2195鋁鋰合金超聲振動輔助攪拌摩擦焊接工藝研究

石 磊，戴 翔，武傳松，傅 莉

(1 山東大學 材料液固結構演變與加工教育部重點實驗室，濟南 250061；2 西北工業大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072)

為了達到節能、減排、降耗的目的，航空航天、軌道列車、汽車、船舶、軍工等制造領域越來越多地采用輕量化結構件。相較于目前常用的傳統鋁合金，鋁鋰合金具有更好的比強度和比剛度以及高損傷容限，采用鋁鋰合金取代傳統鋁合金可使結構件減重15%以上，剛度提高10%～20%，因此，鋁鋰合金已成為航空航天、軌道列車等工業領域實現構件輕量化的理想結構材料之一[1-4]。但鋁和鋰的物理性能相差較大且均為較活潑金屬元素，采用傳統熔焊方法焊接時極易產生裂紋、氣孔等缺陷以及較大的焊接應力變形，從而降低接頭性能，影響其可靠性[2-5]。攪拌摩擦焊(friction stir welding, FSW)作為一種固相連接技術，在輕金屬材料的焊接與增材方面表現出巨大的優勢[6-7]，能夠克服鋁鋰合金熔化焊的缺陷，在鋁鋰合金焊接領域具有重要的應用前景[8]。

近年來，國內外研究者針對2195鋁鋰合金的攪拌摩擦焊接工藝開展了一些相關的研究[9-14]。馮吉才等[9]采用錐形光頭攪拌針開展了2195鋁鋰合金軋制板FSW工藝研究。Qin等[10]開展了2195-T8鋁鋰合金的FSW研究，分析了析出相及微觀組織的演變情況。Tayon等[11]分析了2195鋁鋰合金FSW接頭熱機影響區的織構演變。Li等[12]分析了2195-T8鋁鋰合金FSW接頭組織與性能的相關性。此外，在其他鋁鋰合金的攪拌摩擦焊接或攪拌摩擦點焊等方面，研究者們也開展了一些相關的工作[15-19]。但由于FSW主要依靠攪拌頭與工件的摩擦產熱和塑性變形產熱來軟化材料，致使其存在焊接載荷大、臨界焊接速率小、生產效率低等問題[20]，且導致鋁鋰合金FSW接頭軟化，這在一定程度上限制了鋁鋰合金在航空航天、軌道列車等工業領域的廣泛應用。針對常規FSW工藝的不足，Padhy等[21]提出了各種形式的施加輔助能量的攪拌摩擦焊接新工藝。其中，超聲能量作為一種機械能，具有降低金屬材料塑性變形抗力的軟化作用而被應用于攪拌摩擦焊接。Tarasov等[22]通過將背板與超聲工具頭連接，并將超聲施加于工件，研究了超聲能量對V-1469鋁鋰合金FSW焊縫析出相的影響，發現施加超聲能量能夠促進第二相的析出。本課題組研發了一種將超聲施加于攪拌頭前方待焊工件上的超聲振動輔助攪拌摩擦焊接(ultrasonic vibration enhanced friction stir welding, UVeFSW)新工藝[20-21]。超聲能場作為一種輔助能量，其與攪拌摩擦焊接過程相互耦合，能夠影響材料的塑性變形行為和微觀組織演變。目前，關于施加超聲能量對鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響研究較少，施加超聲能量的作用機理仍不清楚。本工作對2195鋁鋰合金軋制板進行常規FSW與UVeFSW工藝實驗，通過對比常規FSW與UVeFSW接頭組織及性能差異，分析施加超聲對接頭成形及性能的影響，研究工藝參數對2195鋁鋰合金UVeFSW接頭組織與性能的影響，探究UVeFSW新工藝在第三代鋁鋰合金焊接成形中的應用潛力，為實現鋁鋰合金優質高效連接提供實驗數據和理論支持。

1 實驗材料與方法

本實驗以4 mm厚的2195鋁鋰合金軋制板為研究對象，其主要化學成分見表1。在焊接前對試板表面采用砂紙進行打磨，去掉表面氧化膜。

表1 2195鋁鋰合金軋制板的化學成分(質量分數/%)

