铝合金厚板静止轴肩搅拌摩擦焊接头组织及性能

杨新岐,元惠新,孙转平,闫新中,赵慧慧

(1 天津大学 材料科学与工程学院，天津 300350；2 上海航天设备制造总厂有限公司，上海 200245)

由于传统搅拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)主要用于对接及搭接的简单接头形式，很难适合于角焊缝结构，英国焊接研究所(TWI)开发出静止轴肩搅拌摩擦焊(stationary shoulder fiction stir welding,SSFSW)技术[1-3]。该技术关键在于搅拌工具轴肩与搅拌针采用分离设计，通过高速旋转搅拌针与母材摩擦产热实现焊接过程，而轴肩主要起限制搅拌区域内塑化金属材料被挤出及保证焊缝表面成形的作用[4-6]。SSFSW可以解决焊缝减薄、组织分布不均匀、焊缝力学性能不均匀等问题，并适合于对接、角焊缝及T型接头形式，有效拓宽了传统FSW应用领域[7-9]。

铝合金板厚是影响FSW工艺的关键因素，已有研究表明对于传统FSW过程，随板厚增加主轴转速将降低，如对8 mm板厚以上适合FSW焊缝成形的转速范围基本在低转速400～700 r/min范围[10-13]。但对于SSFSW过程目前普遍观点认为，由于只有搅拌针摩擦产热所提供的焊接热输入有限，所以对相同条件下铝合金焊接，SSFSW主轴转速应明显高于传统FSW转速，否则由于焊接热输入过低而无法形成无缺陷焊缝。因此，相同板厚下薄板铝合金SSFSW主轴转速应高于传统FSW过程。目前已有文献中有关铝合金SSFSW对接接头的板厚最大为6.3 mm、主轴转速(ω)范围为800～2000 r/min并基本在1000～2000 r/min之间，焊接速率(v)在50～840 mm/min范围内[14-17]。对于板厚8 mm以上高强铝合金SSFSW过程，主轴低转速范围是否适合SSFSW焊缝成形尚需焊接工艺实验证实。

本工作采用自主研制静止轴肩搅拌工具对厚度为8.5 mm的2A14-T4铝合金进行焊接工艺实验，探讨SSFSW对接接头工艺参数与焊缝成形、组织形貌和力学性能之间的相互影响规律，确定优化的焊接工艺参数，为厚板铝合金SSFSW技术的工业化应用提供重要的实验依据。

1 实验材料与方法

采用名义厚度为8.5 mm的2A14-T4铝合金试板(实际板厚9 mm以上)，在室温下进行SSFSW实验。试板规格为300 mm×100 mm×8.5 mm，常温下该材料抗拉强度为425 MPa，断后伸长率为26%。其化学成分如表1所示。

表1 2A14-T4铝合金的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of 2A14-T4 Al alloy (mass fraction/%)

SSFSW搅拌工具材料为H13热作模具钢，搅拌针形状为带螺纹圆锥台状，长度为8.5 mm，根部直径为11 mm，尖端直径为6 mm。采用FSW-RL31-016型搅拌摩擦焊设备完成全部SSFSW实验，焊接工艺参数如表2所示。

表2 SSFSW焊接工艺参数Table 2 SSFSW welding process parameters

为了分析SSFSW焊接接头宏观及微观组织特征，沿垂直于焊缝方向截取金相试样，使用Keller试剂进行腐蚀处理。采用OLYMPUS GX51金相显微镜(OM)和Hatchis-4800扫描电镜(SEM和EBSD)进行金相组织观察。采用HVS-1000硬度计测试距离焊缝上表面分别为0.5,4.25 mm和8 mm处维氏硬度分布，载荷为4.9 N，加载时间为15 s。依据ASTM E8/E8M—2013a标准沿垂直焊缝方向制备焊接接头拉伸试样，焊缝位于试样中心位置，其尺寸如图1所示。采用CSS-44100电子万能试验机完成全部拉伸实验，试样标距为50 mm，加载速率为2 mm/min。

图1 拉伸试样尺寸Fig.1 Tensile specimen dimensions

2 实验结果与分析

2.1 焊缝宏观形貌

图2为2A14-T4铝合金SSFSW焊缝表面宏观形貌，其他焊接工艺下焊缝表面状态如表2所示。实验表明：当焊接参数ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范围内时，可以获得表面成形良好的焊缝，且焊缝表面不存在减薄现象。在给定焊接转速为600 r/min条件下，随着焊接速率增加至140 mm/min时，焊缝表面均产生微小沟槽缺陷。当给定焊接速率为60 mm/min时，转速在500～700 r/min范围内焊缝成形好无表面缺陷，然而随着转速提高至800 r/min时，焊缝表面出现微小沟槽缺陷。当焊接速率增至80 mm/min，转速为800 r/min时整个焊缝表面产生明显沟槽缺陷；当焊接转速继续提高至1000 r/min时，焊缝表面的沟槽缺陷更加严重。

