Study on microstructure and properties of friction plug welding joint for 2060-T8 aluminum alloy

2060-T8铝锂合金顶锻式摩擦塞补焊接头组织性能研究 Study on microstructure and properties of friction plug welding joint for 2060-T8 aluminum alloy 1 first-author 高彦军（1980—），男，硕士，高级工程师，主要从事运载火箭储箱、先进装配及焊接技术的研究。E-mail：shaoz@tju.edu.cn。 高彦军（1980—），男，硕士，高级工程师，主要从事运载火箭储箱、先进装配及焊接技术的研究。E-mail：shaoz@tju.edu.cn。 shaoz@tju.edu.cn 1 1 2 2 首都航天机械有限公司,北京 100076 首都航天机械有限公司,北京 100076 Capital Aerospace Machinery Co., Ltd., Beijing 100076, China Capital Aerospace Machinery Co., Ltd., Beijing 100076, China 天津大学 材料科学与工程学院,天津 300350 天津大学 材料科学与工程学院,天津 300350 School of Materials Science and Engineering, Tianjin University, Tianjin 300350, China School of Materials Science and Engineering, Tianjin University, Tianjin 300350, China 采用不同焊接压力对2060-T8铝锂合金进行了顶锻式摩擦塞补焊试验研究，分析了接头微观组织特征，第二相分布规律以及力学性能。结果表明：增大焊接压力可有效消除接头未焊合及孔洞缺陷。接头热影响区晶粒尺寸增大，热机械影响区及塞棒热机械影响区晶粒发生明显塑性变形，母材与塞棒之间产生了细小的等轴晶组织。接头不同区域较母材均发生软化，硬度最低值出现在塞棒热机械影响区，约为90 HV。当焊接压力为30 kN时，接头抗拉强度最高，达到378.9 MPa，断后伸长率为5.9%，接头系数为0.746。接头断裂方式为韧性断裂。 In this work, friction plug welding of 2060-T8 Al-Li alloy was carried out with different welding force. The microstructure characteristics, second phase distribution and mechanical properties of the joints were analyzed. The results show: increasing welding force can effectively eliminate the lack of bonding defect and the hole defect. The grain size in heat affected zone increases, and severe plastic deformation occurs in thermo-mechanical affected zone and plug thermo-mechanical affected zone. Fine equiaxed crystal structures are formed between base material and plug. Compared with base material, different regions of the joint soften and the lowest hardness value is about 90 HV, which is in thermo-mechanical affected zone. When the welding force is 30 kN, the tensile strength and the elongation of the joint can reach 378.9 MPa and 5.9% respectively. And the joint coefficient is 0.746. The fracture mode of the joint is ductile fracture. 