好文推荐 | 基于焊接速度的6082铝合金FSW接头组织与力学性能调控研究

为研究焊接速度对6082铝合金搅拌摩擦焊（FSW）接头微观组织和力学性能的影响，并建立基于焊接速度的FSW接头组织与性能调控规律。通过金相观察、电子背散射衍射（EBSD）分析、硬度测试、室温拉伸和弯曲试验等手段，对四种不同焊接速度（500mm/min、750mm/min、1000mm/min、1250mm/min）下FSW接头的微观组织和力学性能进行表征。结果表明，随着焊接速度的增大，FSW接头的微观组织发生显著变化。焊核区（NZ）发生连续动态再结晶，形成细小的再结晶晶粒组织，其平均晶粒尺寸从3.8μm减小至2.3μm，再结晶分数从83%减小至57.3%；热机影响区（TMAZ）发生部分动态回复和部分动态再结晶，晶界处出现少量细小等轴晶粒，晶内形成大量亚晶组织。亚结构比例和小角度晶界比例显著增加，分别为69.2%和60.1%；受焊接热影响，热影响区（HAZ）相比母材区（BM）的晶粒尺寸略有增大，再结晶程度和晶界角度分布与母材相似。力学性能方面，随着焊接速度增大，FSW接头硬度最低值从72.3 HV增大至81.2 HV，焊接系数从74.7%提升至89.0%，热影响软化区明显缩小，但在1250mm/min焊速下FSW接头背弯试样产生裂纹。基于焊接速度的调控模式，1000mm/min焊接速度下FSW接头具有最优的力学性能。

关键词

6082铝合金；搅拌摩擦焊；焊接速度；微观组织；力学性能

PART 00

搅拌摩擦焊（friction stir welding，FSW）^［1-2］方法已广泛应用于船舶、航空航天、轨道交通、新能源汽车等制造领域。作为一种低温固相连接，FSW具有焊接温度低、焊接应力小、连接系数高、无需填充金属/保护气体以及绿色环保等优势^［3-5］，并且焊接过程中无焊缝金属熔化，有效克服了铝合金传统熔化焊中金属飞溅、氢气孔、热裂纹等问题^［6-8］，因而在铝合金结构件中的应用最为广泛。6082铝合金是一种时效强化型Al-Mg-Si系合金，具有密度低、强度高、耐腐蚀等特点，其强度主要取决于GP区、β"相、β'相、β相等时效析出相的类型、尺寸、数量及分布^［9-11］。T6时效状态的6082铝合金一般认为具有优异的力学性能，因而T6态的6082铝合金板材、型材等制品在工业制造领域得到广泛应用，而应用过程中不可避免的涉及到铝合金材料的连接。

焊接速度、旋转速度、轴肩下压量、倾斜角等均是影响FSW接头组织与性能的工艺参数，其中焊接速度和旋转速度是最重要的两个焊接参数^［12］。研究表明，焊接过程中的峰值温度与旋转速度具有较强的正相关性^［1］，进而影响FSW接头的组织与性能。然而，与旋转速度相比，焊接速度决定了焊接接头经受高温焊接热循环时间，并对焊缝区材料塑性流动有重要影响^［13］，因而对FSW接头组织与性能产生更为显著的影响。本文以焊接速度为变量，研究FSW接头组织与性能的演变规律，旨在形成基于焊接速度的6082铝合金FSW接头组织与性能的调控依据，以获取具有优异综合性能的FSW焊接接头。

PART 01

试验材料为5mm厚度的6082铝合金板材，供货状态为T6时效状态，具体化学成分列于表1。搅拌头的设计参数为：轴肩直径16mm，搅拌头针长4.8mm，搅拌针大端直径7mm，小端直径4mm，具体尺寸如图1所示。为了研究焊接速度对FSW接头微观组织与力学性能的影响规律，设定搅拌头旋转速度为1500r/min，焊接倾角2.7°；在此基础上，将焊接速度作为变量，分别设置为500、750、1000、1250mm/min。

