孫甲堯 劉讓賢 胡良君 袁 江 陳勝遷

(1 中南大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，長沙 410083)(2 張家界航空工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院，張家界 427000)

A356-T6/6061-T6異種鋁合金攪拌摩擦焊的工藝研究

孫甲堯1,2劉讓賢2胡良君2袁 江2陳勝遷1,2

(1 中南大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，長沙 410083)(2 張家界航空工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院，張家界 427000)

文 摘 通過對(duì)6 mm厚的A356-T6/6061-T6異種鋁合金的攪拌摩擦焊工藝試驗(yàn)研究，采用OM、SEM、萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)、顯微硬度儀等分析了母材位置、焊接速度對(duì)接頭組織和性能的影響。研究結(jié)果表明：當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為1 000 r/min、焊接速度為100～400 mm/min時(shí)，均可獲得內(nèi)部無明顯缺陷、外觀良好的異種鋁合金接頭；A356-T6鋁合金置于前進(jìn)側(cè)時(shí)有利于材料的遷移，焊縫區(qū)組織由典型的焊核區(qū)、熱機(jī)械影響區(qū)和熱影響區(qū)特征組織組成，焊核區(qū)域晶粒由表層向底層逐漸細(xì)化；接頭拉伸性能隨焊接速度的增加而增大；焊接速度較低時(shí)，A356合金位于前進(jìn)側(cè)有利于獲得強(qiáng)度更高的接頭，而焊接速度較高時(shí)，6061位于前進(jìn)側(cè)有利于獲得高性能接頭，且接頭的屈服強(qiáng)度和延伸率均較A356位于前進(jìn)側(cè)時(shí)高；無論A356還是6061置于前進(jìn)側(cè)，接頭的斷裂位置均位于A356側(cè)熱影響區(qū)，與母材放置位置無關(guān)，這與焊縫硬度最小值區(qū)位置相吻合。

A356-T6/6061-T6,異種鋁合金,母材位置,焊接速度

0 引言

攪拌摩擦焊(FSW)是在傳統(tǒng)摩擦焊的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的一項(xiàng)固態(tài)連接技術(shù)。與傳統(tǒng)熔化焊接方法相比，F(xiàn)SW技術(shù)具有焊接過程環(huán)境好、無需焊絲及氣體保護(hù)、節(jié)能，接頭外觀平整、性能優(yōu)良、焊后殘余應(yīng)力和變形小等優(yōu)點(diǎn)，是一種高效、“綠色”的固態(tài)連接技術(shù)[1-3]。特別適合于鋁合金、鎂合金及銅合金等低熔點(diǎn)、高導(dǎo)熱性、難焊金屬的連接，廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶、汽車工業(yè)等領(lǐng)域[4]。此外，F(xiàn)SW對(duì)輕合金材料連接的適應(yīng)性更強(qiáng)，受材料的物理化學(xué)性能、力學(xué)特性及晶體結(jié)構(gòu)等因素的影響較小，對(duì)克服不同材料間性能差異帶來的焊接困難具有極大的優(yōu)勢，因此，F(xiàn)SW技術(shù)是異種鋁合金材料連接技術(shù)發(fā)展與應(yīng)用的必然趨勢[5]。

