2060-T8鋁鋰合金頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊接頭組織性能研究

高彥軍，劉西偉，劉旭升，邵 震，崔 雷

1.首都航天機(jī)械有限公司，北京 100076 2.天津大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300350

0 前言

2060-T8鋁鋰合金作為第三代鋁鋰合金中的典型代表，具有高比強(qiáng)度、高比剛度、抗腐蝕性能良好等優(yōu)點(diǎn)，目前多用于飛機(jī)蒙皮、壁板等結(jié)構(gòu)[1-4]。攪拌摩擦焊接（Friction stir welding，F(xiàn)SW）可以實(shí)現(xiàn)對2060-T8鋁鋰合金的高質(zhì)量連接[5]。但FSW焊接結(jié)束時會在焊縫末端留下匙孔，采用傳統(tǒng)熔焊方法進(jìn)行補(bǔ)焊易導(dǎo)致焊縫區(qū)域產(chǎn)生氣孔、裂紋等缺陷[6-8]。摩擦塞補(bǔ)焊（Friction plug welding，F(xiàn)PW）是英國焊接研究所于1995年發(fā)明的一種固相補(bǔ)焊技術(shù)，其原理為：可消耗性的塞棒在主軸的帶動下相對塞孔做高速旋轉(zhuǎn)運(yùn)動，并沿塞棒軸線方向進(jìn)給，塞棒與塞孔之間的界面在熱力耦合作用下迅速達(dá)到熱塑性狀態(tài)；當(dāng)塞棒達(dá)到一定進(jìn)給量時，主軸緊急制動，同時維持一定頂鍛壓力直至焊接結(jié)束。該技術(shù)具有焊后殘余應(yīng)力小、焊接缺陷少、接頭質(zhì)量高等優(yōu)點(diǎn)，是用于匙孔修補(bǔ)和其他焊接缺陷修復(fù)的理想方法[9-10]。根據(jù)焊接機(jī)構(gòu)與背部支撐的相對位置不同，摩擦塞補(bǔ)焊可分為頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊與拉拔式摩擦塞補(bǔ)焊。其中拉拔式摩擦塞補(bǔ)焊的焊接機(jī)構(gòu)與背部支撐位于試板的同側(cè)，而頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊的焊接機(jī)構(gòu)與背部支撐位于試板的兩側(cè)。國內(nèi)外學(xué)者對于不同材料的頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊工藝及接頭組織性能進(jìn)行了研究。洛克希德·馬丁公司和馬歇爾飛行中心率先將頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊技術(shù)應(yīng)用于2219和2195高強(qiáng)鋁合金航天貯箱的修補(bǔ)工作，獲得了低缺陷率和高強(qiáng)度的修補(bǔ)焊縫[11]。Beamish K等人對10 mm厚6082-T6鋁合金的頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊工藝進(jìn)行了研究，探究了不同焊接參數(shù)對接頭性能的影響規(guī)律，獲得了合理的工藝窗口[12]。孫轉(zhuǎn)平等人對帶有FSW焊縫的2219-T87鋁合金進(jìn)行了頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊實(shí)驗(yàn)，對焊接接頭的微觀組織、常溫及低溫拉伸性能和拉伸斷口特征進(jìn)行了研究[13]。杜波等人實(shí)現(xiàn)了2A14-T6和2219-T87異種鋁合金頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊工藝過程，接頭抗拉強(qiáng)度最高達(dá)到312 MPa，為母材的68.6%，并分析了拉伸過程中裂紋的起裂和擴(kuò)展過程[14]。張忠科等人對6082鋁合金頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊過程中的溫度場進(jìn)行了測定，并探究了焊接過程中接頭附近第二相分布特征[15]。而關(guān)于2060-T8鋁鋰合金頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊研究尚未見報道。

本文采用3 mm厚2060-T8板材，2195-T8塞棒進(jìn)行頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊工藝試驗(yàn)，分析了焊接壓力對接頭成形及界面結(jié)合情況的影響，并對接頭附近材料流動行為、微觀組織、第二相分布以及力學(xué)性能進(jìn)行了研究，為2060-T8鋁鋰合金頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊技術(shù)的應(yīng)用提供了一定參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

母材選用2060-T8鋁鋰合金，外形尺寸80 mm×30 mm×3 mm，實(shí)測抗拉強(qiáng)度為508 MPa，斷后伸長率為11.7%；塞棒選用2195-T8鋁鋰合金，實(shí)測抗拉強(qiáng)度為525 MPa，斷后伸長率為8.9%。兩種材料化學(xué)成分如表1所示。

表1 2060-T8及2195-T8鋁鋰合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical composition of 2060-T8 and 2195 aluminum alloy（wt.%）