垂直于焊接方向切取试样，进行焊接接头不同区域的微观组织分析和硬度分布、室温拉伸、室温弯曲等性能测试。低倍组织试样首先进行机械研磨和抛光，然后浸泡在10%NaOH溶液中5~10min，接着使用浓HNO3溶液和去离子水冲洗，处理后的试样使用GX 71-OLYMPUS金相显微镜拍摄低倍形貌。电子背散射（EBSD）试样经粗磨、细磨、抛光后，在10%高氯酸（HClO₄）和90%乙醇（C₂H₅OH）中电解抛光，电解抛光电压20~25V，时间5~10s，然后在附有Oxford EBSD检测器的ZEISS M10A扫描电镜上观察各区域晶粒组织结构。FSW接头硬度分布测试沿试样厚度中心线进行，硬度点间隔1mm，加载载荷为29.4N，加载时间为15s，测试设备为华银HVS-3型硬度计。使用带有引伸计的万能试验机进行室温拉伸和弯曲测试，室温拉伸加载速度为2mm/min，室温弯曲加载速度为1mm/min。

表1  6082铝合金化学成分（质量分数，%）

图1  搅拌摩擦焊工具

PART 02

在1000mm/min焊接速度下得到的FSW接头低倍形貌和各区域EBSD如图2所示。EBSD图中，黑色细线为大角度晶界（>15°），白色细线为小角度晶界（2°~15°）。根据图2a所示的焊接接头横截面的低倍形貌可知，其组织特征可划分为4个区域，即焊核区（NZ）、热机影响区（TMAZ）、热影响区（HAZ）和母材区（BM）。此外，由于FSW接头存在前进侧（AS）和后退侧（RS），焊缝两侧各区域呈对称性分布。图2b为FSW接头中心位置焊核区的EBSD取向分布图，图2c~2e分别对应前进侧TMAZ、HAZ、BM区域。

图2  FSW接头低倍形貌和各区域EBSD图

搅拌摩擦焊接过程中，NZ与搅拌工具直接接触，在高速旋转的搅拌工具的直接机械搅拌作用下，焊核区发生剧烈塑性变形且在塑性变形产热和摩擦产热的共同作用下该区域发生连续动态再结晶生成细小等轴晶，如图2b所示。与焊核区相比，TMAZ并未直接与搅拌工具接触，因而并未受到高速旋转的搅拌工具的直接机械搅拌作用，TMAZ的塑性变形程度和高温热影响均小于NZ区。如图2c所示，TMAZ的晶粒组织发生了明显的弯曲变形，并且在粗大晶粒周围形成了一些细小的再结晶晶粒。此外，晶粒内还存在大量亚晶组织，表明发生了部分的动态回复。焊接过程中，HAZ区仅受焊接热影响且并未发生晶粒变形，其晶粒组织与母材原始组织和经历的焊接高温及持续时间等有关。而母材区则既未受到焊接热影响，也未发生晶粒变形。如图2d、2e所示，HAZ区和BM区均以粗大长条状晶粒为主，两者的晶粒形状及尺寸相近。

为研究FSW接头各个区域的晶粒结构特征，在1000mm/min焊速下FSW接头各区域的再结晶晶粒分布、不同晶粒组织占比、晶界角度分布等如图3所示。由图3a可知，NZ发生完全再结晶，以细小等轴状再结晶晶粒为主，再结晶比例较高（74.8%），平均晶粒尺寸为3.2μm（见图3e），且高角度晶界比例较大（73.8%）（见图3i）。在TMAZ，由于搅拌工具的影响，原始母材的粗大长条晶（见图2e）发生了部分再结晶和部分回复，导致原始晶粒的形态及尺寸发生了明显变化，如图3b所示。在TMAZ，部分动态回复导致大晶粒内形成大量的亚晶，使得亚结构比例较高，达到69.2%，而再结晶比例相对较低，为14%。同时，由于大量亚晶组织的存在，TMAZ小角度晶界比例较高，达到60.1%。因此，与NZ相比，TMAZ的晶粒组织呈现出非均匀性，并且由于部分细小再结晶晶粒的存在使得TMAZ的平均晶粒尺寸明显小于HAZ和BM区，TMAZ平均晶粒尺寸为15.8μm。

