工艺参数对异种铝合金搅拌摩擦焊接头组织与力学性能的影响

侯俊良，周博芳，2，周友涛，张红霞，王昊，满武士

（1.湖北汽车工业学院 材料科学与工程学院，湖北 十堰 442002；2.湖北中程科技产业技术研究院有限公司，湖北 十堰 442002；3.东风汽车集团有限公司 技术中心，湖北 武汉 430058；4.云南丰普科技有限公司，云南 昆明 650000）

汽车轻量化是实现汽车“新四化”（电动化、智能化、网联化、共享化）的重要举措［1］，通过轻量化材料和结构优化设计等途径实现。铸造铝合金、变形铝合金作为轻量化材料在汽车领域应用较广泛［2］。在复杂的工作环境下，单一铝合金焊件已不能满足使用需求，异种铝合金焊接工艺成为研究热点。由于异种铝合金性能差异大，传统熔化焊焊接接头易产生气孔、裂纹和焊接变形等问题［3］。而搅拌摩擦焊（friction stir welding，FSW）作为新型绿色的固相连接技术，可以克服上述缺点且能实现机械自动化，在焊接异种铝合金时具有独特优势［4］。孙甲尧等人［5］研究了A356-T6 和6061-T6 材料位置对接头流动性和力学性能的影响，发现将A356-T6置于前进侧时，有利于材料的迁移，接头抗拉强度达到了215 MPa，为母材A356-T6的74.6%。Msomi等人［6］研究了1050-H14与5083-H111异种铝合金搅拌摩擦焊材料位置对接头抗拉强度的影响，发现将5083Al 置于前进侧时，焊核区晶粒尺寸与形貌和5083-H11 相似，接头强度可以超过1050-H14。Silva 等 人［7］研 究 了 不 同 焊 接 参 数 对2024Al 与7075Al 异种铝合金搅拌摩擦焊焊接接头力学性能的影响，当搅拌头转速为2000 r·min-1、焊接速度为254 mm·min-1时，接头抗拉强度最大为447 MPa，为母材2024Al 的97.5%。张德芬等人［8］探究出在搅拌头转速为1000 r·min-1、焊接速度为80 mm·min-1时，接头抗拉强度可达到392 MPa，为母材2A12Al的84.5%，焊核区晶粒尺寸约为5.7 μm。综上，许多学者已经探索了部分组合的异种铝合金FSW，多集中于2XXX、5XXX、6XXX、7XXX 等异种铝合金，且均得到质量较好的焊接接头，但关于铸铝与3系异种铝合金搅拌摩擦焊的研究较少。因此，文中重点对ZL104和3003Al异种铝合金FSW接头的组织及性能进行研究，以期实现搅拌摩擦焊技术在该异种铝合金上的应用。

1 实验材料与方法

实验材料为180 mm×50 mm×3 mm 的ZL104和3003Al 轧制板，母材的化学成分如表1 所示，母材的力学性能如表2所示。

表1 铝合金的化学成分所占质量分数 %

表2 铝合金的力学性能

搅拌摩擦焊实验设备为FSW-DM10X20/2，实验过程如图1a所示，实验采用自制搅拌头，针长为3 mm，如图1b 所示。焊前用酒精清洗待焊板材表面，ZL104 和3003Al 依次置于前进侧（advancing side, AS）和后退侧（retreating side, RS），利用自制夹具将两板紧密对接并保持在同一平面。搅拌头下压量设置为0.15 mm，当焊接速度为100 mm·min-1时，搅拌头转速分别为750 r·min-1、900 r·min-1、1000 r·min-1、1250 r·min-1；搅拌头转速为1000 r·min-1时，焊接速度分别为60 mm·min-1、80 mm·min-1、100 mm·min-1、150 mm·min-1，依次进行搅拌摩擦焊实验。对完成搅拌摩擦焊实验的样品，根据GB/T 2651—2008 制取3 个拉伸试样，如图1c 所示。采用CMT5205型万能拉伸试验机测试抗拉强度并取平均值。对同组样品制备金相试样根据GB/T 3246.1—2012 采用Keller’s 腐蚀剂进行腐蚀，在显微镜（MDS-YM310）下进行组织观察，从焊缝中心沿试样水平方向使用MH-5 型显微硬度计进行硬度测试，载荷为200g，保载时间为15 s。