試驗(yàn)前需在母材上加工出塞孔，塞孔、塞棒與背部墊板幾何尺寸及接頭裝配關(guān)系如圖1所示。頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊工藝試驗(yàn)采用天津大學(xué)自主研發(fā)的摩擦塞焊設(shè)備完成。試驗(yàn)所采用焊接工藝參數(shù)如表2所示，主軸轉(zhuǎn)速統(tǒng)一設(shè)定為7 000 r/min，進(jìn)給量為6 mm，頂鍛時間為4 s。為探究焊接壓力對接頭成形質(zhì)量的影響，試驗(yàn)采用三個焊接壓力，分別為20 kN、25 kN、30 kN；為避免焊接壓力過渡至頂鍛壓力時壓力的突變對界面生長造成不利影響頂鍛壓力設(shè)置為等于對應(yīng)焊接壓力，接頭記為1#、2#、3#接頭。

圖1 FPW接頭示意圖Fig.1 Diagram of FPW joint

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding parameter

焊接完成后，去除塞棒多余部分，利用線切割將接頭沿對稱面剖開。將接頭截面打磨拋光后，利用Keller試劑（2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL H2O）蝕刻10 s，并在蔡司Smartzoom5型超景深顯微鏡以及OLYMPUS GX51型光學(xué)金相顯微鏡上觀察焊縫宏觀成形和缺陷特征。利用JSM-7800F超高分辨熱場發(fā)射掃描電鏡下觀察接頭不同區(qū)域的第二相分布特征。使用華銀432SVD維氏硬度計進(jìn)行接頭截面顯微硬度測試，加載載荷1 000 g，保載時間為10 s，測量點(diǎn)間距為0.5 mm。根據(jù)GB/T 228-2010《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》在MTSE45電液伺服萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)；為體現(xiàn)出塞補(bǔ)焊縫與母材在拉伸過程中的協(xié)同變形作用，拉伸試樣并未采用標(biāo)準(zhǔn)試樣，其具體尺寸如圖2所示。

圖2 拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimension of tensile test

2 結(jié)果及討論

2.1 接頭宏觀成形及缺陷

圖3為1#～3#接頭截面的宏觀形貌。從圖中可以看出，頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊接頭整體呈上寬下窄，塞棒附近母材流動較為充分，在接頭上下部均形成了均勻飛邊。此外接頭不同區(qū)域組織差異較為明顯，且不同焊接壓力下得到的接頭宏觀形貌及成形質(zhì)量略有差別。其中如圖3a所示，1#接頭母材與塞棒結(jié)合界面可觀察到明顯未焊合缺陷（紅色虛線框內(nèi)），且缺陷由接頭上部貫穿至接頭下部。當(dāng)焊接壓力提升至25 kN時，2#接頭成形質(zhì)量明顯改善，未焊合缺陷只出現(xiàn)在接頭上部，缺陷尺寸明顯減小。進(jìn)一步提升焊接壓力至30 kN時，3#接頭成形質(zhì)量最為良好，未焊合缺陷完全消失。

圖3 接頭截面宏觀形貌Fig.3 Macromorphology in cross section of 1#-3#joint

如圖4所示，使用光學(xué)顯微鏡進(jìn)一步觀察1#～3#接頭結(jié)合界面可發(fā)現(xiàn)，結(jié)合界面處存在大量細(xì)小的等軸晶組織。當(dāng)焊接壓力為15 kN時，等軸晶組織內(nèi)部存在一定的孔洞缺陷，導(dǎo)致母材與塞棒未形成有效的連接；隨焊接壓力的增大，孔洞缺陷尺寸減小進(jìn)而消失。焊接壓力是塞棒與母材實(shí)現(xiàn)有效摩擦的重要保障，也是焊接熱輸入的重要來源[16-17]。焊接壓力較小會導(dǎo)致界面摩擦產(chǎn)熱速率降低，材料流動不充分，塑性材料無法有效填充接頭，進(jìn)而導(dǎo)致未焊合缺陷；同時焊接壓力的提升也可促進(jìn)界面處再結(jié)晶組織的產(chǎn)生，使塞棒與母材形成高質(zhì)量的冶金結(jié)合。

