异种高强铝合金间搅拌摩擦焊接头组织与性能研究

王凡，房湛，徐琛，尹玉环，陈科

异种高强铝合金间搅拌摩擦焊接头组织与性能研究

王凡1，2，房湛1，2，徐琛1，2，尹玉环3，陈科1，2

(1.上海交通大学材料科学与工程学院，上海200240;2.上海交通大学上海市高温材料精密成形重点实验室，上海200240; 3.上海航天设备制造总厂，上海200245)

通过搅拌摩擦焊接技术成功连接了两种应用于航天工业的铝合金2195-T8和2219-T87。实验中固定焊接转速，研究了焊缝组织和力学性能随焊接走速的变化关系，发现焊核区上部异种材料间有明显界面，且该界面形貌受焊接走速影响剧烈。同时在焊接速度较高时，发现一种新的搅拌摩擦焊接接头的断裂模式。此种断裂模式与焊核区上部形成的异种材料间界面形貌和冶金结合强度有关。本文探讨了其产生原因及其对接头力学性能的影响。

搅拌摩擦焊;异种材料;铝锂合金;组织结构;力学性能

高强铝合金是航空航天工业中应用最为广泛的结构材料。Li是最轻的金属元素，每加入1%的Li，可使铝合金的密度减小3%，弹性模量提高6%。以2195为代表的铝锂合金具有低密度、高比强度、高比刚度，优良的低温性能等诸多优点，正被越来越多的应用在航空航天工业当中。然而铝锂合金焊接性能较差，成本高昂，断裂韧性较差，延展性和疲劳抗性不足，难以单独作为航天器结构件材料使用。2219作为传统的铝铜合金材料，在航天领域已经取得成熟而广泛的应用。如何将这两种不同的铝合金材料有效连接成为航天工业发展中一个亟待解决的问题。

搅拌摩擦焊(FSW)是1991年英国焊接研究所(TWI)发明的一种固相焊接技术，兼具了焊缝接头强度高，焊接稳定不易形成缺陷，无污染能耗小等诸多优点，被认为是铝合金连接有效的解决方案［1］。已有的研究表明，FSW可以很好实现2219同种材料之间和2195同种材料之间的连接［2～6］，但是对于这两种材料之间的FSW研究还比较少，并且之前的研究主要集中在厚板焊接［7］，对这两种材料的异种薄板FSW鲜有报道。刘会杰课题组对O态和T6态的2219同种材料搅拌摩擦焊做了详细的研究。研究发现当焊核内无缺陷时，样品在拉伸过程中断裂在焊缝横截面硬度最低的位置，该位置强化相的溶解与粗化现象最为显著［2，3］。类似的现象在其他同种或异种材料搅拌摩擦焊实验中也都有所发现［8，9］。

本研究选取了2219-T87和2195-T8铝合金，分析了焊缝接头焊核区的特征和不同焊接参数对FSW接头的微观组织形貌、拉伸性能、断裂位置的影响。实验中发现，当焊接走速较低时，断裂容易发生在横截面硬度较低的位置，而当焊接走速升高后，断裂会发生在焊核内不同材料的界面处，该位置并非横截面硬度最低区域，这是不同于以往实验研究发现的整个焊接接头中的另一个薄弱位置。

1 实验材料及方法

本实验中所用的母材为轧制的2195-T8和2219-T87铝合金板材。2195-T8板材厚2mm，2219-T87板材从6mm单面铣薄至2mm厚。母材力学性能如表1所示。

实验中采用的搅拌头轴肩直径8mm，搅拌针采用了三截面设计以加强材料流动，针长1.7mm，针顶部圆直径2.8mm，底部圆直径3.3mm。实验中选取2219-T87作为前进侧材料，为了研究焊缝各项性能随焊接走速变化的演化关系，固定焊接转速为1000r/min。各焊接样品实验参数如表2所示，焊接方向始终与两种母材的轧制方向平行。

表1 2195-T8与2219-T87母材力学性能Table 1 Mechanical properties of2195-T8 and 2219-T87 base metals