图1 FSW试验和焊后取样示意图

2 实验结果与讨论

2.1 不同转速下接头的组织形貌和力学性能分析

2.1.1 宏观形貌分析

当焊接速度为100 mm·min-1，搅拌头转速不同时接头宏观形貌如图2所示，焊缝主要分为3个区域，分别是热影响区（heat affected zone,HAZ）、热机影响区（thermo-mechanically affected zone,TMAZ）、焊核区（weld nugget zone,WNZ）。由图2可知，在4组不同转速下均能实现异种铝合金的焊接，试样焊核区均出现了“洋葱环”特征，符合螺壳模型［9］，形成了均匀致密的焊缝。对ZL104而言，随着搅拌头转速增加，ZL104在WNZ 均呈回旋状，在搅拌头转速为900 r·min-1、1000 r·min-1、1200 r·min-1时，ZL104在焊核区有明显的弧度。对3003Al而言，随着搅拌头转速增加，3003Al 由条纹状延伸至焊核区转变为回旋状与ZL104 平滑交融，3003Al 在WNZ 占比也愈加增大，甚至跨过焊核区向前进侧流动。这是由于当焊接速度一定时，搅拌头转速大小决定焊接热输入大小，进而决定金属塑性流动性的强弱。随着搅拌头转速增加，金属塑性流动性变强，同时搅拌针对塑性流动金属牵引力增强，焊缝内部混合愈发剧烈。

图2 搅拌头转速不同时接头宏观形貌图

2.1.2 显微组织分析

为了进一步研究接头各区域微观组织的变化，选取图2c的样品进行局部放大分析。图3a为母材3003Al 组织图，在Al 基体上有颗粒状平衡析出相Al6Mn。图3b 为母材ZL104 组织图，呈现典型的亚共晶铝硅合金组织形貌，由共晶Si 和α 固溶体构成，符合Al-Si 二元相图。图3c 为HAZ 组织图，由共晶Si和α固溶体构成，但与母材ZL104相比，α固溶体晶粒较大，原因是HAZ区受热循环影响，晶粒受热长大。图3d 和图3e 为TMAZ 区组织图，晶粒被明显拉长呈流线型，且图3d比图3e明显，原因是前进侧与后退侧晶粒分别受到搅拌头的剪切和挤压作用，晶粒发生较大的变形。同时前进侧材料的塑性流动方向与剪切力方向相反，因此前进侧晶粒变形程度大于后退侧［10］。图3f 为WNZ 组织图，呈均匀细小的等轴晶，无明显方向性。这是因为WNZ 组织受搅拌针机械搅碎作用，共晶Si 重新密集地排列围成新的晶粒，同时焊核区受到搅拌头产生的热量影响，使晶粒发生动态再结晶，所以该区域晶粒十分细小。综合图3可知，焊缝区母材和焊缝各区域的组织变化规律相同，均在焊核区发生了明显的细晶强化。因此，文中重点讨论不同焊接工艺参数对焊核区晶粒大小的影响。

图3 母材及局部位置放大组织图

当焊接速度为100 mm·min-1时，不同转速下的WNZ 微观组织图如图4 所示，WNZ 的晶粒尺寸随着搅拌头转速的增加先减小后增大，当转速增大为1000 r·min-1时，WNZ 晶粒最细小。这是因为在FSW过程中，随着搅拌头转速的提高，焊接热输入增大，晶粒发生动态再结晶的驱动力增强，同时搅拌头搅拌作用增强，搅拌针将WNZ 晶粒搅碎更彻底，在双重作用下使焊核区晶粒尺寸越来越小［11］。当转速提高至1250 r·min-1时，焊接热输入较大，焊核区内温度过高，在动态再结晶过程中形成的晶核会过热长大，WNZ晶粒尺寸增大［12］。

图4 不同搅拌头转速下的焊核区显微组织图

2.1.3 力学性能分析

当焊接速度为100 mm·min-1时，不同搅拌头转速对硬度的影响如图5 所示，硬度值从母材区到HAZ 区 之 间 均 匀 下 降，HAZ 区 到TMAZ 区 骤 减，TMAZ 区到WNZ 区猛然上升，接头硬度分布呈两侧不等高“W”型。原因是HAZ 区发生回复反应，晶粒尺寸相比母材略微变大，硬度下降；TMAZ 受搅拌头剪切/挤压作用，导致晶粒长大和被拉长，硬度下降；WNZ 区域晶粒受焊接热循环和搅拌头搅拌双重作用下，呈均匀细小的等轴晶组织，同时与TMAZ形成突变型边界和扩散型边界［13］，导致硬度大幅下降。但焊核区硬度随着搅拌头转速增加先增大后减小，当转速为1000 r·min-1时，焊核区平均硬度最高为65.5 HV。这是因为硬度大小与焊核区晶粒大小具有直接关系［14］。