實驗采用的超聲輔助攪拌摩擦焊接設備為本實驗室在FSW-3LM-3012龍門式攪拌摩擦焊機的基礎上進行改進的，其工藝原理示意圖如圖1所示。該系統通過采用特殊設計的超聲工具頭直接將超聲施加于攪拌頭前方待焊工件上。實驗中，超聲工具頭中心與攪拌頭軸心相距20 mm，超聲工具頭與工件水平面夾角為40°。超聲頻率為20 kHz，名義最大振幅為40 μm，超聲功率為300 W。超聲工具頭通過自主設計的夾具固定于攪拌摩擦焊機機頭之上，焊接過程中隨攪拌頭以相同焊接速率一起移動。實驗采用的攪拌頭材料為H13工具鋼，其形貌如圖2所示。攪拌頭的軸肩直徑為12 mm，攪拌針側面帶螺紋，其根部直徑為4.2 mm，端部直徑為3.2 mm，攪拌針長度為3.8 mm。

圖1 超聲輔助攪拌摩擦焊接工藝原理圖Fig.1 Schematic drawing of UVeFSW

圖2 攪拌頭形貌(a)及其尺寸(b)Fig.2 Welding tool features (a) and its dimension (b)

焊接后采用CNC線切割機按ASTM E8/E8M-2013a制備標準拉伸試樣，并采用砂紙對試樣兩側進行打磨，去除線切割痕跡。在電子萬能試驗機上對接頭進行拉伸，并采用掃描電鏡對接頭斷口形貌進行觀察與分析。同時沿工件橫斷面切斷制備金相試樣，試樣采用砂紙進行手工研磨并拋光，然后采用Keller試劑進行腐蝕，之后采用光學顯微鏡對焊縫的宏觀形貌進行分析。利用顯微硬度計在距離焊縫上表面0.5,2 mm和3.5 mm位置處測量接頭各個區域的顯微硬度(載荷為2.94 N，保壓時間為10 s)。

2 結果與分析

2.1 超聲能量對焊縫成形的影響

圖3為攪拌頭轉速600 r/min，焊接速率180 mm/min條件下的接頭橫截面宏觀形貌。可以看出，常規FSW與超聲輔助攪拌摩擦焊接接頭形貌相似，根據不同位置形成的典型組織情況均可分為焊核區(nugget zone, NZ)、熱機影響區(thermo-mechanically affected zone, TMAZ)、熱影響區(heat-affected zone, HAZ)和母材(base metal, BM)。從圖3還可以看出，相同的工藝參數下常規FSW鋁鋰合金焊縫橫斷面焊核區中部的寬度為4.8 mm，而采用施加超聲能量的UVeFSW焊縫橫斷面焊核區中部的寬度增至5.3 mm。這是由于超聲能量的輔助軟化作用，降低了鋁鋰合金材料的流動應力，使得其具有更好的塑性流動性，從而增大了焊核區的變形范圍。同時可以發現位于焊縫前進側(advancing side, AS)的熱機影響區與焊核區的邊界比后退側(retreating side, RS)更清晰。這是由于焊縫前進側材料主要受到攪拌頭的旋轉剪切作用，而后退側材料主要受到擠壓作用，前進側的焊縫金屬在旋轉剪切作用下發生劇烈塑性變形，使其微觀組織發生明顯的動態再結晶[7]，新形成的動態再結晶組織與母材的軋制組織明顯不同，如圖4所示。從圖4(a)可以看出，在焊縫前進側的NZ與TMAZ的晶粒明顯不同，界限較為清晰；而從圖4(b)可以看出，焊縫后退側的NZ與TMAZ的晶粒界限并不明顯。

圖3 2195鋁鋰合金焊縫橫斷面宏觀形貌 (a)FSW；(b)UVeFSWFig.3 Cross-section macroscopic morphologies of 2195 Al-Li alloy weld (a)FSW;(b)UVeFSW

圖4 2195鋁鋰合金UVeFSW接頭熱機影響區與焊核區邊界處的微觀組織 (a)AS；(b)RSFig.4 Microstructures of 2195 Al-Li alloy joint produced by UVeFSW near the boundary between TMAZ and NZ (a)AS;(b)RS

