2A12/AZ31B 異質合金超聲振動輔助攪拌摩擦焊核區晶粒組織

井 瑞，譚茂舉，武傳松，石 磊

（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）

2A12 鋁合金和AZ31B 鎂合金的異質結構具有質輕、高強、彼此性能優勢互補等優點，在航空航天領域已得到廣泛應用。由于兩者的晶體結構和物理化學性質存在較大差異，實現2A12/AZ31B 異質合金的高質量焊接，是亟待解決的關鍵問題。攪拌摩擦焊（friction stir welding，FSW）作為一種固相焊接技術，在鋁/鎂異質合金的焊接方面具有很大的優勢［1-2］。對常規FSW 做出進一步的改進，本課題組研發了超聲振動輔助攪拌摩擦焊接（ultrasonic vibration assisted FSW，UVaFSW）新工藝［3-4］。將UVaFSW 應用于AA6061-T6/AZ31B 鋁/鎂異質合金的焊接，已經取得了良好的工藝效果［5-7］，但尚未將其用于2A12/AZ31B 異質合金的高質量焊接。2A12 鋁合金是含有Cu 元素的高強鋁合金，因其強度高、硬度大，塑性變形能力弱，將它與AZ31B 焊接具有一定的難度。因此，如何利用UVaFSW 新工藝實現2A12 與鎂合金的高質量焊接，是一個挑戰。

2A12/AZ31B 異質合金FSW 或UVaFSW 焊接過程中，鋁與鎂材料之間形成的機械鎖合、界面處金屬間化合物的厚度和形態以及焊核區晶粒結構與取向等，都對異質接頭的力學性能有重要影響［8-9］。攪拌摩擦焊接過程中，焊核區材料受到攪拌針的強烈作用，經歷了較高溫度的熱循環和嚴重的塑性變形，發生動態再結晶行為，包括連續動態再結晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）、不連續動態再結晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX）和幾何動態再結晶（geometric dynamic recrystallization，GDRX）［10-12］。隨著焊接熱-力過程的變化，晶粒的再結晶過程也隨之變化。Ji 等［13］在鋁合金FSW 過程中發現GDRX，CDRX 和DDRX 會同時或者交替影響晶粒的再結晶過程。而對于鎂合金的攪拌摩擦焊接，晶粒在焊接過程中主要經歷了CDRX 和DDRX 過程［14-15］。不過上述研究主要基于同種材料FSW，對于2A12/AZ31B 鋁/鎂異種FSW，由于兩種材料不同的物理和力學性能，結合界面兩側勢必會形成不同的晶粒組織結構。焊核區內結合界面兩側動態再結晶機制有差異，晶粒尺寸、取向和織構也有所不同，這必然對接頭整體的組織和性能有重要影響。除了機械鎖合程度和金屬間化合物層之外，焊核區晶粒結構與取向也是影響2A12/AZ31B 異質攪拌摩擦焊接接頭性能的重要因素［8-12］。因此，有必要對2A12/AZ31B 鋁鎂異種材料在FSW 和UVaFSW 焊接過程中的晶粒組織演變進行深入研究。

本工作將開展2A12/AZ31B 異種材料FSW 和UVaFSW 的對比焊接工藝實驗，對焊核區不同部位的晶粒組織加以表征，研究FSW 和UVaFSW 焊縫內部晶粒的演變過程，揭示超聲振動對晶粒組織演變的影響，探究超聲振動改善鋁/鎂異質合金接頭焊合區微觀組織的作用機理。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

選用2A12-T4 鋁合金和AZ31B-H24 鎂合金為焊接母材，具體成分及力學性能分別如表1 和表2 所示。試板尺寸均為200 mm（長）× 65 mm（寬）× 3 mm（厚），試板長度方向為軋制方向，也是鋁、鎂板對接的焊接方向。

表1 母材的名義化學成分（質量分數/%）Table 1 Nominal chemical compositions of base metals （mass fraction/%）

表2 母材的力學性能Table 2 Mechanical properties of base metals

1.2 實驗設備及實驗條件

本課題組自主研發的UVaFSW 系統如圖1 所示。焊接過程中，超聲工具頭通過軸承滾珠接觸攪拌頭，直接將超聲振動作用于攪拌頭，再由攪拌頭傳遞至工件的焊接區域。該設備使得作用于剪切層內的超聲振動與攪拌頭造成的熱-力作用同步發生。超聲振動頻率為20 kHz，空載時最大振幅為20 μm。攪拌頭為H13 工具鋼材質，內凹型軸肩的直徑為12 mm，錐形帶右旋螺紋攪拌針的針長為2.8 mm，根部和端部直徑分別為4.2 mm 和3.2 mm。將2A12 鋁合金板放置于前進側，AZ31B-H24 鎂合金板放置于后進側，攪拌頭偏移量為0 mm。同時，攪拌頭傾角為2.5°，軸肩下壓量為0.1 mm。攪拌頭轉速為700 r/min，焊接速度為40 mm/min。在相同工藝條件下分別進行FSW 和UVaFSW 焊接實驗，兩者差別僅在于是否施加超聲振動。

