熱循環、腐蝕和自然時效對2024鋁合金攪拌摩擦焊接頭力學性能的影響

肖博，張振林，麻思達，張志函，楊夏煒，李文亞

(西北工業大學凝固技術國家重點實驗室陜西省摩擦焊接技術重點實驗室，西安 710072)

攪拌摩擦焊(FSW)是1991年由英國焊接研究所(TWI)發明的一種新型的固相連接技術，特別適合于輕質合金(如鎂合金、鋁合金、鈦合金等)的焊接，被廣泛應用于航空航天、汽車及造船等重要領域[1—2]。目前，國內外學者針對FSW開展了大量的研究，包括接頭溫度場演變[3—7]、金屬塑性流動行為[7—9]、工藝性能優化[10—11]、微觀組織與織構表征[12—13]等，這些研究為進一步推廣FSW的應用提供了有力的數據支撐。然而，FSW溫度場對接頭成形、顯微組織及性能有重要影響，以往相關研究[3，14—15]表明，FSW 會導致固溶強化類鋁合金的力學性能降低，這是由于焊接過程熱循環影響析出強化相(如2024鋁合金為Al2CuMg和Al2Cu相)的粗化和溶解。王廷等人[16]研究了7050鋁合金FSW焊接熱循環對其熱影響區的性能的影響，指出焊接熱循環主要通過改變強化相的尺寸和分布來影響熱影響區性能。Inagaki等人[5]研究1050鋁合金FSW的峰值溫度對組織演變的影響，得出了隨著峰值溫度的升高，攪拌區的平均晶粒尺寸從1 μm增加到10 μm。對其焊接過程熱循環的深入認識是很有必要的，這有助于調整工藝參數，優化顯微組織，改善接頭性能。而關于FSW同一焊縫不同位置的焊接熱循環對力學性能的影響鮮見報道。

喬文廣等人[17]研究了自然時效對FSW接頭的影響，發現隨著自然時效時間的延長，鋁合金會表現出強度升高、伸長率升高、熱處理性能出現差異性等現象。胡尊艷等人[18]研究了焊后時效對6061-T6鋁合金FSW接頭組織和性能的影響，表明自然時效會使接頭各區產生不同的腐蝕性能。Davenport等人[19]的研究表明，2024-T351FSW接頭的熱影響區和焊核區均是易腐蝕部位。付瑞東等人[20]研究了酸性鹽霧下2024鋁合金FSW接頭的腐蝕行為，指出腐蝕首先從局部點蝕開始，最終演變為剝落腐蝕。然而構件在實際服役過程中，時效和腐蝕是同時存在、共同作用的，關于腐蝕和自然時效共同作用對材料性能的影響很少探究。基于此，文中對2024鋁合金FSW同一條焊縫不同位置的焊接熱循環與力學性能進行研究，并對腐蝕和自然時效共同作用下2024鋁合金攪拌摩擦焊的力學性能變化進行研究。

1 實驗

實驗采用尺寸為200 mm×60 mm×3.2 mm的2024鋁合金板材進行攪拌摩擦焊實驗，2024鋁合金的化學成分(質量分數)為:Cu 3.8% ～4.9%，Si 0.50%，Fe 0.50%，Mn 0.3% ～ 0.9%，Mg 1.2% ～1.8%，Zn 0.25%，Cr 0.10%，Ti 0.15%，余量為 Al。實驗所用攪拌頭材料為H13鋼，軸肩直徑10.0 mm，帶右旋螺紋的錐形攪拌針，根部直徑3.77 mm，針長3.0 mm，錐角11°。采用 FSW-RL31-010型攪拌摩擦焊機進行焊接，焊接過程中，攪拌頭逆時針旋轉，主軸傾角為2.5°，旋轉速度為600 r/min，焊接速度為250 mm/min，軸間下壓量為0.2 mm。焊件采用線切割機制備拉伸試樣。熱循環試樣編號及排布如圖1所示。自然時效試樣沿垂直焊縫方向的焊件制備拉伸試樣，分成5組，每組包含6個標準拉伸試樣，將5組試樣置于自然條件下分別進行1，2，4，6，8個月的自然時效，將實驗組中3個拉伸試樣進行腐蝕處理(實驗采取的腐蝕條件為:3.5%的NaCl溶液在40℃條件下加速腐蝕72 h)，另外3個拉伸試樣不做處理。對試樣進行拉伸試驗，試驗機為SHIMADZU AG-X，拉伸速度為1 mm/min。每個接頭的力學性能采用3個拉伸試樣進行評估。采用電子背散射衍射技術(EBSD)和透射電子顯微鏡(TEM)觀察接頭的微觀組織。