表2 实验各样品焊接工艺参数Table 2 Welding parameters of each specimen

实验中拉伸试样和金相试样取自焊缝中部稳定部分。拉伸试样依据ASTM E8/E8M-09小型尺寸试样标准，沿垂直焊缝方向选取，拉伸速率为1mm/ min。金相试样抛光后采用Keller试剂(190mL H2O+3mL HCl+5mL HNO3+2mL HF)进行腐蚀，腐蚀时间约为10s。

2 结果与分析

2.1焊缝横截面组织

图1a为A2样品金相照片，这是典型的焊后焊缝横截面微观组织。从中可以看出两种不同母材被很好地焊接在一起，焊缝中央没有明显缺陷。

依照不同区域经历的机械影响和热输入量的不同，焊缝横截面可以被划分为母材(BM)，热影响区(HAZ)，热机影响区(TMAZ)和焊核区(NZ)四个不同的区域。在本实验中，焊核区呈现出盆状形貌。图1b是前进侧NZ/TMAZ边界处，可以看出两区域分界明显，晶粒度变化剧烈。图1d是后退侧NZ/ TMAZ边界处，晶粒度和晶粒的变形程度呈现出逐渐变化的趋势。这与材料在前进侧和后退侧经历的不同机械作用有关，由于受到搅拌头行进和旋转同方向的作用，焊接过程中前进侧材料经受的剪切力更大，变形更加剧烈。

图1 (a)A2-2219AS1000*200焊缝组织;(b)前进侧焊核区边界;(c)焊核区靠近后退侧区域(II区);(d)后退侧焊核区边界Fig.1(a)metallographic analysis of A2 cross-section;(b)nugget boundary to AS side; (c)nugget zone near RS side(Region II);(d)nugget boundary to RS side

此外可以观察到，在焊核区内部，材料又可以明显划分为三个区域。I区位于焊核区上部，靠近前进侧(AS)的2219母材，该区域主要由原始的2219母材受搅拌轴肩影响经过完全动态再结晶后形成; II区靠近后退侧(RS)，2195母材在焊接过程中受轴肩带动进入焊核区内，靠近轴肩的材料再结晶较为充分，而焊核区中间高度处的材料部分保留了原始母材的较大晶粒，经历了不完全的动态再结晶过程，如图1c所示;III区位于焊核区底部，材料流动主要受搅拌针的影响，形成了通常所说的“洋葱环”区域，这一区域内的材料同样经历了完全动态再结晶过程。在其他焊接条件下，焊缝横截面同样可以划分出以上的不同区域。相对于厚板焊接而言，薄板焊接中轴肩的影响加大，类似的焊缝横截面微观形貌在其他薄板异种材料搅拌摩擦焊实验中也有所发现［10，11］。焊核区内部材料明显分界是异种材料薄板焊接中的一个显著特征。

对比不同焊接参数条件下的焊缝微观组织，如图2所示，可以观察到在焊接走速较低时，焊核区上部形成了明显的“之”字形结构，而当焊接走速上升后，I区和II区的交错程度减小，形成了较为竖直的界面，且界面更加靠近焊缝中央。这是由于焊接走速较低时，焊核区上部受搅拌轴肩的剪切力影响较大，后退侧材料受轴肩的带动作用明显。在焊接走速升高后，这种轴肩对材料流动的带动作用减小，后退侧材料的流动减弱。

图2 不同焊接参数样品的焊缝微观组织Fig.2 Metallographic analysis with different parameters

2.2焊缝横截面硬度分布

实验中对A3样品焊缝横截面不同高度处进行了显微硬度测试，实验结果如图3所示。由于经过FSW后焊缝有明显减薄，故选取了距焊缝底部0.3mm(Bottom)，0.9mm(Middle)和1.5mm (Top)处进行硬度测试，代表焊缝不同高度处的硬度分布情况。