圖1 超聲振動輔助攪拌摩擦焊接系統示意圖Fig.1 Schematic diagram of UVaFSW system

焊后利用銑床切割得到焊縫中部處的接頭橫截面試樣。將試樣用金相砂紙干磨到600#，水磨至800#，然后在拋光機上用毛氈拋光。根據組織觀察的需要對橫截面進行化學腐蝕。觀察接頭的微觀組織時，先用成分為1.0 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL蒸餾水的Keller 試劑腐蝕5 s，然后用苦味酸溶液（4.2 g苦味酸+70 mL 乙醇+10 mL 乙酸+10 mL H2O）腐蝕10 s。利用ZEISS Gemini 500 場發射掃描電鏡，開展了母材和焊核區晶粒組織的電子背散射衍射（EBSD）表征。在準備EBSD 試樣時，完成機械拋光的試樣還需要利用離子拋光（ion beam slope cutter Leica EM TIC 3×）去除表面應力。在進行EBSD 拍攝時，根據掃描區域和晶粒尺寸的大小選擇合適的掃描步長。對于焊核區（weld nugget zone，WNZ），步長選擇為0.1 μm；對于鋁合金和鎂合金母材，步長均選擇為1.5 μm。所有的EBSD 數據都是由Channel 5軟件進行處理分析。

2 結果與分析

2.1 母材的微觀組織

圖2（a-1），（a-2）分別為2A12 鋁合金和AZ31B 鎂合金母材晶粒的微觀結構。鋁合金2A12 的平均晶粒尺寸為12.7 μm。鎂合金母材的平均晶粒尺寸約為50.56 μm （其中，最大晶粒約209.75 μm，細小的晶粒約2.26 μm），屬于典型的熱軋鎂合金組織。圖2（b-1），（b-2）分別為2A12 鋁合金與AZ31B 鎂合金的晶粒邊界（grain boundary，GB）圖，其中綠色邊界表示小角度晶粒邊界（low-angle grain boundaries，LAGBs），黑色邊界為大角度晶粒邊界（high-angle grain boundaries，HAGBs）。圖中絕大多數的晶粒邊界都是黑色，說明2A12 鋁合金與AZ31B 鎂合金的晶粒大多為大角度晶粒邊界，小角度晶界占比相對較少；其中2A12 鋁合金小角度晶界占比為5.73%。 AZ31B 鎂合金的小角度晶粒邊界所占比例要稍高于2A12 鋁合金，為17.4%。另外，根據極圖（圖3），2A12 鋁合金沒有明顯的織構，而AZ31B 鎂合金母材最大的織構強度為9.53。

圖2 2A12 鋁合金（1）和AZ31B 鎂合金（2）母材的EBSD 圖 （a）IPF；（b）晶粒邊界Fig.2 EBSD maps of base metals for 2A12 aluminum alloy （1） and AZ31B magnesium alloy （2） （a）IPF；（b）GB

圖3 2A12 鋁合金（a）和AZ31B 鎂合金（b）母材的極圖Fig.3 Pole figures of base metals for 2A12 aluminum alloy（a）and AZ31B magnesium alloy（b）

2.2 焊核區的觀測位置

圖4（a），（b）分別為FSW 和UVaFSW 的焊縫橫截面形貌。在2A12/AZ31B 異種材料FSW 焊核區中會存在明顯的結合交界面。這個曲折蜿蜒的交界面表示鋁/鎂材料在焊接過程中發生了相互穿插混合，形成了機械鎖合結構。對焊核區晶粒組織的觀察也主要沿著這個鋁/鎂結合界面開展。攪拌摩擦焊接過程中，焊縫不同深度位置的材料在焊接時會經歷不同的溫度和塑性變形，這種熱-力過程不均勻對焊縫微觀結構具有重要影響。沿著鋁/鎂結合界面選取3 個不同深度位置對晶粒組織進行觀察。如圖4（c）所示，圖中的綠色和紅色區域分別表示在鋁合金側與鎂合金側的EBSD 數據采集位置。在表征焊核區的晶粒組織時，EBSD 掃描區域盡可能地靠近結合界面，分別在Al側的小方塊A1～A3 和Mg 側的小方塊B1～B3 處加以EBSD 表征。

