焊前和焊后熱處理對(duì)2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響

張?bào)K俊，曹菊勇，邢彥鋒，張成聰

(1.上海工程技術(shù)大學(xué)機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院，上海 201620；2.上海航天設(shè)備制造總廠，上海 200245)

0 引 言

近年來(lái)，隨著航天事業(yè)的發(fā)展，航天器輕量化對(duì)提高運(yùn)載能力、降低運(yùn)輸成本具有重要意義，其中研發(fā)新型材料以及結(jié)構(gòu)輕量化成為首要目標(biāo)。2195鋁鋰合金因具有低密度、高強(qiáng)度、較好的高溫與低溫性能等特點(diǎn)而成為理想的結(jié)構(gòu)材料，并廣泛應(yīng)用于航天器中的機(jī)身框架、整流罩、火箭貯箱等[1]。然而鋁鋰合金表面極易形成鋰的化合物，如LiOH、Li2CO3等，在傳統(tǒng)熔焊下，這些化合物在高溫下分解形成的氫會(huì)擴(kuò)散至熔池中，導(dǎo)致接頭中產(chǎn)生氣泡等缺陷[2]。因此，如何連接鋁鋰合金并保證其接頭強(qiáng)度，成為新的技術(shù)難點(diǎn)。

攪拌摩擦焊(friction stir welded, FSW)是由英國(guó)焊接研究所發(fā)明的一種固相焊接技術(shù)，具有焊接強(qiáng)度高、殘余應(yīng)力低以及綠色環(huán)保等特點(diǎn)[3]。由于焊接溫度低于固相線溫度，在攪拌摩擦焊過(guò)程中可以有效避免焊縫中鋰元素的損失[4]。盡管攪拌摩擦焊能夠有效連接鋁鋰合金，但卻無(wú)法避免焊接區(qū)域的強(qiáng)度損失。焊接時(shí)的熱輸入使不同區(qū)域的強(qiáng)化沉淀物發(fā)生粗化或溶解，導(dǎo)致焊接接頭的顯微硬度呈“W”型分布[5-7]。研究[8-11]表明，熱處理和噴丸處理都能提高鋁鋰合金FSW接頭的強(qiáng)度。ZHANG等[10]指出焊后熱處理會(huì)提高接頭強(qiáng)度，但由于焊核區(qū)與熱機(jī)影響區(qū)中晶粒明顯粗化而導(dǎo)致延展性降低。GAO等[10]研究發(fā)現(xiàn)，固溶處理后大量T1相和少量S′(Al2CuMg)相的析出是鋁鋰合金FSW接頭抗拉強(qiáng)度增加的原因。LIN等[11]研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)Al-Cu-Li合金的FSW接頭進(jìn)行應(yīng)變量3%預(yù)變形和152 ℃×30 h回歸再時(shí)效處理后，接頭的屈服強(qiáng)度增加了27%，抗拉強(qiáng)度增加了20%，且延展性并未過(guò)度降低。戴明亮等[12]通過(guò)固溶+冷變形+時(shí)效的處理工藝，抑制了鋁鋰合金FSW接頭焊縫處異常晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象的發(fā)生，從而提高了接頭的強(qiáng)度。

