超厚铝合金水流冷却搅拌摩擦焊接头非均质微观组织特征分析

超厚铝合金水流冷却搅拌摩擦焊接头非均质微观组织特征分析 Analysis of Heterogeneous Microstructure Characteristics of Extra-thick Aluminum Alloy Friction Stir Welding Joint with Water Flow Cooled first-author 夏佩云（1987—），女，硕士，高级工程师，主要从事搅拌摩擦焊、激光焊接方面的研究。 夏佩云（1987—），女，硕士，高级工程师，主要从事搅拌摩擦焊、激光焊接方面的研究。 corresp 封小松（1978—），男，博士，研究员，主要从事搅拌摩擦焊、激光加工方面的研究。E-mail：fxsupc@163.com。 封小松（1978—），男，博士，研究员，主要从事搅拌摩擦焊、激光加工方面的研究。E-mail：fxsupc@163.com。 fxsupc@163.com 上海航天设备制造总厂有限公司，上海 200245 上海航天设备制造总厂有限公司，上海 200245 Shanghai Aerospace Equipments Manufacturer Co., Ltd., Shanghai 200245, China Shanghai Aerospace Equipments Manufacturer Co., Ltd., Shanghai 200245, China 针对108 mm超厚5A06（H112）铝合金，采用水流冷却搅拌摩擦焊接方法解决了轴肩影响区因过热导致的孔洞缺陷，对接头全厚度的微观组织特征进行了测试分析。结果表明，双面焊缝组织具有上下对称性，在厚度方向仍存在微观组织的不均一性；对于单道焊缝，焊核区不同厚度位置的晶粒尺寸、金属化合物尺寸分布存在差异；近表面焊核区（NZ-upper）以及焊核重叠区（OZ）晶粒尺寸最小，金属化合物颗粒尺寸最小呈弥散分布；距离表面7~22 mm深度中上部焊缝存在粗晶区，区域内Al 3 Mg 2 颗粒有所长大，其与后退侧TMAZ的过渡位置发现线状偏聚的β相Al 3 Mg 2 、氧化物以及Mg 2 Si。采用一种水平方向塑性材料堆积模型解释了金属化合物线状偏聚形成机制。 A water cooled friction stir welding process was performed to solve the hole defects caused by overheating in the affected area of the shaft shoulder for 108 mm thick 5A06 (H112) aluminum alloy. The microstructure characteristics of the joint throughout its thickness were tested and analyzed. The results show that the microstructure of the double-side welding was symmetrical from top to bottom, and was still heterogeneous. For single pass welding, the grain and metal compounds size were different in the weld nugget zone. The grain size of the near surface nugget zone (NZ-upper) and the nugget overlap zone (OZ) were the smallest, and the particle size of the metal compound was the smallest with a dispersion distribution. At a depth of 7 to 22 mm from the surface, there was a coarse grain region, in which Al 3 Mg 2 particles had grown up, and linear segregation of β Phase Al 3 Mg 2 , oxide, and Mg 2 Si was found at the transition position between it and TMAZ of the RS. A horizontal plastic material stacking model was used to explain the formation mechanism of of metal compound linear segregation. 