近年來，國內(nèi)外學(xué)者針對(duì)異種鋁合金材料的FSW工藝進(jìn)行了廣泛的研究，主要集中在2XXX、5XXX、6XXX、7XXX等變形鋁合金之間的FSW工藝研究， 如2195/2219、6061/2024、5182/6016、7075/6061、2024/7075等[6-11]，研究結(jié)果表明，異種變形鋁合金之間較易獲得性能良好的接頭，其強(qiáng)度可達(dá)較低強(qiáng)度母材的90%以上。而鑄造鋁合金之間或鑄造鋁合金與變形鋁合金的FSW相關(guān)工藝技術(shù)研究較少。Lee等人[12-13]研究A356/AA6061異種鋁合金FSW接頭的組織和性能發(fā)現(xiàn)，接頭中兩種材料相互層疊形成“洋蔥瓣?duì)睢逼蚝笸藗?cè)；而接頭的抗拉強(qiáng)度與強(qiáng)度較低的A356母材強(qiáng)度基本一致，接頭強(qiáng)度與A356和AA6061鋁合金的放置位置有關(guān)，而與焊接工藝參數(shù)無關(guān)。Ghosh 等人[14]研究了6061為前進(jìn)側(cè)6061/A356異種鋁合金的FSW工藝，結(jié)果發(fā)現(xiàn)后退側(cè)邊界也變得清晰，較低的焊接速度和旋轉(zhuǎn)速度有利于獲得性能良好的接頭，接頭強(qiáng)度達(dá)到A356的98%。Li 等人[15]研究了以ADC12為前進(jìn)側(cè)ADC12/6061的FSW工藝，研究發(fā)現(xiàn)接頭的延伸率可達(dá)到10%以上，抗拉強(qiáng)度約為母材的65%。因此，母材的放置位置和焊接工藝參數(shù)對(duì)接頭性能具有重要的影響，但影響規(guī)律還未能形成定論。本文以A356-T6和6061-T6鋁合金材料為對(duì)象，研究材料放置相對(duì)位置和焊接工藝對(duì)接頭組織和性能的影響，并探討其影響規(guī)律，以期為鑄造/變形鋁合金FSW焊接提供有益的工藝實(shí)例。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)材料為T6處理的A356擠壓板材和T6處理后6061軋板，尺寸均為200 mm×100 mm×6 mm，其化學(xué)成分和力學(xué)性能見表1、表2。

表1 材料的化學(xué)成分

表2 材料力學(xué)性能

焊完后，用線切割截取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣及金相試樣。金相試樣經(jīng)磨拋后用Keller試劑腐蝕15～60 s；利用Leica DMI3000M 型光學(xué)顯微鏡觀察母材、接頭各區(qū)以及斷口截面的微觀組織，利用GP-TS2000A力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測試接頭的拉伸性能，拉伸速度為2 mm/min；利用MH-5L型顯微硬度計(jì)測試焊縫各區(qū)的硬度；采用Image Pro-Plus 軟件測量金相組織及第二相顆粒特征。

2 結(jié)果與分析

2.1 接頭宏觀形貌

圖1為主軸轉(zhuǎn)速為1 000 r/min、焊接速度為400 mm/min，A356-T6和6061-T6置于前進(jìn)側(cè)時(shí)的攪拌摩擦焊接頭表面宏觀形貌?？煽闯觯瑑煞N材料置于前進(jìn)測均能獲得美觀、無缺陷的接頭。

圖2、圖3為A356-T6和6061-T6鋁合金分別置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，不同焊接速度下的體式顯微鏡截面宏觀形貌。

由圖2～圖3可看出，在設(shè)定工藝參數(shù)范圍內(nèi)及材料相對(duì)位置下，兩種材料結(jié)合良好，未出現(xiàn)明顯的缺陷，焊接工藝范圍較寬。焊縫中兩種材料在混合酸的腐蝕下界面清晰，其中顏色較深的為A356，較淺的為6061鋁合金，焊縫中存在一個(gè)兩種材料的混合區(qū)，由“洋蔥環(huán)”組成，并隨著焊接速度的增加，“洋蔥環(huán)”寬度逐漸增大。

“洋蔥環(huán)”通常解釋為厚度方向的塑化金屬在攪拌針螺紋的作用下在厚度方向上流動(dòng)，并在焊接時(shí)與旋轉(zhuǎn)方向的塑化金屬疊加作用的結(jié)果。當(dāng)轉(zhuǎn)速一定時(shí)，焊接速度越大，厚度方向的塑化金屬的量和流動(dòng)性減小、攪拌針及螺紋停留的時(shí)間縮短，導(dǎo)致金屬疊加時(shí)垂直方向的金屬量減少和螺紋間距增大。