图2 SSFSW对接接头典型表面形貌Fig.2 Surface appearance of SSFSW butt weld

上述表明对于8.5 mm厚板2A14-T4铝合金SSFSW对接接头，只有在ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范围内低转速条件下可获得无表面缺陷且焊缝成形良好的对接接头，厚板铝合金SSFSW工艺并不适合800 r/min以上高转速条件。分析认为，焊接转速是影响焊接热输入的关键因素，在SSFSW对接过程中，静止的轴肩与工件表面贴合，压入量极小，转速越高焊接热输入越大，搅拌针周围材料塑性流动越容易，流动性较强的塑性金属易从轴肩与工件表面溢出形成飞边从而引起焊缝内部缺陷。

图3为不同焊接参数下表面成形光滑的2A14-T4铝合金SSFSW焊缝截面宏观形貌。可以看出，所有焊缝内部均无孔洞、弱连接及未焊透等缺陷。焊核区(nugget zone,NZ)与搅拌针形状相似，呈上宽下窄的碗状，有较好的对称性，有些焊核区具有“洋葱环”组织特征。SSFSW接头没有旋转轴肩的热影响区(heat affected zone,HAZ)，而传统FSW接头存在明显的轴肩热影响区，焊核区沿板厚具有明显不对称分布。由于SSFSW过程中只有搅拌针和母材的摩擦生热，轴肩只是在焊缝表面滑动挤压焊缝成形，并不旋转产生热量，所以接头不同厚度位置受到比较均匀的摩擦热，而且搅拌针的体积较小，所以对接接头的热影响区也就小很多，也不存在轴肩热影响区。

图3 不同焊接参数下SSFSW焊缝截面宏观形貌(a)v=60 mm/min;(b)v=80 mm/min;(c)v=100 mm/min;(d)v=120 mm/min;(1)ω=500 r/min;(2)ω=600 r/minFig.3 Macroscopic morphologies of SSFSW weld section under different welding parameters(a)v=60 mm/min;(b)v=80 mm/min;(c)v=100 mm/min;(d)v=120 mm/min;(1)ω=500 r/min;(2)ω=600 r/min

图4为焊接参数ω=500 r/min，v=140 mm/min条件下焊缝截面宏观形貌。可以看出，焊缝区主要由焊核区(NZ)构成，周围为热力影响区(thermo-mechanically affected zone,TMAZ)及热影响区(HAZ)。由于观察到焊接前进侧和后退侧TMAZ组织差异，可将热力影响区进一步细分为前进侧热力影响区(A-TMAZ)和后退侧热力影响区(R-TMAZ)。通过测量，焊核区上部、中部及底部宽度分别为11.00,9.40 mm和6.45 mm，在厚度方向整体分布比较均匀。TMAZ及HAZ宽度在厚度方向上从上至下逐渐减小，前进侧顶部宽度约为1.86 mm，中部约为1.67 mm，而根部约为1.08 mm，后退侧顶部宽度约为1.62 mm，中部约为1.4 mm，而根部约为1.2 mm。一方面，由于SSFSW焊核区主要是搅拌针经过的区域，周围TMAZ及HAZ尺寸将显著减小，与传统FSW焊缝形状有明显差异。另一方面，由于在厚板SSFSW过程中，焊接热输入主要是由搅拌针和工件相互作用产生的，焊接时工件底部与刚性金属垫板接触，散热情况要比工件表面好很多，因此，焊缝试样顶部受焊接热影响作用更为剧烈，顶部TMAZ及HAZ宽度较大，越靠近底部散热作用越明显，因而TMAZ及HAZ宽度逐渐减小。

图4 SSFSW焊缝截面宏观形貌(ω=500 r/min,v=140 mm/min)Fig.4 Macroscopic morphology of SSFSW weld section (ω=500 r/min,v=140 mm/min)