圖5為攪拌頭轉速400 r/min，焊接速率180 mm/min條件下鋁鋰合金焊縫橫斷面中的孔洞缺陷。在該參數下，攪拌頭轉速較低，焊接熱輸入不足以充分軟化攪拌頭附近的塑性金屬，其流動性不足，導致在焊縫前進側出現孔洞缺陷[23-24]。從圖5可以看出，在常規FSW焊縫中，橫斷面出現一個長約1.2 mm，高為0.7 mm的孔洞缺陷；而在UVeFSW焊縫橫斷面上的孔洞缺陷長約1 mm，高約為0.3 mm。采用MATLAB進行圖像統計分析，發現常規FSW中孔洞缺陷的面積約為0.56 mm2，但UVeFSW中孔洞缺陷僅為0.27 mm2。這說明施加超聲能量顯著降低了鋁鋰合金焊縫前進側下部出現的孔洞缺陷的尺寸。其原因為超聲軟化作用改善了焊縫金屬的塑性流動性，使得在攪拌頭攪拌作用下，更多焊縫前方的塑性金屬能夠從后退側繞過攪拌頭，填充攪拌頭后方空腔，從而明顯減小缺陷尺寸，甚至消除焊縫前進側的孔洞缺陷[23-24]。從圖3和圖5可以看出，施加超聲改善了鋁鋰合金接頭形貌，這主要是超聲的聲塑性作用降低了材料的變形抗力，使其更容易發生塑性流動，從而擴大焊核區的變形范圍，并減小孔洞缺陷尺寸。

圖5 2195鋁鋰合金焊縫孔洞缺陷 (a)FSW；(b)UVeFSWFig.5 Void defect morphologies of 2195 Al-Li alloy weld (a)FSW;(b)UVeFSW

2.2 超聲能量對接頭性能的影響

圖6為攪拌頭轉速600 r/min，焊接速率180 mm/min條件下常規FSW與UVeFSW焊縫不同深度處的顯微硬度曲線。選取距離焊縫上表面分別為0.5, 2.0 mm和3.5 mm的直線位置進行硬度測試,每條線上相鄰硬度點間距為0.5 mm。可以看出，由于母材為軋制退火狀態，其硬度較低，但經過焊接，受到攪拌頭的熱力作用后，焊核區的顯微硬度提高，這是由于焊接熱的作用使得原始母材中完全固溶的元素發生脫溶，形成脫溶相；同時，攪拌頭的機械攪拌作用使得母材經歷了較大的塑性變形過程，晶粒發生動態再結晶而得以細化，上述兩方面的綜合作用使得焊核區的顯微硬度得以提高。從圖6(a) 中的顯微硬度曲線可以看出，在焊縫中心線處的顯微硬度為90HV0.3。在焊縫前進側，隨著離焊縫中心線距離的增大，顯微硬度逐漸增加，至距離焊縫中心線3.5 mm處達到最大值(107HV0.3)，隨后逐漸降低；而在焊縫后退側，隨著離焊縫中心線的距離增大，顯微硬度先略微升高隨后逐漸降低，并在熱影響區降至最低值。對比顯微組織發現，熱影響區的硬度最低，因為該處材料受熱作用發生了軟化，同時晶粒長大粗化，導致材料的硬度降低。如圖6(b)所示，在焊縫中間水平面的硬度變化趨勢與z=0.5 mm處的相似，硬度最低點也位于熱影響區。從圖6(a),(b)可以看出焊縫前進側的顯微硬度略高于后退側，這是因為焊縫前進側材料經歷的應變速率和應變均大于后退側，其動態再結晶晶粒也更加細小，所以其硬度比后退側的略高。如圖6(c)所示，常規FSW與UVeFSW在z=3.5 mm處的顯微硬度值相當，施加超聲對焊縫底部的顯微硬度影響不大。可以看出，在焊縫中上部焊核區，UVeFSW的顯微硬度略高于常規FSW。這是由于一方面施加超聲增強了塑性材料流動，焊核區微觀組織得以細化[24]；另一方面，施加超聲能夠促進第二相的析出[22,25]。綜上可知，在FSW過程中，施加超聲能夠降低位錯運動所需激活能，從而促進形成更多亞晶，細化焊核區晶粒[24]；同時施加超聲還能夠降低空位形成能，促進空位形成并誘導析出相析出[25]，上述兩方面綜合作用，使得UVeFSW接頭焊核區的顯微硬度略高于常規FSW。

圖6 2195鋁鋰合金FSW和UVeFSW接頭不同深度處的顯微硬度曲線 (a)z=0.5 mm;(b)z=2.0 mm;(c)z=3.5 mmFig.6 Microhardness profiles of FSW and UVeFSW joints at different weld depths for 2195 Al-Li alloy