2.1 差異表達(dá)基因篩選 在FDR<0.05，|log2 FC|≥1.0篩選條件下，得到2 173個(gè)差異表達(dá)基因，其中上調(diào)基因1 007個(gè)，下調(diào)基因1 166個(gè)。

以焊接前兩種材料的原始接觸面為界線，測試不同焊接速度及材料相對(duì)位置的前進(jìn)側(cè)材料遷移到后退側(cè)材料金屬的量，見圖4。由圖4看出，材料遷移量隨焊接速度的增加而逐漸減小，減小幅度也隨焊接速度的增加而放緩；相同焊接工藝條件下，A356-T6鋁合金置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，前進(jìn)側(cè)材料遷移越過原始界面的量較6061-T6為前進(jìn)側(cè)時(shí)大，但隨焊接速度的增加，差值變小。焊接速度為100 和400 mm/min、 A356-T6置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，A356鋁合金遷移至后退側(cè)的材料面積為6.87、3.75 mm2，較6061-T6置于前進(jìn)側(cè)時(shí)分別提高15.7%、12.6%。

因此，在本文所選的工藝參數(shù)范圍內(nèi)及兩種材料相對(duì)位置條件下，均可獲得內(nèi)部無明顯缺陷、外觀良好的焊縫接頭；置于前進(jìn)側(cè)的材料遷移量隨著焊接速度的增加而減小，且A356-T6鋁合金置于前進(jìn)側(cè)時(shí)有利于材料的遷移。

2.2 接頭微觀形貌

圖5是6061-T6置于前進(jìn)側(cè)，焊接速度為300 mm/min時(shí)的接頭組織圖。根據(jù)接頭在焊接過程中的受熱、受力情況可以將焊縫分為焊核區(qū)(NZ)、熱機(jī)械影響區(qū)(TMZ)、熱影響區(qū)(HAZ)等3個(gè)區(qū)，其中前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)與熱機(jī)械影響區(qū)的界面較為明顯，而后退側(cè)則較為模糊。

圖6是兩種母材及接頭各區(qū)的典型組織。經(jīng)過擠壓加工及T6熱處理后的A356鋁合金母材晶粒尺寸不均勻，較大晶粒尺寸可達(dá)到100 μm以上，沿?cái)D壓方向呈扁平狀；共晶硅相取向較基體相更為顯著，呈扁平或者粒狀，見圖6(a)。而6061鋁合金呈典型的軋制態(tài)晶粒，呈扁平狀，見圖6(b)。與兩種母材組織相比，A356側(cè)的焊縫熱影響區(qū)基體相晶粒尺寸相對(duì)均勻，擠壓方向無明顯變形，共晶硅相進(jìn)一步球化，晶粒取向大幅降低，見圖5中的位置I和圖6(c)；而6061側(cè)的焊縫熱影響區(qū)尺寸大幅長大，軋制痕跡更為清晰，見圖5中的位置II、圖6(d)；圖6(e)是A356側(cè)的熱機(jī)械影響區(qū)III的組織圖?？煽闯鲈搮^(qū)的晶粒沿材料流動(dòng)方向發(fā)生彎曲變形、破碎，晶粒得到不同程度的細(xì)化，越靠近焊核區(qū)，其細(xì)化程度越大。

圖5 接頭顯微組織圖

Fig.5 Microstructure of joint

圖6(f)～(i)是焊核中心區(qū)域的組織，兩種材料的分界線很明顯，大致可以分為A356側(cè)、6061側(cè)和片狀交替混合區(qū)，組織細(xì)化明顯。6061和A356兩種材料近表面焊核區(qū)(圖5中IV和V處)的晶粒尺寸分別約為10.5、15.6 μm。對(duì)比焊核區(qū)厚度方向發(fā)現(xiàn)，從焊縫底部至焊縫表面，隨著焊縫厚度的增加，其晶粒尺寸逐漸增大。以A356側(cè)為例，測得底部(VII)、中部(VI)及近表面(V)的晶粒尺寸分別為9.2、14.0和15.6 μm，焊核底部晶粒細(xì)化更為顯著，而焊核中心至近表面的晶粒度則差異較小。