2.2 焊缝区微观组织

图5为焊缝截面不同区域微观组织EBSD形貌。可以看出,NZ呈现细小等轴晶粒，由两种不同尺寸的晶粒混合而成，如图5(a)所示。前进侧TMAZ(图5(b))在搅拌针旋转和静止轴肩挤压作用下晶粒呈现明显拉长弯曲形态，前进侧NZ和TMAZ分界线十分明显；后退侧TMAZ晶粒也具有拉长弯曲变形现象，但弯曲变形程度低于前进侧。后退侧NZ和TMAZ界限模糊存在过渡区域，如图5(c),(d)所示。该区域接近NZ位置可以观察到拉长弯曲变形晶粒且局部存在晶粒回复再结晶现象，形成拉长弯曲晶粒与再结晶产生的等轴晶混合晶粒组织。图5(e)和图5(f)分别为前进侧与后退侧HAZ微观组织，可以观察到这两个区域内晶粒结构相似均为轧制组织，具有原母材组织特征。

图5 焊缝各区晶粒微观组织(a)NZ；(b)前进侧TMAZ；(c)后退侧TMAZ-1；(d)后退侧TMAZ-2；(e)前进侧HAZ；(f)后退侧HAZFig.5 Grain microstructure of each zone of weld(a)NZ；(b)AS-TMAZ；(c)RS-TMAZ-1；(d)RS-TMAZ-2；(e)AS-HAZ；(f)RS-HAZ

图6为NZ细小等轴晶组织特征。由图6可见：该区域具有深浅相交组织特征，深色区域从前进侧延伸到NZ，而浅色区域从后退侧延伸到NZ，两者在NZ中心附近相互交错形成复杂流动特征，靠近前进侧NZ晶粒比靠近后退侧NZ晶粒更为细小，深浅不同现象是该区域晶粒更为细小所导致，这说明NZ是由两种不同尺寸的细小晶粒组织混合构成。这是由于SSFSW过程中塑性金属在前进侧应变速率更大，晶粒破碎作用更明显，形成了较为细小的晶粒。

图7为不同焊接工艺下前进侧、后退侧及NZ组织特征比较。可以看出，前进侧TMAZ晶粒具有产生明显拉伸弯曲变形流动趋势，越接近NZ弯曲流动变形越显著。当焊接转速为500 r/min时，该区域流动弯曲较平缓，而当焊接转速为600 r/min时，临近NZ部分的前进侧TMAZ区域流动弯曲变形更为剧烈。当焊接速率从60 mm/min增加到120 mm/min时，焊核边缘的流动弯曲变形更严重，远离NZ时流动变形趋于沿板平面水平方向，越接近焊核边缘晶粒拉伸弯曲变形越严重。这说明高速旋转搅拌针摩擦作用范围很有限(<0.5 μm)，稍微远离搅拌针边缘后晶粒尺寸并没有明显减小，摩擦热作用也没有使得该区域晶粒明显长大，只是呈现出明显弯曲变形特征。

通过对比不同焊接参数下焊缝后退侧组织可得，后退侧TMAZ晶粒是从NZ细小晶粒逐渐过渡到尺寸较大的热影响区及母材组织，在一定区域内具有逐渐变化的晶粒尺寸，虽有弯曲变形流动特征但并不显著。在焊核边缘基本没有明显流动弯曲变形，远离NZ的区域可以观察到流动弯曲变形特征；此外，后退侧TMAZ晶粒在焊接热作用下明显长大。这表明前进侧和后退侧TMAZ具有明显不同的晶粒织构特征。

通过不同焊接参数下NZ微观组织对比可以看出，不同焊接工艺下NZ均由深浅相交细小等轴晶构成，两区域在NZ中心附近相互交错具有复杂流动特征。分别对深浅区域的交接边进行局部观察，发现均为细小等轴晶粒特征，但深色区域晶粒尺寸稍小，近似为1.8～2.4 μm，而浅色区域约为2.4～2.6 μm。这说明NZ具有细化混合等轴晶组织特征，是厚板2A14-T4铝合金SSFSW接头在NZ观察到的一种新组织特征。由于沿板厚方向焊接热输入的不同，厚板铝合金NZ上下区域的晶粒尺寸也存在差异，焊缝根部晶粒更为细小、而焊缝表面晶粒稍大。由于细化等轴晶粒差异较小，虽会引起局部性能微小波动，但这种混合细小等轴晶粒组织对NZ宏观力学性能影响不大。

图8为SSFW焊缝各区第二相分布特征，通过对比TMAZ,HAZ,NZ和母材第二相特征发现，NZ强化相分布密度较母材明显下降，并且块状强化相消失，这表明NZ强化相在SSFSW过程中发生了溶解并重新析出，NZ焊接热输入最高，焊接工具搅拌作用剧烈，这些因素促使原始第二相向基体溶解。TMAZ和HAZ交界处分布的块状第二相尺寸较大并呈现聚集分布特点，这表明此区域第二相发生了粗化，分析认为，TMAZ与HAZ区域在SSFSW过程中峰值温度较低，不足以发生强化相溶解过程，此区域强化相仅仅因为焊接热作用经历了聚集粗化的过程。