表2為三組工藝參數條件下常規FSW與UVeFSW接頭平均抗拉強度及伸長率的對比。可以看出，在三組工藝參數條件下UVeFSW接頭的性能均優于常規FSW。在攪拌頭轉速為400 r/min，焊接速率為180 mm/min條件下，雖然常規FSW與UVeFSW接頭均存在孔洞缺陷(見圖5)，但由于超聲的作用，減小了孔洞缺陷尺寸，并細化了焊縫晶粒，使得其接頭抗拉強度從常規FSW焊接時的205.9 MPa提高至UVeFSW焊接條件下的248.5 MPa，接頭強度提高了42.6 MPa，UVeFSW接頭的抗拉強度比常規FSW提高了約21%。在另外兩組接頭未出現孔洞缺陷的工藝參數條件下，UVeFSW接頭的抗拉強度和伸長率均高于常規FSW，這說明施加超聲能量能夠提高鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭性能。對比Case 2與Case 3可以看出，在相同轉速條件下，常規FSW在180 mm/min焊接速率條件下獲得的接頭抗拉強度和伸長率分別為277.6 MPa和7.7%；而UVeFSW在焊接速率提高至225 mm/min(比180 mm/min提高了25%)的情況下獲得的接頭抗拉強度和伸長率分別為278.6 MPa和11.5%，均優于常規FSW在180 mm/min條件下獲得的接頭性能。這表明在獲得相同接頭性能條件下，施加超聲能量能夠提高臨界焊接速率，從而大幅度提高焊接生產效率。從對比結果可以看出，施加超聲能夠有效拓寬FSW焊接工藝范圍。同時，即使在常規FSW最佳工藝參數條件下，施加超聲仍能提高接頭性能，超聲輔助的強化效果仍較為明顯。

表2 不同工藝參數下2195鋁鋰合金FSW與UVeFSW接頭性能對比

圖7所示為攪拌頭轉速600 r/min，焊接速率180 mm/min條件下常規FSW與UVeFSW接頭拉伸斷口形貌。可以看出，接頭斷口都包含大量韌窩和撕裂棱，接頭呈現微孔聚合型韌性斷裂。從圖7還可以看出，接頭斷口內的韌窩底部出現一些白色冰糖狀的顆粒，為第二相顆粒。對比圖7(a)與圖7(b)可以看出，在UVeFSW接頭斷口的韌窩更加細小均勻，韌窩更深，同時第二相顆粒更多更細。由于超聲能量能夠促進第二相的析出[22,25]，所以UVeFSW接頭的第二相顆粒更多更細小；同時超聲提高了材料的塑性變形能力，使得接頭的晶粒得以細化，最終接頭的韌窩更加細小均勻。上述兩方面的超聲能量的作用使得UVeFSW接頭的伸長率得以提高。綜合接頭性能與斷口形貌分析可得：施加超聲降低了位錯運動和空位形成所需激活能，從而促進亞晶形成，同時誘導析出相產生，使得接頭的強度和伸長率均得到提高。

圖7 2195鋁鋰合金接頭的拉伸斷口中心位置形貌 (a)FSW；(b)UVeFSWFig.7 Morphologies of tensile fracture center position of 2195 aluminum-lithium alloy joint (a)FSW;(b)UVeFSW

