(fā)生典型的晶間斷裂，說明斷裂形式主要為脆性斷裂。

圖6 拉伸試驗后焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的宏觀斷裂形貌Fig.6 Macroscopic fracture morphology of weld joints prepared by different porcesses with pre- (a) and post-weld heat treatment (b)

圖7 焊前和焊后熱處理2#工藝制備得到焊接接頭拉伸斷口微觀形貌Fig.7 Tensile fracture micromorphology of weld joints prepared by 2# process with pre- (a) and post-weld heat treatment (b)

2.3 對彎曲性能的影響

由圖8可知，對焊前熱處理接頭進行三點彎曲時，僅有1#工藝下接頭焊縫表面出現(xiàn)輕微裂紋，其余工藝下接頭中均未出現(xiàn)宏觀裂紋，具有良好的塑性。在三點彎曲過程中，焊前熱處理接頭焊核區(qū)的晶粒細小且致密，原子間結(jié)合力較大，具有較大的裂紋起裂和擴展的阻力。在對焊后熱處理接頭進行三點彎曲時，焊縫金屬發(fā)生明顯變形，且沿著焊核區(qū)中線出現(xiàn)明顯裂紋。焊核區(qū)中異常長大的晶粒影響其內(nèi)部位錯運動的距離和阻力，從而形成位錯塞積而導(dǎo)致應(yīng)力集中，而熱機影響區(qū)中被拉長的較大尺寸晶粒對于裂紋擴展的阻力較小，裂紋擴展更加容易，從而降低了接頭的彎曲強度和塑性變形能力[15]。

圖8 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭三點彎曲試樣的宏觀形貌Fig.8 Macromorphology of three-point bending samples of welded joints prepared by different processes with pre- (a) andpost-weld heat treatment (b)

由圖9可以看出，焊前熱處理接頭的平均最大彎曲角度為76°，而焊后熱處理接頭的平均最大彎曲角度為26.6°，說明焊前熱處理接頭的塑性變形能力優(yōu)于焊后熱處理接頭。

圖9 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的最大彎曲角度Fig.9 Maximum bending angles of welded joints prepared bydifferent processes with pre- and post-weld heat treatment

3 結(jié) 論

(1) 經(jīng)退火+固溶+人工時效的焊前熱處理后，2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)的晶粒呈等軸晶粒狀，平均晶粒尺寸為9.2 μm。經(jīng)相同工藝焊后熱處理后焊接接頭焊核區(qū)發(fā)生了異常晶粒長大現(xiàn)象，平均晶粒尺寸達到0.3 mm。

(2) 焊前與焊后熱處理均能有效提高焊接接頭的抗拉強度，且焊前熱處理接頭的抗拉強度比焊后熱處理接頭高約4.8%。焊前熱處理接頭的斷后伸長率較焊態(tài)接頭相比有所提高，而焊后熱處理接頭的斷后伸長率大幅降低。焊前熱處理接頭具有良好的塑性，拉伸斷裂方式為韌性斷裂，而焊后熱處理接頭的斷裂方式為脆性斷裂。焊后熱處理焊接接頭三點彎曲的最大彎曲角度小于焊前熱處理接頭，塑性變形能力較差。