圖4 FSW（a）和UVaFSW（b）焊縫橫截面宏觀金相與EBSD 表征位置（c）Fig.4 Macrographs of FSW（a） and UVaFSW（b） welds at transverse cross-section and EBSD observation positions（c）

2.3 2A12 鋁合金側晶粒在焊縫厚度方向上的演變

在2A12 鋁合金側，EBSD 掃描位置為圖4 中的A1～A3 區域，所得的晶粒微觀結構如圖5 所示。A1區域距離焊縫上表面僅有0.5 mm，在軸肩的影響下材料發生劇烈的塑性變形，晶粒有些許的拉長，在水平方向上有明顯的形變取向，如圖5（a-1），（b-1）所示。A2 區域位于板厚中間，距離軸肩較遠，受軸肩的影響較小，受到攪拌針的作用較大，同樣具有明顯的水平方向上的形變取向。A3 區域位于焊縫底部，晶粒主要受攪拌針的影響，經歷的應變及應變速率都相對較小，所以主要由等軸晶粒組成。從晶粒形貌上，FSW和UVaFSW 焊核區這三處晶粒結構并沒有明顯的區別。觀察發現，A1～A3 處的再結晶機制為圖5 黑色箭頭位置所示的CDRX 機制與白色圓圈所示區域代表的GDRX 機制的共同作用。

圖5 A1（1），A2（2），A3（3）區域晶粒結構的IPF 圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.5 IPF maps of grain microstructures in regions A1（1），A2（2），A3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

經過統計，FSW 時，A1～A3 區域的平均晶粒尺寸分別為0.77，0.80 μm 和0.73 μm；而UVaFSW 時，A1～A3 區域平均晶粒尺寸分別為0.77，0.77 μm 和0.99 μm。可以看出，施加超聲振動后，焊核區底部的鋁側晶粒尺寸略微增大。結合A1～A3 區域晶粒的小角度晶界占比分數圖（圖6）和再結晶程度圖（圖7），可以看出，A1 區域的小角度晶界占比較高，這是因為在軸肩的影響下材料更容易發生劇烈的塑性變形，位錯密度較高，更容易在多邊化的過程中使同號刃型位錯沿著垂直于滑移面的方向排成小角度亞晶界。在A3 區域，UVaFSW 晶粒的再結晶程度明顯增大，說明超聲的施加可以顯著提高焊縫底部晶粒的再結晶程度，這可能與超聲促進焊縫底部的材料流動有關。

圖6 A1～A3 區域晶粒的小角度晶界占比圖Fig.6 LAGBs diagram of grains in regions A1-A3

圖7 A1～A3 區域晶粒的再結晶程度 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.7 Recrystallization degree of grains in regions A1-A3 （a）FSW；（b）UVaFSW

圖8 展示了焊縫中A1～A3 區域的極圖。與面心立方金屬簡單剪切變形中的標準極圖［8，16］相比，在FSW 時，A1 和A3 區域中主要織構成分為和C。A2 區域的主要織構成分為和成分。而在UVaFSW 中A1 區域的織構為B/，A2 區域的織構為B/，C，A3 區域的織構為B/。，，A 和織構通常發生在應變較低的變形過程中，而B/和C成分出現在應變較高的變形過程，且B/織構的出現比C 織構需要材料經歷更大的應變。在UVaFSW 中含有更多的B/和C 剪切織構，這說明施加超聲能場后焊核區材料的應變增加。這在織構演變上也說明超聲能場能夠促進焊核區的材料流動。

圖8 A1（1），A2（2），A3（3）區域的｛100｝，｛110｝和｛111｝極圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.8 ｛100｝，｛110｝ and ｛111｝ pole figures in regions A1（1），A2（2），A3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

2.4 AZ31B 鎂合金側晶粒在焊縫厚度方向上的演變

鎂合金側焊核區不同深度位置的晶粒微觀結構如圖9 所示，其EBSD 掃描區域為圖4 中的B1～B3。基本上，除了B3 區域，多數晶粒取向都接近〈0001〉取向。這種現象的出現與焊接過程中材料流動主要受攪拌針的剪切力作用有關。而對于B3 區域，這里處于鋁/鎂焊核區的底部，而通常情況下，鋁/鎂材料受攪拌針端部的影響會在這里發生劇烈混合，材料的流動也更復雜，晶粒取向也就不再簡單受攪拌針表面剪切力影響。另外，在B1 區域的鎂合金晶粒為等軸晶，不同于鋁合金側的晶粒受軸肩影響被拉長。這應該與鋁/鎂材料具有不同的堆垛層錯能，從而發生不同的再結晶過程有關。從晶粒形貌上來看，施加超聲與否并沒有明顯的區別。觀察發現，B1～B3 的再結晶機制都為圖中黑色箭頭位置所示的CDRX 機制與白色圓圈所示區域代表的GDRX 機制和黑色圓圈所示的DDRX 機制共同作用。