顶锻式摩擦塞补焊 2060-T8铝锂合金 微观组织 力学性能 Friction plug welding 2060-T8 Al-Li alloy microstructure mechanical properties 前言 1 2060-T8铝锂合金作为第三代铝锂合金中的典型代表，具有高比强度、高比刚度、抗腐蚀性能良好等优点，目前多用于飞机蒙皮、壁板等结构 ［ 1 1 - 4 4 1-4 ］ 。搅拌摩擦焊接（Friction stir welding，FSW）可以实现对2060-T8铝锂合金的高质量连接 ［ 5 5 ］ 。但FSW焊接结束时会在焊缝末端留下匙孔，采用传统熔焊方法进行补焊易导致焊缝区域产生气孔、裂纹等缺陷 ［ 6 6 - 8 8 6-8 ］ 。摩擦塞补焊（Friction plug welding，FPW）是英国焊接研究所于1995年发明的一种固相补焊技术，其原理为：可消耗性的塞棒在主轴的带动下相对塞孔做高速旋转运动，并沿塞棒轴线方向进给，塞棒与塞孔之间的界面在热力耦合作用下迅速达到热塑性状态；当塞棒达到一定进给量时，主轴紧急制动，同时维持一定顶锻压力直至焊接结束。该技术具有焊后残余应力小、焊接缺陷少、接头质量高等优点，是用于匙孔修补和其他焊接缺陷修复的理想方法 ［ 9 9 - 10 10 9-10 ］ 。根据焊接机构与背部支撑的相对位置不同，摩擦塞补焊可分为顶锻式摩擦塞补焊与拉拔式摩擦塞补焊。其中拉拔式摩擦塞补焊的焊接机构与背部支撑位于试板的同侧，而顶锻式摩擦塞补焊的焊接机构与背部支撑位于试板的两侧。国内外学者对于不同材料的顶锻式摩擦塞补焊工艺及接头组织性能进行了研究。洛克希德·马丁公司和马歇尔飞行中心率先将顶锻式摩擦塞补焊技术应用于2219和2195高强铝合金航天贮箱的修补工作，获得了低缺陷率和高强度的修补焊缝 ［ 11 11 ］ 。Beamish K等人对10 mm厚6082-T6铝合金的顶锻式摩擦塞补焊工艺进行了研究，探究了不同焊接参数对接头性能的影响规律，获得了合理的工艺窗口 ［ 12 12 ］ 。孙转平等人对带有FSW焊缝的2219-T87铝合金进行了顶锻式摩擦塞补焊实验，对焊接接头的微观组织、常温及低温拉伸性能和拉伸断口特征进行了研究 ［13］ 。杜波等人实现了2A14-T6和2219-T87异种铝合金顶锻式摩擦塞补焊工艺过程，接头抗拉强度最高达到312 MPa，为母材的68.6%，并分析了拉伸过程中裂纹的起裂和扩展过程 ［14］ 。张忠科等人对6082铝合金顶锻式摩擦塞补焊过程中的温度场进行了测定，并探究了焊接过程中接头附近第二相分布特征 ［15］ 。而关于2060-T8铝锂合金顶锻式摩擦塞补焊研究尚未见报道。 本文采用3 mm厚2060-T8板材，2195-T8塞棒进行顶锻式摩擦塞补焊工艺试验，分析了焊接压力对接头成形及界面结合情况的影响，并对接头附近材料流动行为、微观组织、第二相分布以及力学性能进行了研究，为2060-T8铝锂合金顶锻式摩擦塞补焊技术的应用提供了一定参考。 试验材料及方法 1 母材选用2060-T8铝锂合金，外形尺寸80 mm×30 mm×3 mm，实测抗拉强度为508 MPa，断后伸长率为11.7%；塞棒选用2195-T8铝锂合金，实测抗拉强度为525 MPa，断后伸长率为8.9%。两种材料化学成分如 表1 表1 所示。 材料 Li Si Fe Cu Mg Zr Ag Al 2060-T8 0.72 0.03 0.10 3.70 0.72 0.12 0.34 Bal 2195-T8 0.88 0.04 0.16 4.03 0.40 0.13 0.28 Bal 试验前需在母材上加工出塞孔，塞孔、塞棒与背部垫板几何尺寸及接头装配关系如 图1 图1 所示。顶锻式摩擦塞补焊工艺试验采用天津大学自主研发的摩擦塞焊设备完成。试验所采用焊接工艺参数如 表2 表2 所示，主轴转速统一设定为7 000 r/min，进给量为6 mm，顶锻时间为4 s。为探究焊接压力对接头成形质量的影响，试验采用三个焊接压力，分别为20 kN、25 kN、30 kN；为避免焊接压力过渡至顶锻压力时压力的突变对界面生长造成不利影响顶锻压力设置为等于对应焊接压力，接头记为1#、2#、3#接头。 