图8 SSFW焊缝各区第二相分布(a)NZ;(b)TMAZ,HAZ;(c)母材Fig.8 Distribution of second phase in different zones of SSFW weld(a)NZ;(b)TMAZ,HAZ;(c)base metal

2.3 接头力学性能

图9为ω=500 r/min，v=140 mm/min下2A14-T4铝合金SSFSW对接接头硬度分布特征。可以看出，所有接头在HAZ和TMAZ处都出现明显软化现象，其显微硬度分布都呈现出“W”形状，两侧母材的硬度值最高，约为110～125HV。随着到NZ距离的减小，硬度值逐渐减小，直至HAZ和TMAZ交界区达到整个焊缝区的软化区，其最低硬度值约为80～90HV，近似为母材硬度的72%。前进侧和后退侧TMAZ硬度没有明显差异，而NZ硬度明显提高，其顶部、中部及底部硬度分别达到母材的94.5%,82.25%和80.0%，造成SSFSW焊缝NZ厚度方向硬度差异的原因是强化相分布不同。图10为NZ顶部、中部以及底部的强化相分布特征，通过观察可得，NZ中部和底部强化相分布特征较为接近，然而，NZ顶部分布着较多的弥散强化相，这是导致NZ顶部硬度较高的原因。分析认为，SSFSW过程中焊缝顶部在搅拌针和轴肩滑动摩擦作用下产生的热量相对较高，并且不易散失，因此，焊核顶部峰值温度较高，高温停留时间长，该区域强化相析出程度较高，表现为硬度较高。

图9 SSFSW接头硬度分布曲线Fig.9 Hardness distribution curves of the SSFSW joint

图10 NZ第二相分布(a)顶部;(b)中部;(c)底部Fig.10 Distributions of second phase in NZ(a)top;(b)medium;(c)bottom

SSFSW焊缝区显微硬度的变化反映出焊接接头抗拉强度分布不均匀性，焊缝软化区硬度近似为母材的70%，抗拉强度约为母材的70%，NZ硬度近似为母材80%～90%，可见NZ细晶强化作用使得NZ抗拉强度显著提高，这表明SSFSW焊接接头中TMAZ和HAZ交界处软化区是导致接头整体拉伸性能下降的根本因素。分析认为，由图8可得，NZ和母材均有较高程度的弥散相分布特征，然而TMAZ和HAZ交界处细小弥散相发生聚集粗化，这是造成该区域软化的直接原因。

图11为给定主轴转速ω=500 r/min、焊接速率v=60～140 mm/min时2A14-T4铝合金SSFSW对接接头硬度分布规律。通过观察焊缝NZ硬度分布情况发现，SSFSW焊缝NZ上部的硬度值随着焊接速率的变化分散性较大，而NZ中部和下部硬度的分散性相对较小，结合图10分析可得，焊核区上部分布着不均匀且尺寸不同的块状析出相，而中部和底部第二相分布较为均匀，因此，NZ顶部分散性较大。此外，通过观察焊缝TMAZ和HAZ硬度发现，不同焊接速率下TMAZ和HAZ交界处硬度值随着焊接速率的增加而增大，分析认为，这是由于焊接热输入随着焊接速率提高而减少，该区域峰值温度下降，高温停留时间缩短，因此该区域强化相粗化程度减弱，表现为硬度增高。由此可见，增加焊接速率会引起SSFSW摩擦热输入减少，焊缝软化程度降低，这将有利于焊缝区局部力学性能的提高。

图11 ω=500 r/min,v=60～140 mm/min时焊缝硬度分布(a)顶部；(b)中部；(c)底部Fig.11 Hardness distributions of weld at ω=500 r/min,v=60-140 mm/min(a)top;(b)medium;(c)bottom