超厚板 双面搅拌摩擦焊 微观组织 金属化合物 偏聚 材料流动 extra-thick plate double-side friction stir welding microstructure metal compounds segregation material flow 前言 1 厚板铝合金在相控阵雷达面板、轨道列车车缓枕、核聚变靶球等大型构件中有着广泛的应用。由于厚板大型板材、锻件制造能力的限制，无法通过整体成形获得，因而采用焊接方法进行整体制造。超厚板（≥100 mm）铝合金的焊接方法主要有激光焊、熔化极气体保护焊、电子束以及搅拌摩擦焊。激光焊接与熔化极气体保护焊均需多层多道焊接，并且难以避免气孔、裂纹缺陷；电子束焊接具有大的深宽比，但局限有真空舱尺寸，并且存在一定的射线辐射。而搅拌摩擦焊单道即可实现100 mm厚板的焊接，相比熔化焊多层多道焊接方法，效率提升了近20倍；并且作为固相焊接方法，避免了熔焊焊接易产生的气孔、裂纹缺陷，具有高强度系数、低变形等优点 ［ 1 1 - 2 2 1-2 ］ ；与电子束相比，避免了射线辐射等问题，是一种绿色焊接方法 ［ 3 3 - 4 4 3-4 ］ 。 由于搅拌工具产热中轴肩处产热更多，表面温度最高，随着焊接厚度增加，轴肩的产热难以传递至底部，因而导致厚度方向存在较大的温度梯度。南昌航空大学毛育青等 ［ 5 5 ］ 对20 mm厚的AA7075-T6进行FSW时发现，沿焊缝厚度方向上的最大温度差达90 ℃。厚板接头厚度方向的温度梯度会导致厚度方向的组织与性能不均一性，如日本大阪大学Imam ［ 6 6 ］ 焊接20 mm厚5083铝合金时，发现不同厚度位置峰值温度与散热速率的差异性导致了金属化合物颗粒形态的差异。美国军事研究所Mcwilliams ［ 7 7 ］ 焊接25.4 mm厚2319铝合金，指出接头厚度方向存在较大的性能不均一性。沈阳金属所 ［ 8 8 ］ 研究发现80 mm厚6082铝合金厚度方向残余应力存在大的差别，上层焊缝的焊核为接头薄弱区域。哈尔滨工业大学 ［ 9 9 ］ 研究108 mm厚的5A06铝合金双面搅拌摩擦焊接头的组织与性能发现，轴肩作用区是强度的薄弱区域，强度系数只能达到母材的60％（201 MPa）。上海交通大学 ［ 10 10 ］ 对120 mm厚SiCp/Al 双面搅拌摩擦焊接头进行研究发现，强度沿厚度方向递减，至重叠区域有所增加。 上述研究结果表明，采用常规的搅拌摩擦焊焊接方法，在焊接厚板铝合金时存在厚度方向产热不均而引起的厚度方向性能不一致的问题。厚度方向的性能与该位置的微观组织息息相关，因此深入分析接头的不同厚度位置、不同接头区域的微观组织特征，并分析其形成原因，对理解超厚板搅拌摩擦焊过程、分析接头性能差异、优化工艺参数有着重要意义。水流冷却搅拌摩擦焊接是在焊接过程中施加冷却水以改善表面过热问题，从而减小厚度方向的温度梯度，是解决超厚板搅拌摩擦焊厚度方向性能不均一的重要工艺手段。本文以108 mm超厚板铝合金为研究对象，采用水流冷却搅拌摩擦焊方法进行焊接，分析了该接头全厚度方向微观组织的差异性并揭示了其形成原因，有助于更好理解超厚板搅拌摩擦焊过程。 材料与方法 1 试验采用5A06（H112）铝合金，规格500 mm×150 mm×108 mm（2块），其化学成分如 表1 表1 所示。 Mn Ti Cu Mg Si Fe Al 0.5~0.8 0.02~0.1 ≤0.1 5.8~6.8 ≤0.40 ≤0.4 余量 采用自行研制的搅拌摩擦焊设备进行FSW双面对接焊，焊接过程见 图1 图1 c，单面焊接厚度56 mm。焊接参数为：搅拌头旋转速度300 r/min，焊接速度30 mm/min，焊接长度500 mm，下压量0.5 mm，主轴倾角3°，焊接过程中用3 L/min水流冷却焊缝（见 图1 图1 a）。搅拌头如 图1 图1 b所示，轴肩直径60 mm，搅拌针根部直径为28 mm，搅拌针长度56 mm，为螺纹+三棱面的外形结构。截取全厚度接头横截面金相试样如 图2 图2 所示，并分层制取不同厚度的小型金相试样S1~S4进行显微组织分析，设备为金相分析显微镜（ZEISS Axio Scope. A1）以及带有背散射电子功能的扫描电子显微镜（Nano SEM）。 