隨著新型材料以及加工技術(shù)的不斷發(fā)展，火箭燃油貯箱箱底的成形技術(shù)已從復(fù)雜的瓜瓣組合焊接成形技術(shù)轉(zhuǎn)變?yōu)閱我话宀牡臎_壓成形技術(shù)，即板材攪拌摩擦焊后經(jīng)過(guò)熱處理再進(jìn)行沖壓成形。由于板材焊接后，過(guò)大的體積使得熱處理較難實(shí)施，且焊后熱處理會(huì)導(dǎo)致焊縫處產(chǎn)生異常晶粒長(zhǎng)大，接頭在沖壓過(guò)程中易產(chǎn)生裂紋，因此提出將熱處理工藝置于焊接之前，并且在熱處理工藝中加入退火步驟，使材料軟化以方便后續(xù)的沖壓成形。作者對(duì)比研究了相同工藝焊前與焊后熱處理(退火+固溶+人工時(shí)效)對(duì)2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭顯微組織與力學(xué)性能的影響，以期為2195鋁鋰合金的工程應(yīng)用提供一定的理論支持和參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為尺寸300 mm×200 mm×6 mm的2195鋁鋰合金板，軋制態(tài)，其化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)分為3組，一組僅進(jìn)行焊接試驗(yàn)，即為O態(tài)焊接，一組先進(jìn)行焊接前熱處理再進(jìn)行焊接試驗(yàn)，最后一組先進(jìn)行焊接試驗(yàn)再進(jìn)行焊后熱處理。試驗(yàn)所用熱處理工藝:先進(jìn)行410 ℃×1 h的退火處理,爐冷至室溫，再進(jìn)行510 ℃×1 h固溶處理，水淬至室溫，最后進(jìn)行155 ℃×1 h的人工時(shí)效處理。焊接前先用砂紙磨去板材表面氧化膜，并用乙醇擦拭除脂。采用由上海航天設(shè)備制造總廠提供的攪拌摩擦焊設(shè)備進(jìn)行焊接試驗(yàn)，攪拌頭形狀為錐形帶螺紋攪拌頭，焊接傾斜角為2.5°并采用平板對(duì)接方式進(jìn)行攪拌摩擦焊，正面焊接完后以相同方向?qū)Ψ疵孢M(jìn)行焊接，基于前期經(jīng)驗(yàn)設(shè)計(jì)的具體焊接參數(shù)如表2所示。

表1 2195鋁鋰合金的化學(xué)成分

表2 焊接工藝參數(shù)

用線切割機(jī)以焊縫為中心垂直于焊接方向截取金相試樣和拉伸試樣，拉伸試樣的尺寸如圖1所示，圖中AS為前進(jìn)側(cè)，RS為后退側(cè)。金相試樣經(jīng)機(jī)械拋光，用Keller試劑(95 mL H2O+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1.0 mL HF)腐蝕后，采用光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。按照GB/T 228.1-2010，采用MJDW-200B型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)拉伸試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1，試驗(yàn)結(jié)束后采用Jsm-6390A型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口微觀形貌。按照GB/T 232-2010，在焊接接頭處以焊縫為中心垂直于焊接方向截取尺寸為186 mm×30 mm×6 mm的彎曲試樣，采用Z100 KN型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)，支輥間距離為100 mm，測(cè)試試樣的最大彎曲角度。

圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Dimension of tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)顯微組織的影響

不同雙面攪拌摩擦焊接頭的宏觀形貌相似，均可分為4個(gè)區(qū)域，即焊核區(qū)(WNZ)、熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)、母材區(qū)(BM)。由圖2可以看出，O態(tài)焊接條件下焊縫整體呈“啞鈴型”，但后退側(cè)交界線不清晰。焊前熱處理接頭的宏觀形貌與O態(tài)焊接的宏觀形貌相似，但是其焊核區(qū)域的面積較小。焊后熱處理焊接接頭焊核區(qū)面積與O態(tài)焊接接頭相似，同時(shí)在宏觀形貌中可觀察到晶粒異

圖2 不同條件下焊接接頭的宏觀形貌Fig.2 Macromorphology of welded joint under different conditions: (a) O state welding; (b) pre-weld heat treatment and (c) post-weld heat treatment

常晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象。

以2#工藝下焊接得到的接頭為例，對(duì)焊前和焊后熱處理接頭不同區(qū)域的顯微組織進(jìn)行觀察。由圖3可以看出：焊前熱處理接頭熱影響區(qū)的晶粒因熱循環(huán)的作用而粗化，平均晶粒尺寸為12.6 μm；熱機(jī)影響區(qū)晶粒受到攪拌針的機(jī)械攪拌作用以及焊接熱輸入的影響，晶粒發(fā)生扭曲變形，以向上流動(dòng)的方式旋轉(zhuǎn)和拉長(zhǎng)；焊核區(qū)晶粒分布致密且細(xì)小，呈等軸晶粒狀，平均晶粒尺寸約為9.2 μm。通過(guò)退火處理可消除母材的加工硬化，使強(qiáng)度達(dá)到較低狀態(tài)；固溶處理可使母材發(fā)生再結(jié)晶，未溶第二相顆粒減少，晶粒尺寸均勻；人工時(shí)效處理后接頭中析出相數(shù)量明顯多于未進(jìn)行熱處理接頭，且彌散分布[13]。在熱輸入和機(jī)械攪拌作用下攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)第二相粒子重新析出，晶粒細(xì)小且分布均勻。同時(shí)，固溶態(tài)鋼板的硬度較低，在攪拌摩擦焊接過(guò)程中有較好的塑性流動(dòng)能力，從而減少了焊接缺陷。

圖3 焊前熱處理焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructures of different zones in welded joint with pre-weld heat treatment

由圖4可以看出：焊后熱處理接頭熱影響區(qū)的晶粒呈等軸狀，晶粒發(fā)生粗化現(xiàn)象，平均晶粒尺寸約為14.3 μm，且個(gè)別晶粒發(fā)生異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象；熱機(jī)影響區(qū)的晶粒在機(jī)械攪拌及焊接熱輸入的影響下發(fā)生粗化以及扭曲變形，沿焊縫兩側(cè)的晶粒流動(dòng)方向分布；焊核區(qū)晶粒出現(xiàn)了明顯的異常長(zhǎng)大現(xiàn)象，平均晶粒尺寸達(dá)到0.3 mm，且主要集中于上下軸肩與板材接觸位置。由于第二相粒子的不均勻分布和不均勻溶解，基體中微粒較少的晶粒在失去第二相粒子釘扎作用下發(fā)生長(zhǎng)大。晶粒異常長(zhǎng)大的過(guò)程是不連續(xù)的，第二相粒子、織構(gòu)、表面效應(yīng)和溶質(zhì)偏析導(dǎo)致局部邊界的驅(qū)動(dòng)力和流動(dòng)性不同，多邊界的大晶粒在穩(wěn)定的小晶粒周?chē)纬汕也粩嗤淌芍車(chē)?xì)小晶粒，是導(dǎo)致晶粒異常長(zhǎng)大的重要因素[14]。

圖4 焊后熱處理焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructures of different zones in welded joint with post-weld heat treatment

2.2 對(duì)拉伸性能的影響

O態(tài)焊接接頭由于母材處于全軟狀態(tài)而具有良好的塑性，其平均抗拉強(qiáng)度為189 MPa，平均屈服強(qiáng)度為127.3 MPa，平均斷后伸長(zhǎng)率為15%。由圖5可知：焊后熱處理接頭，由于焊核區(qū)晶粒異常長(zhǎng)大，不同焊接參數(shù)下接頭的抗拉強(qiáng)度比O態(tài)焊接接頭提高了84%～110%，屈服強(qiáng)度提高了100%～120.7%，斷后伸長(zhǎng)率降低，僅為O態(tài)焊接接頭的30%～60%；焊前熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度比O態(tài)焊接接頭提高了94%～115.8%，屈服強(qiáng)度提高了80.7%～120.7%，斷后伸長(zhǎng)率比O態(tài)焊接接頭略有提高。焊前熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率都高于焊后熱處理接頭，其中抗拉強(qiáng)度提高約4.8%，斷后伸長(zhǎng)率提高了50%，這是因?yàn)楹盖盁崽幚斫宇^焊核區(qū)的晶粒細(xì)小，析出相分布均勻。但是焊前熱處理接頭的屈服強(qiáng)度低于焊后熱處理接頭的屈服強(qiáng)度，尤其是在焊接工藝4#下，降低了16.7%。

圖5 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of welded joints prepared by different processes with pre- and post-weld heat treatment:(a) tensile strength; (b) yield strength and (c) percentage elongation after fracture