圖4 接頭結(jié)合界面處微觀組織Fig.4 Microstructure of bonding interface in 1#～3#joint

2.2 接頭附近材料流動行為及微觀組織特征

3#接頭材料流動方向及接頭不同區(qū)域微觀組織分區(qū)如圖5所示。由圖5a可知，母材側(cè)金屬主要體現(xiàn)為沿塞棒外形輪廓向上以及向下流動。當(dāng)塞棒與母材接觸時，母材上部受到塞棒的旋轉(zhuǎn)擠壓作用，迅速軟化并沿塞棒向上流動形成飛邊。隨著塞棒的進(jìn)給量逐漸增大，母材下部材料受到塞棒及背部墊板限制，隨塞棒一起向下流動，填充接頭形成焊縫。塞棒下部材料由于率先接觸母材，溫度上升最快，因此流動性較好，在焊接壓力及高速旋轉(zhuǎn)摩擦的作用下體現(xiàn)出一定的周向流動特征；而塞棒上部材料在焊接壓力及頂鍛力的作用下，呈現(xiàn)出一定徑向流動特征。

圖5 3#接頭材料流動及各區(qū)域微觀組織照片F(xiàn)ig.5 Material flow and microstructure in different regions of 3#joint

接頭不同區(qū)域由于受到不同程度焊接熱循環(huán)及塞棒旋轉(zhuǎn)擠壓作用，呈現(xiàn)出不同的微觀組織特征。根據(jù)微觀組織特征不同，F(xiàn)PW接頭可劃分為6個區(qū)域，母材區(qū)（BM），熱影響區(qū)（HAZ），熱機(jī)械影響區(qū)（TMAZ），再結(jié)晶區(qū)（RZ），塞棒熱機(jī)械影響區(qū)（PTMAZ）以及塞棒區(qū)（PM）。如圖5b所示，BM中組織由于沒有受到焊接熱循環(huán)和塑性變形的影響，仍然保持原始的軋制后的板條狀晶粒組織。HAZ由于受到焊接熱循環(huán)的影響，晶粒較母材發(fā)生了明顯的長大，但未觀察到明顯的塑性變形。熱機(jī)械影響區(qū)組織發(fā)生了較大的塑性變形，并伴隨有明顯的流動行為。該處組織由于受到塞棒劇烈的擠壓作用，沿塞棒軸向進(jìn)給方向被拉長。在靠近結(jié)合界面的位置，存在一個等軸晶區(qū)，這個區(qū)域稱為再結(jié)晶區(qū)。該區(qū)域由于經(jīng)歷強(qiáng)烈的塑性變形以及峰值溫度較高的焊接熱循環(huán)，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，在原先的已經(jīng)劇烈變形的晶粒中重新生長出無畸變的等軸晶。而PTMAZ的組織同樣發(fā)生明顯的塑性變形，其中可觀察到數(shù)量較少，尺寸較小的等軸晶粒。PM則仍然保持原有的細(xì)長晶粒。

2.3 接頭附近區(qū)域第二相分布

圖6為3#接頭不同區(qū)域在掃描電鏡下的照片。圖6a可觀察到母材上沿軋制方向分布著一定數(shù)量第二相粒子。2060鋁鋰合金中主要存在有Al-Cu第二相，沿晶界分布，容易造成晶界處的應(yīng)力集中，對合金的力學(xué)性能有不利的影響[18]。如圖6b所示HAZ中第二相粒子在焊接熱循環(huán)的作用下發(fā)生粗化，尺寸明顯增大；同時晶粒尺寸較母材也發(fā)生了一定長大。由于TMAZ中晶粒發(fā)生了較大塑性變形，且TMAZ組織表現(xiàn)出明顯的流動方向，因此第二相粒子也呈現(xiàn)出沿塑性變形方向分布的特征，如圖6c所示。觀察到RZ中的第二相粒子數(shù)目增加，而尺寸明顯增大，說明焊接過程中第二相粒子隨母材一起流動并停留在結(jié)合界面上，并且在焊接熱循環(huán)的作用下發(fā)生粗化。PTMAZ組織同樣表現(xiàn)出明顯的流動行為，晶粒發(fā)生塑性變形，沿材料流動方向被拉長。如圖6f所示，PM中第二相粒子仍沿塞棒擠壓方向分布，未發(fā)生明顯變化。

圖6 3#接頭不同區(qū)域掃描電鏡照片F(xiàn)ig.6 SEM images of different regions in 3#joint

2.4 接頭力學(xué)性能

3#接頭截面的硬度分布如圖7所示。如圖可見，BM處的硬度值最高，約為160 HV；HAZ的硬度下降，約為125 HV；TMAZ硬度進(jìn)一步下降，約為115 HV；RZ軟化較為明顯，硬度約為95 HV；PTMAZ處硬度為整個截面的最低值，約為90 HV。2060-T8鋁合金主要強(qiáng)化方式為時效強(qiáng)化，T1相（Al2CuLi），δ'相（Al3Li）以及θ'相（Al2Cu）的數(shù)量，尺寸以及體積分?jǐn)?shù)對接頭的力學(xué)性能有很大影響[19]。焊接過程中靠近塞棒與母材摩擦界面的區(qū)域受焊接熱循環(huán)以及塞棒的旋轉(zhuǎn)擠壓作用，析出相發(fā)生過時效，大量析出相粒子回溶或粗化，導(dǎo)致強(qiáng)化效果減弱；此外RZ中發(fā)生的動態(tài)再結(jié)晶也會導(dǎo)致該區(qū)域加工硬化的效果減弱，因此接頭各區(qū)域硬度較母材及塞棒均有明顯降低。