与NZ和TMAZ受搅拌工具机械搅拌作用不同，HAZ区仅受焊接热影响，因而HAZ区晶粒尺寸和再结晶分数均比母材区略有增大，HAZ和BM区平均晶粒尺寸分别为23.8μm和22.4μm，再结晶分数分别为56.6%和46.8%，高角度晶界比例分别为92.5%和91.6%，可知在焊接热影响作用下HAZ区晶粒尺寸略有增大且再结晶分数和高角度晶界比例高于母材。

图3  1000mm/min焊接速度下FSW接头各区域晶粒组织类型及分布

为研究焊接速度对FSW接头晶粒组织的影响，拍摄4种焊接速度（500、750、1000、1250mm/min）下FSW接头NZ区的晶粒取向分布图和再结晶分布图，如图4所示。由图4可知，在1500r/min转速下，四种焊接速度下FSW接头NZ为细小等轴晶且再结晶程度较高。其原因是搅拌摩擦焊接过程中高速旋转的搅拌工具对NZ产生剧烈的塑性变形和焊接高温，其中应变程度可达10¹~10² s^-1［14］，焊接峰值温度可达450~480℃甚至更高［15］，进而引发晶粒变形、位错增值及滑移、亚晶增多及连续转动等微观组织变化。这些变化首先导致晶粒内部形成大量具有小角度晶界的亚晶组织，随后在持续的塑性变形和焊接热影响下，亚晶间的取向差逐渐增大，使得大量小角度晶界的亚晶转变为具有大角度晶界特性的细小再结晶晶粒。因此，与原始母材晶粒组织相比，NZ的晶粒尺寸明显减小，且以具有大角度晶界的动态再结晶晶粒为主。同时，由于旋转速度与焊缝区经历的峰值温度呈正相关性，因而同一旋转速度下当焊接速度逐渐增大时FSW接头承受剧烈的塑性变形和焊接高温的时间减少，导致NZ区晶粒受热影响，长大程度降低，且发生再结晶程度减弱。如图4、图5所示，当焊接速度从500mm/min增至1250mm/min时，NZ区平均晶粒尺寸从3.8μm减至2.3μm，再结晶分数从83%减至57.3%。

如图5e~5h所示，不同焊接速度下NZ的大角度晶界占比介于73.8%~83%之间，平均晶界角度相近在30.7%~34.1%范围内，且随着焊接速度的增加，FSW接头NZ区的平均晶界角度略有增大。

图4  不同焊接速度下FSW接头NZ区晶粒取向分布及再结晶晶粒分布

图5  不同焊接速度下FSW接头NZ区不同晶粒组织比例及晶界角度分布

不同焊接速度下FSW接头硬度分布如图6所示，呈现出“盆”状特征，且随着焊接速度的增加，受焊接热影响导致的硬度降低区域变窄（即热影响软化区减小），同时接头的最低硬度值提高，即焊接速度增大使得接头热影响区减小且最低硬度值变大。在500、750、1000、1250mm/min焊接速度下，FSW接头硬度最低点均位于后退侧（RS），最低硬度值分别为72.3HV、74.5HV、80.3HV、81.2HV，距焊缝中心距离分别为9mm、8mm、6mm、2mm。

根据图1的搅拌工具尺寸，可以观察到随着焊接速度的增大FSW接头的硬度最低点逐渐靠近焊缝中心。这是因为高焊接速度下，FSW接头经受高温焊接热影响的时间逐渐缩短，导致接头发生过时效软化或软化区域逐渐较小，且最低硬度点距焊缝中心的距离逐渐减小。