焊縫主要由焊核區(qū)、熱機(jī)械影響區(qū)和熱影響區(qū)組成，其中焊核區(qū)由兩種材料的焊核區(qū)及兩種材料片狀交替混合區(qū)組成，焊核區(qū)由晶粒細(xì)致的等軸晶組成，隨厚度方向從上而下細(xì)化程度逐漸增加；焊核兩側(cè)的熱影響區(qū)晶粒發(fā)生不同程度的粗化；熱機(jī)械影響區(qū)晶粒彎曲變形，且尺寸不均勻。

2.3 接頭拉伸性能

圖7為不同工藝條件下接頭的拉伸性能。

(a) 強(qiáng)度 (b) 延伸率

圖7 接頭拉伸性能

Fig.7 Tensile strength of FSW joint

分析可知，無論是A356合金置于前進(jìn)側(cè)還是后退側(cè)，接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均隨焊接速度的增大而逐漸提高，后趨于平緩；而接頭的延伸率變化相對(duì)平緩。當(dāng)焊接速度較低(≤200 mm/min)時(shí)，A356置于前進(jìn)側(cè)的接頭抗拉強(qiáng)度較6061置于前進(jìn)側(cè)時(shí)高，而焊接速度較高時(shí)(≥300 mm/min)，變化趨勢正好相反；在接頭的屈服強(qiáng)度和延伸率方面，6061置于前進(jìn)側(cè)時(shí)均高于A356置于前進(jìn)側(cè)。當(dāng)6061-T6鋁合金置于前進(jìn)側(cè)，焊接速度為400 mm/min時(shí)，接頭綜合性能達(dá)到最佳，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到215、145 MPa和7.6%，為A356-T6母材的74.6%、54.7%和95.0%。

2.4 接頭顯微硬度

圖8為焊接速度為300 mm/min時(shí)，沿接頭中心線往焊縫兩邊的顯微硬度分布情況，其中坐標(biāo)中的負(fù)值指A356鋁合金側(cè)距原始界面的距離，正值為6061合金側(cè)距原始界面的距離。可以看出，接頭硬度的分布呈典型的“W”形，焊核中心、遠(yuǎn)離焊核中心的熱影響區(qū)顯微硬度較高，而焊縫中心兩側(cè)的熱機(jī)械影響區(qū)和熱影響區(qū)的組織硬度較低，A356側(cè)的低硬度區(qū)域較6061側(cè)寬，前者達(dá)到8 mm，后者約為4 mm。當(dāng)A356鋁合金置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，焊縫區(qū)硬度峰值出現(xiàn)在偏離焊核中心A356合金側(cè)的0.5～1 mm處，該處為A356再結(jié)晶區(qū)，硬度值高達(dá)90 HV，高于A356-T6母材的82 HV，為6061-T6的90%；焊縫區(qū)最低硬度值出現(xiàn)在A356側(cè)5.0 mm處，為熱影響區(qū)，最低硬度僅為53HV，約為A356的65%。6061位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，焊縫區(qū)硬度變化較小，焊縫區(qū)硬度峰值出現(xiàn)在6061側(cè)1 mm處和A356側(cè)4 mm處，分別為73 HV、56 HV，后者為A356側(cè)熱影響區(qū)。

圖9為焊接速度為300 mm/min時(shí)斷口的表面形貌。由圖分析，無論A356還是6061鋁合金材料置于前進(jìn)側(cè)，接頭的斷口均位于A356鋁合金側(cè)的熱影響區(qū)。

接頭強(qiáng)度隨焊接速度的增加而先增加，后趨于平緩，而屈服強(qiáng)度均隨焊接速度的增加而提高，但變化幅度較?。缓附铀俣容^低時(shí)，A356合金位于前進(jìn)側(cè)有利于獲得強(qiáng)度更高的接頭，而焊接速度較高時(shí)，6061位于前進(jìn)側(cè)時(shí)有利于獲得高性能接頭；6061置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，接頭屈服強(qiáng)度和延伸率均比A356位于前進(jìn)側(cè)時(shí)高；無論A356還是6061置于前進(jìn)側(cè)，接頭的斷裂位置均位于A356側(cè)熱影響區(qū)，與母材放置位置無關(guān)。