圖7 3#接頭截面硬度分布Fig.7 Hardness distribution of 3#joint cross section

圖8為母材與1#～3#接頭抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率柱狀統(tǒng)計圖。結(jié)合2060-T8鋁合金強(qiáng)化方式及1#～3#接頭界面結(jié)合情況可知，由于焊接過程發(fā)生過時效，接頭不同區(qū)域發(fā)生不同程度軟化，強(qiáng)化效果較母材明顯降低，因此1#～3#接頭拉強(qiáng)度以及斷后伸長率較母材均有明顯下降；而由于焊接壓力的增加，未焊合及孔洞缺陷消失，接頭成形質(zhì)量提升，因此接頭抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率明顯提高，當(dāng)焊接壓力為30 kN時，接頭抗拉強(qiáng)度可達(dá)378.9 MPa，斷后伸長率為5.9%，接頭系數(shù)達(dá)到0.746（相比于2060-T8鋁鋰合金抗拉強(qiáng)度）。

圖8 接頭抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率Fig.8 Tensile strength and elongation of joints

圖9a為3#接頭拉伸試樣斷口的宏觀形貌，圖9b、9c、9d為圖9a中A、B、C區(qū)域?qū)?yīng)的掃描電鏡照片。A區(qū)位于試樣斷口上部，斷口一部分為層片狀，較為光滑；少部分為尺寸小且深度淺的韌窩，說明該部分為韌脆混合斷裂。B區(qū)位于試樣斷口中部，相比于A區(qū)韌窩數(shù)量明顯增加，且韌窩尺寸及深度變大，該區(qū)域?yàn)轫g性斷裂。C區(qū)為試樣斷口下部，該區(qū)域韌窩尺寸進(jìn)一步增大，且撕裂棱明顯，說明該處組織在斷裂前發(fā)生較大塑性變形，是該接頭塑性最佳的位置；同時可觀察到韌窩內(nèi)部存在第二相粒子，說明基體與第二相粒子在拉伸過程中形成的微孔是發(fā)生斷裂的起因。焊接過程中受到熱力條件的不同導(dǎo)致了接頭不同區(qū)域體現(xiàn)出不同的斷裂模式。在焊接過程中，塞棒與母材在接頭下部率先接觸并相互摩擦，接頭下部產(chǎn)熱最多且材料流動性最好；此外，由于背部墊板的支撐作用，焊接壓力更有效地作用于接頭下部，因此接頭下部界面組織最為致密，在拉伸過程中體現(xiàn)出良好的塑性。

圖9 3#接頭拉伸斷口掃描電鏡照片F(xiàn)ig.9 SEM images of fracture morphology in 3#joint

3 結(jié)論

（1）采用7 000 r/min主軸轉(zhuǎn)速，6 mm進(jìn)給量以及30 kN焊接壓力可實(shí)現(xiàn)2060-T8母材與2195-T8塞棒的頂鍛式摩擦塞補(bǔ)焊工藝過程，獲得無缺陷焊接接頭。當(dāng)焊接壓力小于30 kN時，接頭出現(xiàn)未焊合及孔洞缺陷。

（2）FPW接頭可分為六個區(qū)域，母材、熱影響區(qū)、熱機(jī)械影響區(qū)、再結(jié)晶區(qū)、塞棒熱機(jī)械影響區(qū)以及塞棒區(qū)。其中熱影響區(qū)晶粒發(fā)生一定程度長大；熱機(jī)械影響區(qū)及塞棒熱機(jī)械影響區(qū)晶粒發(fā)生明顯塑性變形；再結(jié)晶區(qū)為致密的等軸晶組織；母材與塞棒區(qū)則未發(fā)生明顯變化。

（3）接頭附近區(qū)域硬度較母材均有一定下降，其中硬度最低值位于塞棒熱機(jī)械影響區(qū)，硬度平均值約為90 HV。當(dāng)焊接壓力為30 kN時，接頭抗拉強(qiáng)度最高，為378.9 MPa，斷后伸長率為5.9%；接頭斷裂形式為韌性斷裂。