1;2;3; 编号 主轴转速 ω /r·min -1 进给量 /mm 焊接压力 F /kN 顶锻压力 F /kN 顶锻时间 t /s 1# 3 7 000 3 6 20 20 3 4 2# 25 25 3# 30 30 焊接完成后，去除塞棒多余部分，利用线切割将接头沿对称面剖开。将接头截面打磨抛光后，利用Keller试剂（2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO 3 +190 mL H 2 O）蚀刻10 s，并在蔡司Smartzoom5型超景深显微镜以及OLYMPUS GX51型光学金相显微镜上观察焊缝宏观成形和缺陷特征。利用JSM-7800F超高分辨热场发射扫描电镜下观察接头不同区域的第二相分布特征。使用华银 432SVD维氏硬度计进行接头截面显微硬度测试，加载载荷1 000 g，保载时间为10 s，测量点间距为0.5 mm。根据GB/T 228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》在MTS-E45电液伺服万能试验机上进行拉伸试验；为体现出塞补焊缝与母材在拉伸过程中的协同变形作用，拉伸试样并未采用标准试样，其具体尺寸如 图2 图2 所示。 结果及讨论 1 接头宏观成形及缺陷 2 图3 图3 为1#~3#接头截面的宏观形貌。从图中可以看出，顶锻式摩擦塞补焊接头整体呈上宽下窄，塞棒附近母材流动较为充分，在接头上下部均形成了均匀飞边。此外接头不同区域组织差异较为明显，且不同焊接压力下得到的接头宏观形貌及成形质量略有差别。其中如 图3 图3 a所示，1#接头母材与塞棒结合界面可观察到明显未焊合缺陷（红色虚线框内），且缺陷由接头上部贯穿至接头下部。当焊接压力提升至25 kN时，2#接头成形质量明显改善，未焊合缺陷只出现在接头上部，缺陷尺寸明显减小。进一步提升焊接压力至30 kN时，3#接头成形质量最为良好，未焊合缺陷完全消失。 如 图4 图4 所示，使用光学显微镜进一步观察1#~3#接头结合界面可发现，结合界面处存在大量细小的等轴晶组织。当焊接压力为15 kN时，等轴晶组织内部存在一定的孔洞缺陷，导致母材与塞棒未形成有效的连接；随焊接压力的增大，孔洞缺陷尺寸减小进而消失。焊接压力是塞棒与母材实现有效摩擦的重要保障，也是焊接热输入的重要来源 ［16-17］ 。焊接压力较小会导致界面摩擦产热速率降低，材料流动不充分，塑性材料无法有效填充接头，进而导致未焊合缺陷；同时焊接压力的提升也可促进界面处再结晶组织的产生，使塞棒与母材形成高质量的冶金结合。 接头附近材料流动行为及微观组织特征 2 3#接头材料流动方向及接头不同区域微观组织分区如 图5 图5 所示。由 图5 图5 a可知，母材侧金属主要体现为沿塞棒外形轮廓向上以及向下流动。当塞棒与母材接触时，母材上部受到塞棒的旋转挤压作用，迅速软化并沿塞棒向上流动形成飞边。随着塞棒的进给量逐渐增大，母材下部材料受到塞棒及背部垫板限制，随塞棒一起向下流动，填充接头形成焊缝。塞棒下部材料由于率先接触母材，温度上升最快，因此流动性较好，在焊接压力及高速旋转摩擦的作用下体现出一定的周向流动特征；而塞棒上部材料在焊接压力及顶锻力的作用下，呈现出一定径向流动特征。 （a）接头附近材料流动方向；（b）BM；（c）HAZ；（d）TMAZ（e）RZ；（f）PTMAZ；（g）PM 接头不同区域由于受到不同程度焊接热循环及塞棒旋转挤压作用，呈现出不同的微观组织特征。根据微观组织特征不同，FPW接头可划分为6个区域，母材区（BM），热影响区（HAZ），热机械影响区（TMAZ），再结晶区（RZ），塞棒热机械影响区（PTMAZ）以及塞棒区（PM）。如 图5 图5 b所示，BM中组织由于没有受到焊接热循环和塑性变形的影响，仍然保持原始的轧制后的板条状晶粒组织。HAZ由于受到焊接热循环的影响，晶粒较母材发生了明显的长大，但未观察到明显的塑性变形。热机械影响区组织发生了较大的塑性变形，并伴随有明显的流动行为。该处组织由于受到塞棒剧烈的挤压作用，沿塞棒轴向进给方向被拉长。在靠近结合界面的位置，存在一个等轴晶区，这个区域称为再结晶区。该区域由于经历强烈的塑性变形以及峰值温度较高的焊接热循环，发生动态再结晶，在原先的已经剧烈变形的晶粒中重新生长出无畸变的等轴晶。而PTMAZ的组织同样发生明显的塑性变形，其中可观察到数量较少，尺寸较小的等轴晶粒。PM则仍然保持原有的细长晶粒。 接头附近区域第二相分布 2 图6 图6 为3#接头不同区域在扫描电镜下的照片。 图6 图6 a可观察到母材上沿轧制方向分布着一定数量第二相粒子。