圖1 拉伸試樣尺寸與分布Fig.1 Layout and dimensions of tensile sample

2 結果與分析

2.1 微觀組織

大量的研究已表明[14，21—22]，攪拌摩擦焊過程的強烈熱力耦合與非對稱的塑性金屬流動等特點，使得接頭各區的組織存在明顯差異。圖2為該研究所得到的接頭不同區域EBSD組織。從圖2a可以看出，母材組織為典型的軋制帶狀組織，平均晶粒尺寸約為20 μm。然而，焊核區為細小的等軸晶粒，平均晶粒尺寸約為3 μm(如圖2b所示)，這主要是由于焊核區強烈的塑性變形與較高的溫度使得該區發生了明顯的完全動態再結晶。與焊核區相比，熱機影響區的晶粒尺寸極其不均勻，這是由于該區變形不充分和溫度較低，使得組織發生了動態回復和部分動態再結晶。對于熱影響，由于僅受溫度的影響，因此晶粒結構與母材基本一致，但強化相存在明顯差異[10—11，14]。

圖2 接頭各區域的EBSD組織Fig.2 EBSD maps of different zones in a joint

圖3為接頭不同區域的TEM組織特征。從圖3中可以看出，母材中有大量的位錯和不連續分布的棒狀沉淀相，該相為 T 相(Al20Cu2Mn3)[10—11]，其寬度約為50～100 nm，長度最大值可達400 nm。然而，在焊核區幾乎沒有位錯，這主要是由于動態再結晶所致。此外，在焊核區可清楚地觀察到隨機分布的S相(Al2CuMg)，但其尺寸極不均勻。在熱影響區，大量的S相能被觀察到，一些S相發生了粗化。顯然，細小的S相在鋁基體中能夠有效阻止位錯的運動，有利于位錯釘扎和堆積[23]。對于2024鋁合金，GPB區是主要的強化相[11]。Genevois等人[14]已證實在 350 ℃時，時間5～10 s范圍內GPB區被完全溶解且S相發生粗化，因此，攪拌摩擦焊接過程中，S相的形成是以GPB區的溶解為代價，GPB區是否發生完全溶解，與峰值溫度和該區溫度的持續時間有關[24]。

2.2 熱歷史曲線

圖3 接頭各區域的TEM組織Fig.3 TEM micrographs of different zones in a joint

采用Li等人[4]建立的有限元模型，獲得了焊接過程中接頭溫度場分布。圖4a為被焊工件上特征點的熱歷史曲線(距焊縫中心10 mm表面處)。從圖4可以看出，特征點A經歷的峰值溫度最高(約385℃)，而B—H經歷的峰值溫度約為365℃。這主要是因為點A接近插入點，在插入與停留階段產生大量的熱，被焊工件溫度急劇升高，產熱與散熱尚未達到平衡，導致A的溫度較高。隨著焊接時間的增加，產熱和散熱達到平衡，焊接溫度趨于穩定，使得B—H特征點峰值溫度趨于一致，這與文獻[4]結果一致。2024鋁合金是固溶強化類金屬，而高溫停留時間會不同程度地影響固溶強化相的溶解與析出，從而會影響其力學性能。根據Wang等人[24]的研究，當溫度高于150℃時，GPB區開始溶解，當溫度高于240℃時，S"相開始溶解，當溫度高于270℃時，S相開始溶解。因此，進一步分析特征點在這3個溫度以上的持續時間是必要的。圖4b為溫度在150，240，270℃以上持續時間與特征點的關系。從圖4中可以看出，各特征點在270℃和240℃以上的持續時間基本一致，但各特征點在150℃以上的持續時間明顯不同，隨著焊接時間的增加，持續時間是逐漸減小的。上述事實表明，由于同一焊縫上不同位置經歷了不同的熱循環，因此不同位置的力學性能可能存在明顯差異。