从图中可以看出，硬度最高的区域在2195母材一侧。在未进入焊核区时，两种母材的硬度已经有了大幅下降。这是因为FSW是机械影响与热输入综合作用的过程，在焊核区以外，材料主要受到热输入量的影响，焊接时温度的升高使得母材中原有的具有强化作用的析出相发生溶解或粗化，导致局部区域材料的硬度有了显著减小［12，13］。

图3 A3样品焊缝横截面不同高度处硬度分布Fig.3 Hardness distribution of A3 at different height

从两侧进入焊核区后，不同高度处的材料硬度都有了小幅度提高，这可能与焊核内部的晶粒细化和沉淀相的重新析出有关。焊核内靠近后退侧的区域较靠近前进侧的区域硬度稍高，这可能是因为2195母材强度高于2219母材，故焊核内右侧材料硬度稍高。此外，由于砧板使焊缝底部材料冷却速率增加，不利于该区域强化相的重新析出，使得焊核区顶部硬度较底部更高［14］。

2.3焊缝拉伸测试性能

图4是不同参数样品进行拉伸测试的实验结果。结果表明，随焊接走速上升，焊缝的抗拉强度(UTS)呈现出先上升后下降的趋势。在焊接走速为200mm/min时，焊缝的抗拉强度达到了最大，为382MPa，是2219-T87母材强度的79%。同时，焊缝的屈服强度(YS)在焊接走速从100mm/min上升到200mm/min时显著提高，而在200mm/min和400mm/min走速下变化不明显。

图5是各参数样品拉伸断裂后的金相图。当焊接走速为100mm/min时，焊缝断裂在2219一侧NZ/TMAZ边界上，而当焊接走速为200mm/min和400mm/min时，断裂发生在焊核区内部，部分断裂路径明显沿异种材料界面扩展，形成锯齿状形貌。结合拉伸测试结果可知，2219一侧NZ/TMAZ边界是低走速样品焊缝最薄弱之处，走速提高后，这一区域得到了强化，整个样品的抗拉强度上升，并且焊缝最薄弱区域转移到了焊核内部，断裂位置发生变化。这是因为沉淀强化是两种铝合金材料重要的强化方式，而FSW是机械影响与热输入共同作用的过程，当焊接转速不变时，在低走速下焊缝经历了较大热输入，焊接温度较高，2219一侧NZ/TMAZ边界原有的析出相发生粗化或溶解，减弱了析出相的强化作用。当焊接走速提高后，热输入量减小，焊接温度降低，析出相的强化作用得到了更大的保留，提高了局部区域的强度，同时这一区域的强化也提高了整个焊缝的抗形变能力，这一点也可以从焊缝的屈服强度变化中得到印证。

图4 各参数样品拉伸测试结果Fig.4 Tensile test results with different parameters

图5 不同焊接参数样品拉伸断裂金相图Fig.5 Fracture metallographic analysis with different parameters

在A2和A3样品中，断裂位置有很大一部分与焊核区内I区II区边界重合，这表明在焊核内部，两不同区域的界面是整个焊缝的另一个相对薄弱区域。A3样品的硬度分布显示，其硬度最低的地方位于2219侧NZ/TMAZ边界处呈45度分布，这一位置正是A1样品的断裂处。但是A3样品断裂在焊缝中央，该位置并非焊缝硬度最低处，说明随着焊接走速上升，整个焊缝的抗拉强度主要受焊核内部I区和II区不同材料界面间连接强弱的影响。在拉伸过程中，材料最软处首先发生塑性变形并随变形不断得到强化，在A1样品中，2219一侧NZ/TMAZ边界处抗拉强度较低，故样品断裂在该位置;当焊接走速升高后，虽然这一区域仍然是整个焊缝最软处，但随着拉伸的进行，其强度不断提高，并超过焊核内界面强度，导致虽然2219一侧NZ/TMAZ边界处硬度最低，但断裂发生在焊核内部。A1和A3样品的拉伸曲线图同样可以说明这一点，如图6所示。A1样品在达到极限抗拉强度后，经过了颈缩过程才发生断裂，而A3样品断裂在焊核内界面处，拉伸达到极限抗拉强度时即发生断裂，并没有颈缩的过程，这是因为此时焊缝的抗拉强度主要受焊核内界面影响，而焊核内沿界面的断裂为脆性断裂，整个焊缝并不会产生颈缩过程。拉伸曲线的差异也是不同走速下样品拉伸过程中的一个显著区别。