2060铝锂合金中主要存在有Al-Cu第二相，沿晶界分布，容易造成晶界处的应力集中，对合金的力学性能有不利的影响 ［18］ 。如 图6 图6 b所示HAZ中第二相粒子在焊接热循环的作用下发生粗化，尺寸明显增大；同时晶粒尺寸较母材也发生了一定长大。由于TMAZ中晶粒发生了较大塑性变形，且TMAZ组织表现出明显的流动方向，因此第二相粒子也呈现出沿塑性变形方向分布的特征，如 图6 图6 c所示。观察到RZ中的第二相粒子数目增加，而尺寸明显增大，说明焊接过程中第二相粒子随母材一起流动并停留在结合界面上，并且在焊接热循环的作用下发生粗化。PTMAZ组织同样表现出明显的流动行为，晶粒发生塑性变形，沿材料流动方向被拉长。如 图6 图6 f所示，PM中第二相粒子仍沿塞棒挤压方向分布，未发生明显变化。 （a）BM； （b）HAZ； （c）TMAZ； （d）RZ； （e）PTMAZ； （f）PM 接头力学性能 2 3#接头截面的硬度分布如 图7 图7 所示。如图可见，BM处的硬度值最高，约为160 HV；HAZ的硬度下降，约为125 HV；TMAZ硬度进一步下降，约为115 HV；RZ软化较为明显，硬度约为95 HV；PTMAZ处硬度为整个截面的最低值，约为90 HV。2060-T8铝合金主要强化方式为时效强化，T1相（Al 2 CuLi）， δ' 相（Al 3 Li）以及 θ' 相（Al 2 Cu）的数量，尺寸以及体积分数对接头的力学性能有很大影响 ［19］ 。焊接过程中靠近塞棒与母材摩擦界面的区域受焊接热循环以及塞棒的旋转挤压作用，析出相发生过时效，大量析出相粒子回溶或粗化，导致强化效果减弱；此外RZ中发生的动态再结晶也会导致该区域加工硬化的效果减弱，因此接头各区域硬度较母材及塞棒均有明显降低。 图8 图8 为母材与1#~3#接头抗拉强度和断后伸长率柱状统计图。结合2060-T8铝合金强化方式及1#~3#接头界面结合情况可知，由于焊接过程发生过时效，接头不同区域发生不同程度软化，强化效果较母材明显降低，因此1#~3#接头拉强度以及断后伸长率较母材均有明显下降；而由于焊接压力的增加，未焊合及孔洞缺陷消失，接头成形质量提升，因此接头抗拉强度及断后伸长率明显提高，当焊接压力为30 kN时，接头抗拉强度可达378.9 MPa，断后伸长率为5.9%，接头系数达到0.746（相比于2060-T8铝锂合金抗拉强度）。 图9 图9 a为3#接头拉伸试样断口的宏观形貌，图 9 9 b、 9 9 c、 9 9 d为 图9 图9 a中A、B、C区域对应的扫描电镜照片。A区位于试样断口上部，断口一部分为层片状，较为光滑；少部分为尺寸小且深度浅的韧窝，说明该部分为韧脆混合断裂。B区位于试样断口中部，相比于A区韧窝数量明显增加，且韧窝尺寸及深度变大，该区域为韧性断裂。C区为试样断口下部，该区域韧窝尺寸进一步增大，且撕裂棱明显，说明该处组织在断裂前发生较大塑性变形，是该接头塑性最佳的位置；同时可观察到韧窝内部存在第二相粒子，说明基体与第二相粒子在拉伸过程中形成的微孔是发生断裂的起因。焊接过程中受到热力条件的不同导致了接头不同区域体现出不同的断裂模式。在焊接过程中，塞棒与母材在接头下部率先接触并相互摩擦，接头下部产热最多且材料流动性最好；此外，由于背部垫板的支撑作用，焊接压力更有效地作用于接头下部，因此接头下部界面组织最为致密，在拉伸过程中体现出良好的塑性。 （a）断口宏观形貌；（b）A区；（c）B区；（d）C区 结论 1 （1）采用7 000 r/min主轴转速，6 mm进给量以及 30 kN焊接压力可实现2060-T8母材与2195-T8塞棒的顶锻式摩擦塞补焊工艺过程，获得无缺陷焊接接头。当焊接压力小于30 kN时，接头出现未焊合及孔洞缺陷。 （2） FPW接头可分为六个区域，母材、热影响区、热机械影响区、再结晶区、塞棒热机械影响区以及塞棒区。其中热影响区晶粒发生一定程度长大；热机械影响区及塞棒热机械影响区晶粒发生明显塑性变形；再结晶区为致密的等轴晶组织；母材与塞棒区则未发生明显变化。 （3） 接头附近区域硬度较母材均有一定下降，其中硬度最低值位于塞棒热机械影响区，硬度平均值约为90 HV。当焊接压力为30 kN时，接头抗拉强度最高，为378.9 MPa，断后伸长率为5.9%；接头断裂形式为韧性断裂。 参考文献 Jata ， Kumar ， Velez ， et al . 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