2.3 力學性能

圖4 各位置熱歷史模擬曲線和各位置溫度在高溫區停留時間Fig.4 (a)Simulation of thermal cycle of different positions，(b)Holding time in the high temperature of different positions

圖5 接頭不同位置的拉伸應力與伸長率Fig.5 Tensile stress and elongation in different positions of a joint

焊縫上不同位置的力學性能變化如圖5所示。由圖5可看出，接頭的屈服強度和抗拉強度沿焊接方向的分布呈現出先逐漸增加后趨于穩定的規律，靠近插入點的屈服強度和抗拉強度最小，約為297 MPa和405 MPa，屈服強度和抗拉強度的最大值約為310 MPa和415 MPa。顯然，屈服強度和抗拉強度的變化與圖4中熱歷史的變化是一致的，由于特征點A經歷的峰值溫度最高(約385℃)，而B—H經歷的峰值溫度約為365℃，Inagaki等人[5]的研究表明峰值溫度越高，會導致攪拌區晶粒的平均尺寸變大。靠近插入點的A和B由于在150℃以上的持續時間較長，這極有可能導致該區域的GPB區大量溶解以及S相的粗化，所以靠近插入點的屈服強度和抗拉強度是最低的。遠離插入點的溫度場趨于穩定，峰值溫度約為365℃，可能導致攪拌區的晶粒平均尺寸會基本一致，因此遠離插入點的屈服強度和抗拉強度基本達到穩定。伸長率表現為先上升后趨于穩定，靠近插入點的伸長率最小，約為7%，伸長率最大約為8.7%。

圖6所示為自然時效對腐蝕前后2024鋁合金FSW接頭力學性能的影響。由圖6可以看出，隨著自然時效時間的增加，腐蝕前后2024鋁合金FSW接頭屈服強度和抗拉強度呈現先增加后趨于穩定的規律。自然時效1個月時的屈服強度和抗拉強度最小，分別為301 MPa和408 MPa;自然時效2個月時的屈服強度和抗拉強度分別達到307 MPa和414 MPa，增長率分別為2%和1.5%;自然時效4到8個月時的屈服強度和抗拉強度增加緩慢，這主要是由于析出強化相造成的。隨著自然時效的進行，接頭的伸長率先升高后趨于穩定，自然時效1個月時伸長率最小，約為7.8%，自然時效4個月時伸長率達到最大值，約為8.3%，增長率為6%，與喬文廣等人[17]的研究一致。同時，圖6表明腐蝕降低了接頭的力學性能，自然時效1個月時，腐蝕對FSW接頭的力學性能影響最小，屈服強度、抗拉強度和伸長率的減小率分別為1.6%，2.5%，4.0%，隨著自然時效的進行，腐蝕對 FSW 接頭的力學性能影響逐漸增大，當自然時效為8個月時，腐蝕對FSW接頭的力學性能影響達到最大，屈服強度、抗拉強度和伸長率的減小率分別為6.5%，6.1%，19.8%。這主要是因為2024鋁合金FSW 焊縫上表面在腐蝕溶液中浸泡后只發生點蝕，S相為點蝕的起源，而后S相因選擇性腐蝕使其自身的電極電位升高導致其周圍基體的溶解，含鐵相粒子也會導致其周圍基體發生溶解，焊后SAZ的點蝕密度增大，從而使得2024鋁合金的抗拉強度、屈服強度和塑性下降。隨著自然時效的進行，FSW接頭的力學性能下降的程度增大，是由于隨著自然時效時間的增加，導致強化相不同程度地析出和溶解，使得接頭的腐蝕性能降低。