图12为焊接转速恒定时焊接速率对SSFSW对接接头抗拉强度与伸长率的影响趋势。可以看出，在相同转速下随着焊接速率增加，SSFSW接头抗拉强度和伸长率总体呈增加趋势。这是由于随着焊接速率增加，焊接热输入降低，焊缝各区域峰值温度降低，高温停留时间缩短，这减弱了SSFSW过程中焊缝TMAZ和HAZ交界处强化相的粗化程度，从而降低了焊缝薄弱位置的软化程度，因此焊缝力学性能提高。在ω=500 r/min，v=140 mm/min时，接头抗拉强度最大为380 MPa，达到母材的88%；在ω=500 r/min，v=120 mm/min时，接头伸长率最大为15%；在ω=600 r/min，v=60 mm/min时，接头抗拉强度和伸长率均处于最低值，抗拉强度为母材的80%，断后伸长率为12%。这表明SSFSW焊接过程中热输入(ω/v)是影响对接接头拉伸性能的主要因素，在较低的主轴转速与较高的焊接速率条件下，摩擦焊过程中热输入较低(ω/v较小)，因此，接头拉伸性能较好(ω=500 r/min，v=140 mm/min焊接参数条件下)，相反，在主轴转速较高与焊接速率较低时，摩擦焊过程热输入较大(ω/v较大)，从而导致接头抗拉强度较低(ω=600 r/min，v=60 mm/min焊接参数条件下)。由此可见：在8.5 mm厚板2A14-T4铝合金SSFSW过程中，采用较低的焊接转速(ω=400～600 r/min)可以获得无缺陷、成形良好且拉伸性能优异的焊接接头，接头强度系数在80%～88%之间。

图12 接头拉伸测试结果 (a)ω=500 r/min;(b)ω=600 r/minFig.12 Tensile test results of welded joint (a)ω=500 r/min;(b)ω=600 r/min

2.4 断裂模式分析

图13为不同焊接工艺下SSFSW接头拉伸试样断裂后焊缝截面宏观形貌。可以看出，断裂位置均位于焊缝后退侧TMAZ和HAZ交界处，宏观断口表面与拉伸方向近似成45°角，具有剪切变形特征。如前所述，在前进侧NZ与TMAZ具有明显分界区，从组织特征看局部力学性能应具有较大波动；但实际上这种分界区并不是SSFSW接头的最薄弱区域。后退侧TMAZ和HAZ虽然具有逐渐过渡组织特征，推测该区域力学性能也呈渐变趋势，然而，结合图8强化相分布特征分析认为，这种渐变组织中存在不均匀分布的粗大第二相，这导致TMAZ和HAZ交界处力学性能相比于NZ和母材两个区域较差，因此应是SSFSW接头中最薄弱区域。

图13 典型断裂试样宏观形貌(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/minFig.13 Macroscopic morphologies of typical fracture specimens(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/min

图14为不同焊接工艺下SSFSW接头拉伸试样断裂表面微观形貌。可以看出，断裂表面具有明显塑性剪切变形特征，尺寸大而深的韧窝边缘分布着尺寸小而浅的韧窝；局部区域存在大量塑性撕裂和剪切棱，在深韧窝底部可观察到第二相颗粒。在ω=500 r/min，v=60 mm/min时小尺寸韧窝相对较多、塑性撕裂变形比较平缓；随着焊接速率与焊接转速的增加，塑性撕裂变形明显严重，大而深的韧窝数量明显增加。断口观察表明：发生在SSFSW接头后退侧TMAZ与HAZ逐渐过渡组织区域的断裂过程具有明显韧断特征。

图14 拉伸试样断口SEM图(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/minFig.14 Fracture SEM images of tensile specimens(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/min

3 结论

(1)在厚板2A14-T4铝合金SSFSW焊接过程中，当焊接工艺参数ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范围内均可获得焊缝表面光滑、几乎没有飞边且减薄量很小的成形焊缝。当转速≥800 r/min时，焊缝表面会出现起皮和沟槽型缺陷。

(2)SSFSW接头焊核区由两种不同尺寸细小等轴晶构成，前进侧焊核晶粒比靠近后退侧晶粒更加细小。前进侧TMAZ晶粒发生严重弯曲变形，导致前进侧TMAZ和焊核区具有明显分界区，而后退侧TMAZ和焊核区之间为逐渐过渡组织特征；HAZ与母材晶粒组织相似。

(3) SSFSW接头硬度具有明显不均匀性；母材平均硬度值为120HV左右，TMAZ与HAZ交界处硬度最低为母材硬度72%。此区域强化相的粗化是发生软化的直接原因。

(4)焊接热输入越小(ω/v越小)，焊接接头抗拉强度越高。接头强度系数在ω=500 r/min，v=140 mm/min时最大，达到母材的88%；接头伸长率在ω=500 r/min，v=120 mm/min时最大，达到母材的15%。后退侧TMAZ和HAZ交界处是厚板SSFSW接头的最薄弱区域。