接頭的硬度分布呈典型的“W”形，A356-T6側(cè)的組織軟化區(qū)域較6061-T6側(cè)大，A356為前進(jìn)側(cè)或6061為前進(jìn)側(cè)時(shí)，硬度的最小值均位于A356側(cè)的熱影響區(qū)，與接頭的斷口位置相吻合。

3 分析與討論

6061、A356鋁合金均為可熱處理強(qiáng)化鋁合金，其主要強(qiáng)化相為Mg2Si，T6處理時(shí)強(qiáng)化相經(jīng)過固溶處理，形成過飽和固溶體，并在隨后人工時(shí)效過程中在基體均勻地析出，形成沉淀強(qiáng)化效應(yīng)。在攪拌摩擦焊過程中，提高旋轉(zhuǎn)速度或降低焊接速度均有利于焊縫區(qū)熱輸入的增加，從而提高焊縫區(qū)溫度，導(dǎo)致沉淀相的粗化和部分溶解，形成了焊縫區(qū)相對(duì)軟化區(qū)域的形成。因此，本文中隨著焊接速度的增加，焊縫區(qū)溫度逐步降低，焊縫區(qū)尤其是熱影響區(qū)材料軟化程度逐漸降低，接頭拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及延伸率均逐步提高。但提高幅度并非線性關(guān)系，這與被大多數(shù)研究者證明的焊縫區(qū)熱輸入與(n/v)的比值并不呈直線關(guān)系的結(jié)論相吻合[16]。

盡管6061與A356鋁合金的增強(qiáng)相種類及強(qiáng)化方式相同，但由于兩者化學(xué)成分的差異，兩者的臨界分切應(yīng)力(τk)卻相差甚遠(yuǎn)，這可以從兩種材料的相組成、拉伸性能、硬度、熱處理制度的差異中體現(xiàn)，因此，盡管A356鋁合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率、硬度等力學(xué)性能均低于6061鋁合金，但A356合金的臨界分切應(yīng)力值卻高于6061合金，塑性變形難度高于6061。攪拌摩擦焊接的熱輸入主要來源于攪拌工具與待焊材料的相對(duì)摩擦，其摩擦產(chǎn)熱主要分為滑動(dòng)摩擦和黏性摩擦，但以滑動(dòng)摩擦為主。在攪拌工具和焊接參數(shù)工藝完全相同的情況下，待焊材料與攪拌工具的兩種摩擦產(chǎn)熱效果決定了焊縫區(qū)的溫度場。因此，異種材料的攪拌摩擦焊時(shí)，材料放置位置對(duì)于整個(gè)焊縫區(qū)的熱輸入有重要的影響。此外，攪拌摩擦焊是一種非對(duì)稱性焊接，同種材料焊接時(shí)其前進(jìn)側(cè)的溫度稍高于返回側(cè)[17]。在本文中，當(dāng)A356鋁合金置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，由于A356合金變形難度較大，且熱塑化溫度要求較高，摩擦因數(shù)較大，產(chǎn)熱增大，外加前進(jìn)側(cè)本身較返回側(cè)溫度高，此時(shí)的溫度較6061同種材料焊接時(shí)高，較高的溫度有利于A356合金的塑化、流動(dòng)；而置于后退側(cè)的6061合金變形難度較小，塑化、流動(dòng)所需的溫度較低，較易發(fā)生塑性流動(dòng)，最終形成良好焊縫。反之，當(dāng)6061鋁合金置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，由于后退側(cè)的A356材料變形難度較大、熱塑化溫度較高，同時(shí)返回側(cè)產(chǎn)熱較前進(jìn)側(cè)少，A356的塑化程度和流動(dòng)性能均下降，影響整個(gè)焊縫區(qū)金屬的流動(dòng)。因此，A356置于前進(jìn)側(cè)是可獲得較高的熱輸入，有利于焊縫區(qū)金屬的流動(dòng)，但較高的焊縫區(qū)溫度導(dǎo)致了熱影響區(qū)，尤其是A356側(cè)熱影響區(qū)第二相顆粒粗化和溶解，促進(jìn)了A356合金的進(jìn)一步軟化，影響力學(xué)性能。