圖6 腐蝕前后接頭的力學性能隨著自然時效時間的變化規律Fig.6 The mechanical properties of joints(initial state and corrosion state)changed with the natural aging time

3 結論

1)2024鋁合金FSW接頭同一焊縫不同位置的力學性能存在一定的差異性。接頭的屈服強度和抗拉強度沿焊接方向的分布呈現出先逐漸增加后趨于穩定的趨勢。靠近插入點的屈服強度和抗拉強度最小，約為297 MPa和405 MPa，而屈服強度和抗拉強度的最大值約為310 MPa和415 MPa。

2)隨著自然時效時間的增加，2024鋁合金FSW接頭屈服強度和抗拉強度在前2個月增長較快，屈服強度和抗拉強度的增長率最大值分別為2%和1.5%，之后趨于穩定，而伸長率為先升高較快，后逐漸變緩，增長率最大值為6%。

3)在不同的自然時效時間條件下，腐蝕均能夠降低2024鋁合金FSW接頭的屈服強度、抗拉強度和伸長率，減小率的最大值分別為 6.5%，6.1%和19.8%。隨著自然時效時間的增加，腐蝕后接頭的力學性能下降更嚴重。

[1]MISHRAA R S，MA Z Y.Friction Stir Welding and Processing[J].Materials Science and Engineering，2005，50:1—78.

[2]NANDAN R，DEBROY T，BHADESHIAH K D H.Recent Advances in Friction-stirwelding-process，Weldment Structure and Properties[J].Progress in Materials Science，2008，53:980—1023.

[3]XU W F，LIU J H，LUAN G H，et al.Temperature Evolution，Microstructure and Mechanical Properties of Frictionstir Welded Thick 2219-O Aluminum Alloy Joints[J].Materials and Design，2009(30):1886—1893.

[4]LI W Y，ZHANG Z H，LI J L，et al.Numerical Analysis of Joint Temperature Evolution DuringFriction Stir Welding Based on Sticking Contact[J].Journal of Materials Engineering and Performance，2012，21(9):1849—1856.

[5]INAGAKI K，MIRONOV S，SATOET Y S，et al.Effect of Peak Temperature during Friction Stir Welding on Microstructure Evolution of Aluminum Alloy 1050[J].Proceedings of the 1st International Joint Symposium on Joining and Welding，2013:41—44.

[6]FU R D，SUN Z Q，SUN R C，et al.Improvement of Weld Temperature Distribution and Mechanical Properties of 7050 Aluminum Alloy Butt Joints bysubmerged Friction Stir Welding[J].Materials and Design，2011，32(48):25—31.

[7]MENDEZ P F，TELLO K E，LIENERT T J.Scaling of Coupled Heat Transfer and Plastic Deformation Around the Pin in Friction Stir Welding[J].Acta Materialia，2010，58:6012—6026.

[8]FORCELLESE A，SIMONCINI M.Plastic Flow Behavior and Formability of Friction Stir Welded Joints in AZ31Thin Sheets Obtained Using the"Pinless"Tool Con？guration[J].Materials and Design，2012，36:123—129.

[9]FRATINI L，BUFFA G，SHIVPURI R.Influence of Material Characteristics on Plastomechanics of the FSW Process for T-joints[J].Materials and Design，2009，30:2435—2445.

[10]ZHANG Z H，LI W Y，SHEN J J，et al.Effect of Backplate Diffusivity on Microstructure and Mechanicalproperties of Friction Stir Welded Joints[J].Materials and Design，2013，50:551—557.