图6 A1与A3样品拉伸测试曲线Fig.6 Tensile curves of A1 and A3

由以上分析可知，2219侧NZ/TMAZ边界和焊核内部材料界面是焊缝的两个薄弱区域，两区域强度的相对高低决定了整个焊缝的抗拉强度、拉伸曲线和断裂位置。可以推测，随着焊接走速上升，焊核区内不同材料交互程度减弱，同时高走速下较低的焊接温度和较弱的局部机械作用导致异种材料间原子更难以紧密键合，使得焊核内界面强度在高走速下有所下降;而2219一侧NZ/TMAZ边界的强度随焊接走速上升而升高，从而导致了焊缝抗拉强度随焊接走速先升高后下降的趋势，也使得不同参数焊缝的断裂位置产生差异。

3 结论

(1)搅拌摩擦焊技术可以实现2219-T87和2195-T8异种材料之间的有效连接，焊缝质量良好，无明显缺陷，接头的最大抗拉强度可达2219-T87母材的79%;

(2)焊核区上部两种不同材料并没有很好的混合，可以发现异种材料间明显的界面，并且走速较低时，该界面呈现之字形结构，走速升高后，该界面较为垂直;

(3)在低走速下形成的焊缝在拉伸过程中容易断裂在2219一侧NZ/TMAZ边界处，而在高走速下形成的焊缝断裂在焊核内部不同材料界面处，该区域并非焊缝横截面硬度最低的位置，其薄弱原因可能是在高走速下界面形貌更加竖直，且焊接温度的降低和局部机械作用的减小使得异种材料间原子未能完全相互键合;

(4)当焊核区内异种材料界面成为焊缝的薄弱点时(高走速下形成的焊缝)，焊缝在拉伸过程中不再经历颈缩过程，在达到抗拉强度时即发生断裂，部分断裂路径沿异种材料界面扩展，形成锯齿状形貌。

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Microstructure and Mechanical Properties of FSW Joints between Dissimilar High-strength Aluminum Alloys

WANG Fan1，2，FANG Zhan1，2，XU Chen1，2，YIN Yu-huan3，CHEN Ke1，2
(1.School of Materials Science and Engineering，Shanghai Jiao Tong University，Shanghai200240，China;2.Shanghai Key Laboratory for High Temperature Materials and Precision Forming，Shanghai Jiao Tong University，Shanghai 200240，China;3.Shanghai Aerospace Equipment Manufacturer，Shanghai 200245，China)

2195-T8 and 2219-T87，the two widely used high-strength aluminum alloys in aerospace industry，were successfully joined together by friction stir welding(FSW).The variation of microstructure and mechanical properties with different travel speeds was studied at a fixed toolrotation speed.Distinctinterface was observed at the top partofweld nugget，and the morphology ofthis interface was influenced significantly by travel speed.Meanwhile，a new fracture mode of FSW joint was discovered at high travel speed.The fracture mode is related to the morphology and metallurgicalbonding strength ofthe interface between dissimilar materials atthe top part of weld nugget.The cause for this fracture mode and its effect on mechanical properties of the joints were investigated.

friction stir welding;dissimilar materials;Al-Li alloy;microstructure;mechanical property

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.1.006

TG146.2+1，TG453+.9

A

1005-5053(2015)01-0033-06

2014-07-17;

2014-09-01

上海航天技术研究院-上海交大航天先进技术联合研究中心资助项目(USCAST2012-12)

陈科(1983—)，男，博士，讲师，主要从事搅拌摩擦焊接加工及金属材料微观组织结构调控，(E-mail)chenke83@sjtu.edu.cn。