4 結(jié)論

(1)當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為1 000 r/min、焊接速度為100～400 mm/min時(shí)，均可獲得內(nèi)部無明顯缺陷、外觀良好的A356/6061接頭，與材料放置關(guān)系不大；置于前進(jìn)側(cè)的材料遷移量隨著焊接速度的增加而減小，且A356-T6鋁合金置于前進(jìn)側(cè)時(shí)有利于材料的遷移。

(2)焊縫區(qū)組織由2種均勻細(xì)小等軸晶的組成焊核區(qū)，晶粒位向、尺寸不均勻的機(jī)械影響區(qū)和晶粒長大、回復(fù)再結(jié)晶2種不同組織的熱影響區(qū)組成；焊核中心區(qū)域晶粒由表層向底層逐漸細(xì)化。

(3)接頭強(qiáng)度隨焊接速度的增加而先增加，后趨于平緩，而屈服強(qiáng)度均隨焊接速度的增加而提高，但變化幅度較?。缓附铀俣容^低時(shí)，A356合金位于前進(jìn)側(cè)有利于獲得強(qiáng)度的接頭，而焊接速度較高時(shí)，6061位于前進(jìn)側(cè)時(shí)有利于獲得高性能接頭；6061置于前進(jìn)側(cè)時(shí)，接頭屈服強(qiáng)度和延伸率均A356位于前進(jìn)側(cè)時(shí)高；無論A356還是6061置于前進(jìn)側(cè)，接頭的斷裂位置均位于A356側(cè)熱影響區(qū)，與母材放置位置無關(guān)。

(4)接頭的硬度分布呈典型的“W”形，A356-T6側(cè)的組織軟化區(qū)域較6061-T6側(cè)大，A356為前進(jìn)側(cè)或6061為前進(jìn)側(cè)時(shí)，硬度的最小值均位于A356側(cè)的熱影響區(qū)，與接頭的斷口位置相吻合。。

[1] 史耀武,唐偉. 攪拌摩擦焊的原理與應(yīng)用[J]. 電焊機(jī),2000,30(1):6-9.

[2] 張華,林三寶,吳林,等. 攪拌摩擦焊研究進(jìn)展及前景展望[J]. 焊接學(xué)報(bào),2003,24(3):91-97.

[3] 陳杰，張海偉，劉德佳,等. 我國攪拌摩擦焊技術(shù)的研究現(xiàn)狀與熱點(diǎn)分析[J]. 電焊機(jī)，2011，41(10)：92-97.

[4] 董春林,欒國紅,關(guān)橋. 攪拌摩擦焊在航空航天工業(yè)的應(yīng)用發(fā)展現(xiàn)狀與前景[J]. 焊接,2008(11):25-31.

[5] 郁炎,張建欣,李士凱. 國內(nèi)外異種材料攪拌摩擦焊的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢[J]. 兵器材料科學(xué)與工程,2013,36(6):108-113.

[6] 王凡,房湛,徐琛, 等. 異種高強(qiáng)鋁合金間攪拌摩擦焊接頭組織與性能研究[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2015, 35(1):33-38.

[7] OUYANG J H，KOVACEVIC R. Material flow and microstructure in the friction stir butt welds of the same and dissimilar Aluminum alloys[J]. Journal of Materials Engineering and Performance，2002(11)：51-63.

[8] LEITAO C, LEAL R M, RODRIGUES D M. Mechanical behaviour of similar and dissimilar AA5182-H111 and AA6016-T4 thin friction stir welds[J]. Materials & Design, 2009, 30(1):101-108.