结果与讨论 1 接头微观形貌 2 图3 图3 为双面焊接接头的横截面，焊核大体呈I形，且上下对称，热影响区呈上下对称的沙漏形。接头横截面可以分为母材（BM）、热影响区（HAZ）、热机影响区（TMAZ）和焊核区（WNZ），其中焊核区靠近轴肩部位受到轴肩的剧烈影响，而搅拌针的搅动作用较小，因此将该区域定义为轴肩作用区（SAZ）。单侧焊缝的焊核区与搅拌针的外形基本吻合。后焊接面与先焊接面的焊核在厚度方向有重叠区域（OZ），属于焊核区的一部分，见 图3 图3 d，先焊接面焊核底面的前进侧部分区域仍然保留未受到二次焊核的影响，其他部分成为后焊接面的焊核。图 3 3 a~ 3 3 d为焊核后退侧位置上部、中上部、中下部以 1,2,3;4,5,6; 及底部的微观形貌，焊缝区中下部和底部可见数个洋葱环（见 图3 图3 c），焊缝上部和中上部未发现洋葱环。说明上部材料流动更为剧烈、材料上下混合更为充分；中下部温度更低、材料变形抗力大，材料大多为水平周向运动，洋葱环之间的材料可见水平方向的流线型。水流冷却FSW接头SAZ区域与文献［ 7 7 ］相比无孔洞缺陷（见 图3 图3 f），这是因为水流冷却搅拌摩擦焊过程中水流带走表面多余的热量，改善了表面过热的问题，有利于近表面材料的塑性流动，从而消除近表面孔洞缺陷。 接头不同区域晶粒形态 2 鉴于先焊面与后焊面微观组织的对称性，选取先焊接面焊缝进行微观组织分析。图 4 4 a~ 4 4 h分别为 图2 图2 中a~h区域的金相分析图，图 4 4 i、 4 4 j分别为母材（BM）与热影响区（HAZ）的金相组织。焊核区（WNZ）受到搅拌针强烈的剪切作用并经历了高温热循环作用，发生动态再结晶，由母材原始的板条状组织转变为细小的等轴晶组织（见图 4 4 b、 4 4 e、 4 4 g、 4 4 h）。图 4 4 a、 4 4 c分别为后退侧、前进侧热机影响区域的微观组织。热机影响区前进侧可见α-Al沿着搅拌针旋转方向被显著拉长，同时受温度梯度和应变速率的作用，组织呈流线型，并发生了局部的动态回复（见图 4 4 a、 4 4 d）。后退侧热机影响区变形程度远小于前进侧，远离焊核区的组织流线基本与母材轧制方向一致，靠近焊核区部位存在少量的向下变形（见图 4 4 c、 4 4 f），靠近焊核区的组织发生回复。热影响区组织形态（见 图4 图4 i）与母材（见 图4 图4 j）基本相同，部分区域发生了第二相粒子回溶，呈现为白色区域增多。 图5 图5 分别为焊核区从上至下不同厚度位置的微观组织（对应 图4 图4 中区域A、B、C），均为等轴晶组织，但在厚度方向上存在一定的差异性。 图4 图4 中区域A由于冷却水作用冷却速度快，再结晶的晶粒尺寸约为7 μm（见 图5 图5 a）。 图4 图4 底部区域C由于产热量最小，因此晶粒的峰值温度低，平均晶粒尺寸约12 μm（见 图5 图5 c）。而在距离表面一定深度的 图4 图4 区域B的晶粒尺寸明显大于区域A、C，平均晶粒尺寸达到了28 μm（见 图5 图5 b）。厚度方向焊核区晶粒尺寸的差异应与厚度方向温度梯度和所经历的热循环相关。由于表面采用了水流冷却，焊缝达到峰值温度后，迅速冷却，晶粒来不及长大，呈现细小等轴晶；焊核底部由于搅拌头上部产热很难传递至底部，并且受到了双重搅拌作用，也呈现细小等轴晶；而中上部焊核区未受到冷却水的作用，产热多、冷却速度慢，为晶粒的长大提供了条件。 1,2,3; 焊核区金属化合物颗粒分布特征 2 5A06母材基体为α-Al，金属化合物颗粒主要有Al 3 Mg 2 （Al 8 Mg 5 ）、Mg 2 Si、Al 6 （Fe，Mn）。Mg 2 Si呈黑色不规则状，Al 6 （Fe，Mn）呈亮白色并簇状分布（见 图6 图6 ）。Al 3 Mg 2 则多以微小尺寸（通常＜1 μm）弥散分布α-Al固溶体中，并且为5A06铝中的β相 ［ 11 11 ］ 。 图7 图7 是焊核区从上至下（见图 2 2 b、 2 2 e、 2 2 g、 2 2 h）不同厚度位置微观组织SEM分析结果。 图7 图7 a为轴肩作用区， 图7 图7 d为底部焊缝重叠区，可以看出两个区域等轴晶晶粒细小，黑色Al 3 Mg 2 金属化合物、白亮的Al 6 （Fe，Mn）化合物颗粒尺寸细小呈弥散分布。 图7 图7 b为焊核中上部位，Al 3 Mg 2 金属化合物颗粒沿晶界析出，且尺寸明显长大，Al 6 （Fe，Mn）未出现明显长大。 图7 图7 c为焊核区中下部位，Al 3 Mg 2 金属化合物颗粒沿晶界析出，尺寸稍有长大，发现尺寸异常的黑色颗粒与聚集的Al 6 （Fe，Mn）。 