由圖6可以看出：焊前熱處理接頭斷裂處存在明顯頸縮現(xiàn)象，為韌性斷裂的明顯特征；焊后熱處理接頭的斷裂位置均在焊核區(qū)與熱機(jī)影響區(qū)，說(shuō)明母材區(qū)的抗拉強(qiáng)度高于焊縫，同時(shí)斷裂處未發(fā)現(xiàn)明顯頸縮現(xiàn)象，且斷口與拉伸方向呈45°，是脆性斷裂的表現(xiàn)特征。由圖7可以看出：焊前熱處理接頭拉伸斷口中存在大量韌窩,說(shuō)明斷裂形式為典型的韌性斷裂；焊后熱處理接頭拉伸試樣沿晶界斷裂，發(fā)生典型的晶間斷裂，說(shuō)明斷裂形式主要為脆性斷裂。

圖6 拉伸試驗(yàn)后焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的宏觀斷裂形貌Fig.6 Macroscopic fracture morphology of weld joints prepared by different porcesses with pre- (a) and post-weld heat treatment (b)

圖7 焊前和焊后熱處理2#工藝制備得到焊接接頭拉伸斷口微觀形貌Fig.7 Tensile fracture micromorphology of weld joints prepared by 2# process with pre- (a) and post-weld heat treatment (b)

2.3 對(duì)彎曲性能的影響

由圖8可知，對(duì)焊前熱處理接頭進(jìn)行三點(diǎn)彎曲時(shí)，僅有1#工藝下接頭焊縫表面出現(xiàn)輕微裂紋，其余工藝下接頭中均未出現(xiàn)宏觀裂紋，具有良好的塑性。在三點(diǎn)彎曲過(guò)程中，焊前熱處理接頭焊核區(qū)的晶粒細(xì)小且致密，原子間結(jié)合力較大，具有較大的裂紋起裂和擴(kuò)展的阻力。在對(duì)焊后熱處理接頭進(jìn)行三點(diǎn)彎曲時(shí)，焊縫金屬發(fā)生明顯變形，且沿著焊核區(qū)中線出現(xiàn)明顯裂紋。焊核區(qū)中異常長(zhǎng)大的晶粒影響其內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的距離和阻力，從而形成位錯(cuò)塞積而導(dǎo)致應(yīng)力集中，而熱機(jī)影響區(qū)中被拉長(zhǎng)的較大尺寸晶粒對(duì)于裂紋擴(kuò)展的阻力較小，裂紋擴(kuò)展更加容易，從而降低了接頭的彎曲強(qiáng)度和塑性變形能力[15]。

圖8 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭三點(diǎn)彎曲試樣的宏觀形貌Fig.8 Macromorphology of three-point bending samples of welded joints prepared by different processes with pre- (a) andpost-weld heat treatment (b)

由圖9可以看出，焊前熱處理接頭的平均最大彎曲角度為76°，而焊后熱處理接頭的平均最大彎曲角度為26.6°，說(shuō)明焊前熱處理接頭的塑性變形能力優(yōu)于焊后熱處理接頭。

圖9 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的最大彎曲角度Fig.9 Maximum bending angles of welded joints prepared bydifferent processes with pre- and post-weld heat treatment

3 結(jié) 論

(1) 經(jīng)退火+固溶+人工時(shí)效的焊前熱處理后，2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)的晶粒呈等軸晶粒狀，平均晶粒尺寸為9.2 μm。經(jīng)相同工藝焊后熱處理后焊接接頭焊核區(qū)發(fā)生了異常晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，平均晶粒尺寸達(dá)到0.3 mm。

(2) 焊前與焊后熱處理均能有效提高焊接接頭的抗拉強(qiáng)度，且焊前熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度比焊后熱處理接頭高約4.8%。焊前熱處理接頭的斷后伸長(zhǎng)率較焊態(tài)接頭相比有所提高，而焊后熱處理接頭的斷后伸長(zhǎng)率大幅降低。焊前熱處理接頭具有良好的塑性，拉伸斷裂方式為韌性斷裂，而焊后熱處理接頭的斷裂方式為脆性斷裂。焊后熱處理焊接接頭三點(diǎn)彎曲的最大彎曲角度小于焊前熱處理接頭，塑性變形能力較差。