2.3 工藝參數對UVeFSW接頭組織與性能的影響

圖8為不同工藝參數條件下UVeFSW焊縫的橫斷面形貌。圖8(a)～(c)為相同焊接速率下，不同攪拌頭轉速條件下的焊縫橫斷面形貌。可以看出，當攪拌頭轉速為400 r/min時，由于熱輸入不足導致在焊縫前進側下部出現孔洞缺陷。隨著攪拌頭轉速增加至600 r/min (見圖8(b))，產熱量和熱輸入增加，材料軟化更充分，因此接頭內部的孔洞缺陷消失，但由于該熱輸入條件下，攪拌頭附近的塑性金屬軟化程度仍不夠高，在攪拌頭旋轉一周時，其周圍的塑性金屬經歷了非均勻的熱力作用導致不同的微觀組織演變過程，最終形成了分層的微觀組織結構，從宏觀上來看就會在焊縫的前進側中下部區域出現洋蔥環狀組織。隨著攪拌頭轉速進一步增加至800 r/min時，熱輸入較大，攪拌頭周圍的塑性材料充分軟化，其受到攪拌頭的熱力作用相同，因此接頭未出現洋蔥環。對比圖8(a)～(c)可以看出，隨著攪拌頭轉速的增加，焊接熱輸入增大，接頭軟化區逐漸擴大，接頭孔洞缺陷逐漸轉變為洋蔥環狀組織并最終消失。此外，還可以看出，隨著熱輸入增大，焊縫后退側焊核區與熱機影響區邊界逐漸變得清晰。這是由于轉速增加，焊核區材料經歷的應變與應變速率均增大[23]，后退側焊核區金屬材料的動態再結晶過程進行得更加充分，因此其與未發生動態再結晶區域的邊界變得更加清晰。圖8(b),(d),(e)為相同轉速條件下，不同焊接速率情況下的焊縫橫斷面形貌。可以看出，隨著焊接速率的升高，焊接熱輸入降低，接頭焊核區收縮變窄，接頭內部的洋蔥環狀宏觀形貌變得更加清晰，隨著焊接速率逐漸增大至270 mm/min (見圖8(e))，接頭出現孔洞缺陷。

圖8 不同工藝參數條件下2195鋁鋰合金UVeFSW焊縫橫斷面宏觀形貌

圖9為不同工藝參數條件下2195鋁鋰合金UVeFSW接頭的平均抗拉強度和伸長率。從圖9(a)可以看出，在焊接速率固定為180 mm/min條件下，當攪拌頭轉速為400 r/min時，由于接頭存在孔洞缺陷(如圖8(a)所示)，接頭抗拉強度較低，僅為248.5 MPa；而當攪拌頭轉速提高至600 r/min時，接頭的抗拉強度最高，達到282.8 MPa。隨著攪拌頭轉速進一步增加至800 r/min時，接頭的抗拉強度反而降低，僅為246.8 MPa。這是因為在較高的焊接熱輸入條件下，雖然金屬材料軟化較為充分，流動性較好，能夠填充焊縫前進側下部的區域，避免孔洞缺陷，但是過高的熱輸入使得接頭軟化，焊縫的晶粒粗化，最終導致接頭抗拉強度降低。圖9(b)為攪拌頭轉速600 r/min時，不同焊接速率條件下UVeFSW接頭的拉伸性能，可以看出隨著焊接速率的提高，接頭抗拉強度略有下降；在焊接速率為225 mm/min時，接頭的伸長率最高，達到11.5%；當焊接速率提高至270 mm/min時，由于熱輸入不足，接頭出現孔洞缺陷，接頭的抗拉強度僅為263.9 MPa，伸長率為10.0%。

圖9 不同工藝參數下2195鋁鋰合金UVeFSW接頭的拉伸性能 (a)不同轉速；(b)不同焊接速率Fig.9 Tensile properties of the UVeFSW joints of 2195 Al-Li alloy at different process parameters

3 結論

(1)采用超聲振動輔助攪拌摩擦焊接新工藝實現了2195鋁鋰合金軋制板的連接。與常規攪拌摩擦焊接相比，施加超聲振動能量能夠增強材料的塑性流動性，從而減小甚至消除工藝參數匹配不當時，在焊縫前進側下部可能出現的孔洞缺陷。

(2)在焊接過程中，施加超聲振動能量能夠提高2195鋁鋰合金的焊縫成形性，超聲振動輔助攪拌摩擦焊接頭焊核區中上部的硬度均高于常規攪拌摩擦焊接頭。施加超聲能量后，接頭的抗拉強度和伸長率均高于不施加超聲的情況。

(3)在轉速600 r/min條件下進行焊接，施加超聲后，將焊接速率從180 mm/min提高至225 mm/min，獲得的接頭力學性能仍然優于在180 mm/min不施加超聲時所獲得的接頭力學性能。這說明施加超聲能夠提高焊接臨界速率和生產效率。

(4)在所研究的工藝參數范圍內，2195鋁鋰合金軋制板的超聲振動輔助攪拌摩擦焊接頭獲得的最大抗拉強度為282.8 MPa。在轉速為600 r/min，焊接速率為225 mm/min條件下，獲得的接頭綜合性能最優，接頭的最大抗拉強度為278.6 MPa，伸長率為11.5%。