[9] GUO J F，CHEN H C， SUN C N. Friction stir welding of dissimilar materials between AA6061and AA7075 Al alloys effects of process parameters[J]. Materials and Design,2014, 56: 185-192.

[10] SILVA A A M D, ARRUTI E, JANEIRO G, et al. Material flow and mechanical behaviour of dissimilar AA2024-T3 and AA7075-T6 aluminium alloys friction stir welds[J]. Materials & Design, 2011, 32(4):2021-2027.

[11] PALANIVEL R, MATHEWS P K , DINAHARAN I, et al. Mechanical and metallurgical properties of dissimilar friction stir welded AA5083-H111 and AA6351-T6 aluminum alloys[J].The Chinese Journal of Nonferrous Matels , 2014, 24(1):58-65.

[12] LEE W B，YEON Y M，JUNG S B. The mechanical properties related to the dominant microstructure in the weld zone of dissimilar formed Al alloy joints by friction stir welding[J]. Journal of Materials Science，2003，38(20)：4183-4191.

[13] LEE W B, YEON Y M, JUNG S B.The joint properties of dissimilar Al alloys by friction stir welding according to the fixed locations of materials[J].Scripta Materilalia ,2003,49:423-429.

[14] GHOSH M, KUMAR K, KAILAS S V. Optimization of friction stir welding parameters for dissimilar aluminum alloys[J]. Materials and Design , 2010,31:3033-3037.

[15] LI JIAFENG，CHEN XIAOGANG， XU YONGGANG. Mechanical properties of ADC 12-6061 aluminium alloy joints produced by friction stir welding[J]. Materials Processing Technology. 2011.，418-420:822-826.

[16] 嚴(yán)鏗,雷艷萍,章正,,等. 鋁合金攪拌摩擦焊時(shí)焊接速度與熱輸入的關(guān)系[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2009, 30(1): 73-76.

[17] 史清宇,王細(xì)波,康旭,等. 攪拌摩擦焊溫度場[J]. 清華大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版),2010,50(7):980-983.

Study on The FSW Process of A356-T6/6061-T6 Dissimilar Aluminum Alloy

SUN Jiayao1,2LIU Rangxian2HU Liangjun2YUAN Jiang2CHEN Shengqian1,2

(1 School of mechanical and electrical engineering, Central South University，Changsha 410083)(2 Zhangjiajie Institute of Aeronautical Engineering，Zhangjiajie 427000)

The friction stir welding process of 6 mm A356-T6 and 6061-T6 dissimilar aluminum alloy were study. And the joint organization and performance affects on welding speed and base metal position were investigated by using OM, SEM, universal tensile testing and micro hardness testing .The results show that no obvious defects and good appearance dissimilar aluminum joints could be acquire when the rotational speed of 1 000 r/min, welding speed about 100 to 400 mm/min were used. The material migration increased with welding speed decreasing, and A356 -T6 aluminum which located in advancing side was beneficial to transport materials. The joint consisted of nugget zone, thermal mechanical affected zone and heat affected zone，which are typical characterized organizations in FSW joints. The grain of weld nugget refined from surface to the bottom gradually. The tensile properties of the joints were increased with the welding speed increases. A356 alloy in the advancing side could be obtain higher strength joints at low welding speed, while higher strength were obtained at higher welding speed when 6061 in the advancing side. However，the yield strength and elongation of joint when A356 located in advancing side were higher than 6061 located in the advancing side. The fracture location of joints located in the heat affected zone of A356 side regardless of which base metal located in advancing side, and had nothing to the base metal location. And the hardness test exhibited that fracture location of joints correspond to the zone of the lowest hardness value.

A356-T6/6061-T6，Dissimilar aluminum alloy，Base metal location，Welding speed

2016-08-16

湖南省高等學(xué)校科學(xué)研究項(xiàng)目(15C1404)

孫甲堯,1981年出生，碩士研究生，主要從事材料加工研究

陳勝遷，副教授。E-mail：dzsrschen@163.com

TG146.2

10.12044/j.issn.1007-2330.2017.02.014