图5 不同搅拌头转速下各区域显微硬度

焊接速度为100 mm·min-1时，不同搅拌头转速对接头力学性能和颈缩端部厚度的影响如表3 所示。由表3可知，接头抗拉强度随着搅拌头转速的增加先增大后减小，当转速为1000 r·min-1时，抗拉强度最大为174.8 MPa，达到了母材3003Al 的90.7%。断口颈缩端部厚度随着搅拌头转速增加先减小后增大，当搅拌头转速为1000 r·min-1时，断口颈缩端部厚度为0.85 mm，说明该参数下断口不仅抗拉强度高，而且断口韧性优异。

表3 不同搅拌头转速下接头抗拉强度和颈缩端部厚度

2.2 不同焊速下接头的微观组织和力学性能分析

2.2.1 宏观形貌分析

当搅拌头转速为1000 r·min-1时，不同焊接速度下的接头宏观形貌见图6。由图6 可知，当焊接速度为60 mm·min-1时，接头底部突出，当焊接速度为150 mm·min-1时，焊缝出现焊接缺陷，焊核区均无明显“洋葱环”特征。原因是当焊速较低时，焊接热循环过大，高温停留时间长，金属塑性流动性好，塑性流动金属通过两板间隙被挤压流出；当焊接速度较高时，焊接热循环不足，高温停留时间少，异种塑性流动金属未充分混合，导致接头缺陷产生。

图6 不同焊接速度下的接头宏观形貌

2.2.2 显微组织分析

搅拌头转速为1000 r·min-1时，不同焊接速度对WNZ 微观组织影响如图7 所示，焊核区晶粒大小随着焊接速度的增加而减小。这是由于搅拌头转速不变，WNZ受到搅拌头的机械搅碎作用不变，随着焊接速度增加，焊缝热输入减小，晶粒受焊接热循环影响减弱，焊核区动态再结晶晶粒吸热长大的驱动力减小。总体上，焊速对焊核区晶粒大小的影响小于转速对焊核区晶粒大小的影响，这与王勇强等人通过正交试验得到的结果基本吻合［15］。

图7 不同焊接速度下WNZ微观组织图

2.2.3 力学性能分析

搅拌头转速为1000 r·min-1时，不同焊接速度下的焊缝硬度分布如图8所示。由图8可知，焊核区域平均硬度变化随着焊接速度的增加而增大，当焊接速度为150 mm·min-1时，焊核区平均硬度最大为69.4 HV，当焊接速度为60 mm·min-1时，焊核区平均硬度最低为62.4 HV，因此焊接速度对硬度的影响不大。因为焊缝各个区域硬度分布不完全满足Hall Petch公式，与位错密度等多种因素相关［16］。

图8 不同焊接速度下各区域显微硬度

当搅拌头转速为1000 r·min-1时，不同焊接速度下的抗拉强度如图9所示，接头抗拉强度随着焊接速度的增加先增大后减小。这是因为随着焊接速度增加，搅拌针附近塑性变形热所占比例增大，使接头垂直方向上的组织更加均匀，接头的抗拉强度增加。但当焊接速度过快时，在搅拌头和塑性变形作用下产生的热量不能及时传导，导致接头垂直方向上的组织不均匀，产生孔洞裂纹等缺陷［17］，抗拉强度下降。

图9 不同焊接速度下接头抗拉强度

当搅拌头转速为1000 r·min-1、焊接速度为100 mm·min-1时，接头断裂位置及断口形貌如图10所示。由图10 可知，断裂位置为后退侧TMAZ，接头内部无缺陷，接头质量优异，与硬度测试结果相符合。同时，接头断口分布大量尺寸均匀的等轴韧窝，断裂类型为典型的韧性断裂，韧窝内第二相粒子少，韧窝深度大，证明接头塑性好，强度高。

图10 最优工艺参数下接头状态

3 结论

采用搅拌摩擦焊的方法实现了ZL104与3003Al异种铝合金的焊接。当焊速为定值时，随着转速的增大，焊核区晶粒大小先减小后增大，焊核区硬度和接头抗拉强度均先增大后减小。当转速一定时，随着焊速增大，焊核区晶粒大小减小，接头抗拉强度先增大后减小，焊核区硬度变化不大。当焊速为100 mm·min-1、转速为1000 r·min-1时，接头质量良好，焊核区硬度达到最高为65.5 HV，接头抗拉强度达到最大为174.9 MPa，占母材3003Al的90.7%。