图6  不同焊接速度下FSW接头硬度分布

6082-T6铝合金母材和不同焊接速度下FSW接头的室温拉伸性能见表2。6082-T6铝合金母材屈服强度、抗拉强度、断后伸长率分别为318MPa、334.1MPa、14.4%。在不同焊接速度下（500、750、1000、1250mm/min），FSW接头的抗拉强度（焊接系数）分别为249.6MPa（74.7%）、267.4MPa（80.0%）、280.8MPa（84.8%）、297.4MPa（89.0%）。这表明随着焊接速度增加，FSW接头抗拉强度从249.6MPa增至297.4MPa，焊接系数从74.7%增至89.0%，屈服强度从174.9MPa增至222.8MPa。对于时效强化型6082铝合金而言，焊接速度的增加导致焊接高温持续时间缩短，焊接热循环引起的时效强化相的溶解和粗化程度减弱，因此FSW接头的软化程度随着焊接速度的增加而减小。这一现象的直接表现为FSW接头强度或焊接系数的提升。

表2  6082-T6铝合金及不同焊接速度下FSW接头室温拉伸试验结果

不同焊接速度下FSW接头室温拉伸试样断裂位置（白色箭头位置）如图7所示，可知随着焊接速度的增加，FSW接头断裂位置逐渐靠近焊缝中心，且断裂位置由HAZ/TMAZ向TMAZ/NZ转变。所有断裂位置均位于RS侧，且与FSW接头硬度分布的最低硬度点位置基本吻合。

图7  不同焊接速度下FSW接头室温拉伸试样断裂位置

图8  不同焊接速度下FSW接头室温弯曲试样

不同焊接速度下FSW接头室温正面弯曲和背面弯曲试样分别如图8a、8b所示，四种焊接速度下FSW接头焊缝正面弯曲时无裂纹产生，进行背面弯曲时发现1250mm/min焊接速度下FSW接头底部存在裂纹，如图8b箭头处所指。对该试样的低倍形貌进行观察，如图8c所示，明显观察到FSW接头焊缝区底部开裂。四种焊接速度下FSW接头的室温弯曲结果统计见表3。

表3  不同焊接速度下FSW接头室温弯曲试验结果

当搅拌工具的旋转速度固定时，随着焊接速度的增加，FSW接头所经历的焊接热影响减小且材料塑性流动程度减弱，这导致FSW接头焊接系数增大且焊缝区晶粒细化程度增大。但是，当焊接速度过大时易引起焊接区域材料塑性流动程度不足或搅拌工具的锻压作用不充分，进而导致焊缝区根部的弱连接产生。根部弱连接一般不会直接影响FSW接头的静态拉伸性能，室温拉伸时FSW接头仍断裂于软化程度最大的区域（即硬度最低点位置），但当FSW接头承受动态载荷（如疲劳载荷）或背面承载（如背面弯曲）时，根部弱连接处易成为裂纹源区进而导致FSW接头断裂于该弱连接处。因此可以得出，在1250mm/min焊接速度下FSW接头软化程度最低、静态力学性能优异、焊缝区晶粒细化程度最高，但其焊缝区根部的弱连接会降低FSW接头的综合性能，尤其是疲劳性能。

PART 03

（1）焊核区（NZ）经历了连续动态再结晶，形成了细小的等轴状再结晶晶粒组织。当焊接速度从500mm/min增大至1250mm/min时，NZ区平均晶粒尺寸3.8μm减小至2.3μm，再结晶分数从83%减小至57.3%。

（2）热机影响区（TMAZ）发生了部分动态回复和部分动态再结晶，其晶界处存在少量具有大角度晶界特征的细小再结晶晶粒，晶内产生大量小角度晶界的亚晶组织。TMAZ的动态回复导致该区域的亚结构组织比例和小角度晶界比例明显增高，分别为69.2%和60.1%。

（3）随着焊接速度增加，FSW接头热影响区范围减小，硬度最低点数值增大且位置逐渐靠近焊缝中心，焊接系数也随之增大。当焊速从500mm/min增大至1250mm/min时，FSW接头硬度最低点数值从72.3HV增大至81.2HV，焊接系数从74.7%提升至89.0%。

（4）过高的焊接速度可能导致焊接区域材料流动不充分而产生缺陷，当焊接速度为1250mm/min时，FSW接头焊缝区底部存在弱连接，背面弯曲时产生裂纹。因此，在四种焊接速度中当焊接速度为1000mm/min时，FSW接头具有最优的综合性能。