[11]ZHANG Z H，LI W Y，FENG Y，et al.Improving Mechanical Properties of Friction Stir Welded AA2024-T3 Joints by U-sing a Composite Backplate[J].Materials Science and Engineering A，2014，598:312—318.

[12]SU J Q，NELSON W T，STERLING C J.Microstructure Evolution during FSW/FSP of Highstrength Aluminum Alloys[J].Materials Science and Engineering A，2005，405:277—286.

[13]MOSTAMA S R，KOKABI A H.Microstructure Evolution and Microhardness of Friction Stir Welded Cast Aluminum Bronze[J].Journal of Materials Processing Technology，2014，214:1524—1529.

[14]GENEVOIS C，DESCHAMPSA，DENQUIN A，et al.Quantitative Investigation of Precipitation and Mechanical Behavior for AA2024 Friction Stir Welds[J].Acta Materialia，2005，53(8):2447—2458.

[15]UPADHYAY P，REYLODS A P.Effects of Thermal Boundary Conditions in Friction Stir Welded AA7050-T7 sheets[J].Materials Science and Engineering A，2010，527(15):37—43.

[16]王廷，劉會杰，馮吉才，等.7050鋁合金FSW焊接熱循環及其對熱影響區性能的影響[J].金屬鑄鍛焊技術，2008，37(17):22—25.WANG Ting，LIU Hui-jie，FENG Ji-cai，et al.Thermal Cycle in 7050 Aluminum Alloy Joint During Friction Stir Welding and Its Effect on Mechanical Properties of HAZ[J].Hot Working Technology，2008，37(17):22—25.

[17]喬文廣，楊新岐，董春林，等.時效處理對2024-T3攪拌摩擦焊接頭組織及性能的影響[D].天津:天津大學，2008.QIAO Wen-guang，YANG Xin-qi，DONG Chun-lin，et al.Influences of Aging Treatment on the Microstructure and Mechanical Properties of AA2024-T3 Friction Stir Welded Joints[D].Tianjin:Tianjin University，2008.

[18]胡尊艷.焊后時效對6061-T3鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織和性能的影響[D].北京:北京交通大學，2008.HU Zun-yan.Influence of PWA on Microstructure and Properties of Friction Stir Welded 6061-T6 Aluminum Alloy[D].Beijing:Beijing Jiaotong University，2008.

[19]DAVENPORT A J，AMBAT R，CONNOLLY B J，et al.Corrosion of Friction Stir Welds in Aerospace Alloys[J].Proceedings of the Electrochemical Society，2003，23:403—412.

[20]付瑞東，何淼，欒國紅，等.酸性鹽霧下2024鋁合金攪拌摩擦焊接頭的腐蝕行為[J].中國腐蝕與防護學報，2010，30(5):396—401.FU Rui-dong，HE Miao，LUAN Guo-hong，et al.Corrosion Behavious of Friction Stir Welded Al2024 on ASTM[J].Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection，2010，30(5):396—401.

[21]HU Z L，WANG X S，YUAN S J.Quantitative Investigation of the Tensile Plastic Deformation Characteristic and Microstructure for Friction Stir Welded 2024 Aluminum Alloy[J].Materials Characterization，2012，73:114—123.

[22]GENEVOIS C，FABREGUED，DESCHAMPSA，et al.On the Coupling between Precipitation and Plastic Deformation in Relation with Friction Stir Welding of AA2024 T3 Aluminium alloy[J].Materials Science and Engineering A，2006，441:39—48.

[23]CHENG S，ZHAO Y H，ZHU Y T，et al.Optimizing the Strength and Ductility of Fine Structured 2024 Al Alloy by Nano-precipitation[J].Acta Materialia，2007，17(55):5822—5832.

[24]WANG J，FU R，LI Y，et al.Effects of Deep Cryogenic Treatment and Low-Temperature Aging on the Mechanical Properties of Friction-stir-welded Joints of 2024-T351 Aluminum Alloy[J].Materials Science and EngineeringA，2014(609):147—153.