1,2;3,4; 分析认为，焊核区的温度超过了Al 3 Mg 2 固溶温度，该化合物经历了溶解-析出过程，焊核中上部区域既无法受到冷却水的冷却作用，经历了更高的峰值温度，并且冷却缓慢，为析出相的聚集长大提供了条件。而Al 6 （Fe，Mn）为高固溶温度的金属化合物，焊核区尚未达到其固溶温度，仅受到了搅拌工具的剪切破碎作用，故呈细小尺寸颗粒弥散分布。 图7 图7 c中存在分散状的黑色颗粒，经EDS分析其成分含有大量的O，因此推测其为金属氧化物颗粒。这主要由于焊缝底部热输入少，材料流动不充分，界面的氧化膜无法彻底破碎，从而导致微小氧化物颗粒夹杂残留以及Al 6 （Fe，Mn）颗粒的聚集性分布，同样在文献［13］中焊缝底部发现“S”线状的氧化膜。 热机影响区金属化合物颗粒分布特征 2 图8 图8 为 图2 图2 中不同厚度位置热机影响区SEM结果。可以看出，热机影响区的金属化合物颗粒Al 6 （Fe，Mn）随基体拉伸发生变形并呈条状分布。在靠近焊核的热机影响区组织发生了不同的回复，Al 3 Mg 2 沿回复晶粒的晶界析出。而在NZ与后退侧的TMAZ区域，可以看到呈线状分布的黑色颗粒，线条走向基本与后退侧焊核区的轮廓吻合。经EDS线扫描结果可知，该线状区域富含Mg和O元素（见 图9 图9 ），可以看出该位置存在相连的晶界，晶界上存在大量析出物（见 图10 图10 ），黑线以外存在宽度约20 μm的强化相溶解区，晶粒内部呈白色，几乎无强化相粒子。由于5A06中β相为Al 3 Mg 2 ，并且已有文献中描述Al 3 Mg 2 趋于在晶界析出 ［ 9 9 ］ ，因此认为造成黑线的主要原因是Al 3 Mg 2 沿晶界析出。 黑线附近除了晶界析出的Al 3 Mg 2 以外，还存在大量的其他颗粒。为了排除Al 3 Mg 2 的干扰，对试样进行了抛光处理，并且不进行腐蚀，结果如 图11 图11 所示。黑线处仍然存在线状分布的颗粒，放大后如 图12 图12 所示，颗粒的成分中含有大量的Mg、O、Si，因此认为金属氧化物和Mg 2 Si在后退侧轮廓的线状聚集催进再结晶形核，为β相Al 3 Mg 2 在晶界析出提供了条件。 1;2;3; （a）区域A的SEM结果（旋转90°） 　　　　　　　（b）A点的EDS结果 从腐蚀前的后退侧区域SEM结果（ 图12 图12 ）可以看出，未溶解的Mg 2 Si和金属氧化物在后退侧有沿线状聚集现象，这与搅拌摩擦焊过程的材料流动有关。 图13 图13 为搅拌摩擦焊过程中材料转移模型，可以看出随着搅拌针的旋转，搅拌针三棱面的存在使得焊接前端出现瞬时空腔，空腔内的压力较小，大量的塑化金属进入空腔，并随着搅拌针做圆周运动。前进侧与焊接前端发生的是材料剪切，塑性材料进入空腔，后退侧后方发生材料堆积。三棱面空腔内的塑化金属在后退侧堆积时，受到螺纹结构对堆积金属的再次剪切与挤压，大部分的强化相与基体连带被转移到焊接后方，但在搅拌针螺纹作用的边缘区域存在一个材料挤压堆积薄层，并产生尖端高温区域。材料挤压堆积的薄层内一些塑性较差、粘度较低的第二相无法跟随基体转移到后方，而是在后退侧的薄层区域里堆积。随着搅拌针向前方移动，塑性材料不断在后退侧后方堆积，形成了金属化合物及金属氧化物聚集层。金属氧化的聚集为再结晶晶粒形核提供了质点，因而形成近似线状的晶界链，中上部焊缝晶粒更高的峰值温度与缓慢的冷却速度，导致β相沿晶界处平衡析出和长大。 结论 1 采用水流冷却搅拌摩擦焊双面焊接厚108 mm的5A06铝合金，获得了内部无缺陷的接头，分析了接头不同厚度位置、不同区域的微观组织特性，获得了以下结论： （1）水流冷却有利于改善超厚板搅拌摩擦焊接头SAZ区域的孔洞缺陷，但接头微观组织仍然存在不均一性。 （2）双面搅拌摩擦焊接头具有上下对称性，单侧焊缝中晶粒尺寸近表面与焊缝重叠区晶粒尺寸最小，距离表面一定深度的焊核区存在粗晶区，晶粒尺寸达到28 μm，该区域内Al 3 Mg 2 有所长大。 （3）沿NZ与后退侧的TMAZ过渡区域发现大量线状聚集的金属化合物，主要为沿晶界析出的β相Al 3 Mg 2 、金属氧化物颗粒以及Mg 2 Si。 （4）塑性材料在后退侧后方堆积，形成富含低粘性氧化物堆积聚集层；搅拌工具尖端的高温效应促进β相Al 3 Mg 2 的溶解，焊缝中部缓慢的散热速率导致β相Al 3 Mg 2 于金属氧化物形核的晶粒的晶界平衡析出。 参考文献 Thompson C ， Niese K ， Doherty M ， et al . 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