圖9 B1（1），B2（2），B3（3）區域晶粒結構的IPF 圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.9 IPF maps of grain microstructures in regions B1（1），B2（2），B3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

經過統計，鎂合金側在FSW 時，B1～B3 區域的平均晶粒尺寸分別為2.57，3.52 μm 和2.77 μm；而UVaFSW 時，平均晶粒尺寸分別為3.06，2.43 μm 和2.19 μm。可以看出，晶粒尺寸相比于鋁合金側時要大；施加超聲振動后，多數區域的晶粒尺寸減小。說明鎂合金側，超聲主要促進晶粒的再結晶形核，對于再結晶晶粒長大的影響不大，所以UVaFSW 焊核區鎂合金晶粒的尺寸較FSW 時減小。

圖10 和圖11 分別為B1～B3 區域晶粒的小角度晶界占比分數圖與再結晶程度圖。可以看出，施加超聲振動后鎂合金一側的平均再結晶程度有所提高，說明超聲促進鎂側晶粒的再結晶；由于兩種材料的性質差異，鎂晶粒的再結晶程度要明顯小于鋁晶粒。

圖10 B1～B3 區域晶粒的小角度晶界占比圖Fig.10 LAGBs diagram of grains in regions B1-B3

圖11 B1～B3 區域晶粒的再結晶程度 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.11 Recrystallization degree of grains in regions B1-B3 （a）FSW；（b）UVaFSW

圖12 為B1～B3 區域鎂合金側焊核區晶粒的｛0001｝，｛11-20｝和｛10-10｝極圖。鎂合金焊核區較容易形成｛0001｝基面織構，并且在B1～B3區域都有不同程度的偏轉。在B1和B2區域，無論是FSW 還是UVaFSW，晶粒的c軸都近似平行于焊接方向（welding direction，WD），這是由于材料變形時主要受攪拌針剪切力作用的結果。然而在B3 區域，不僅晶粒c軸發生了較大偏轉，而且織構強度明顯降低。在這個區域的材料流動并不是單純的水平或者垂直流動，因此形成晶粒生長時的擇優取向也隨之變化。可以看出施加超聲振動時，不同區域的織構強度都有所降低，結合前文對其晶粒微觀結構的分析可以得出，其原因是施加超聲時鎂合金晶粒發生了更加完全的再結晶行為，從而減弱了晶粒的取向性。

圖12 B1（1），B2（2），B3（3）區域的｛0001｝，｛110｝和｛100｝極圖 （a）FSW；（b）UVaFSWFig.12 ｛0001｝，｛110｝ and ｛100｝ pole figures in regions B1（1），B2（2），B3（3） （a）FSW；（b）UVaFSW

3 結論

（1）2A12 鋁合金和AZ31B 鎂合金的平均晶粒尺寸分別為12.7 μm 和50.56 μm。兩者的晶粒大多為大角度晶粒邊界，小角度晶界占比相對較少。2A12 鋁合金晶界的取向差角度接近隨機分布，晶粒在長大時并沒有發生明顯的擇優取向生長，小角度晶界的比例為5.73%，AZ31B 鎂合金母材的小角度晶界比例為17.4%。2A12 鋁合金沒有明顯的織構，而AZ31B 鎂合金母材最大的織構強度為9.53。

（2）FSW 和UVaFSW 焊接后，焊核區2A12 鋁合金側與AZ31B 鎂合金側的晶粒尺寸都得到了明顯細化。2A12 鋁合金側焊核區晶粒動態再結晶的方式為CDRX 與GDRX 機制的共同作用。AZ31B 鎂合金側焊核區晶粒動態再結晶的方式為CDRX，GDRX 和DDRX 機制的共同作用。施加超聲能夠促進晶粒的再結晶程度，尤其是在鋁側的中下部和鎂側的底部，但鋁側的再結晶程度要明顯高于鎂側。

（3）織構演變結果表明，施加超聲振動，鋁側焊核區材料的應變增加，說明超聲振動能夠促進焊核區的材料流動；鎂側不同區域的織構強度都有所降低，這是因為施加超聲時鎂合金晶粒發生了更加完全的再結晶行為，從而減弱了晶粒的取向性。