戴翔，石磊，武傳松，蔣元寧，高嵩，傅莉

(1.山東大學(xué),材料液固結(jié)構(gòu)演變與加工教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,濟(jì)南,250061；2.齊魯工業(yè)大學(xué),濟(jì)南,250353；3.西北工業(yè)大學(xué),凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,西安,710072)

0 序言

第三代鋁鋰合金擁有較高的比強(qiáng)度和比剛度，且其耐蝕性好，具有更優(yōu)異的低溫疲勞性能，在航空航天、船舶、高速列車等工業(yè)領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[1-3].采用鋁鋰合金取代傳統(tǒng)鋁合金可使結(jié)構(gòu)件減重15% 以上，剛度提高10%～ 20%.因此，鋁鋰合金已成為實(shí)現(xiàn)構(gòu)件輕量化的理想結(jié)構(gòu)材料之一.但Al 和Li 均為活潑化學(xué)元素，所以鋁鋰合金采用常規(guī)熔焊方法焊接時(shí)極易產(chǎn)生裂紋、氣孔和合金元素?zé)龘p等問題，嚴(yán)重降低接頭性能，影響結(jié)構(gòu)件的可靠性[4-5].

攪拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)作為一種固態(tài)連接工藝[6-7]，其熱輸入較低，可以解決鋁鋰合金熔化焊所存在的接頭軟化和合金元素?zé)龘p的問題.為此，國內(nèi)外學(xué)者開展了不同型號鋁鋰合金的攪拌摩擦焊接工藝研究.Liu 等人[8]研究了轉(zhuǎn)速對2060-T8 鋁鋰合金攪拌摩擦焊接頭組織與力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)焊核區(qū)析出相溶解導(dǎo)致接頭軟化.Tao 等人[9]發(fā)現(xiàn)2198-T8 攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)出現(xiàn)明顯分層現(xiàn)象，不同區(qū)域的鋰元素含量有差異，焊核區(qū)組織結(jié)構(gòu)與成分的不均勻性導(dǎo)致拉伸時(shí)樣品均斷裂在焊核區(qū).Mao 等人[10]以2060 鋁鋰合金為研究對象，分析了焊接工藝參數(shù)對FSW 接頭組織與力學(xué)性能的影響，接頭的最大抗拉強(qiáng)度為495 MPa.Chen 等人[11]研究了2A97 鋁鋰合金FSW接頭的微觀結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)織構(gòu)與小角度晶界影響接頭的力學(xué)性能.

2195 鋁鋰合金作為典型的第三代鋁鋰合金，國內(nèi)外學(xué)者也對其進(jìn)行了卓有成效的攪拌摩擦焊工藝研究.Zhang 等人[12]研究了焊接參數(shù)與焊后熱處理工藝對2195-T8 鋁鋰合金FSW 接頭力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)FSW 接頭抗拉強(qiáng)度僅能達(dá)到母材的65%，而經(jīng)過焊后熱處理后接頭的抗拉強(qiáng)度提升至母材的85%.束彪等人[13]研究了2195-T8 鋁鋰合金FSW 接頭微觀組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)硬度最低點(diǎn)位于后退側(cè)熱力影響區(qū).Tayon 等人[14]對退火狀態(tài)的2195 鋁鋰合金FSW 接頭熱力影響區(qū)的織構(gòu)演變過程進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)與焊核區(qū)交界處出現(xiàn)剪切織構(gòu)是導(dǎo)致裂紋在該處擴(kuò)展的主要原因.Qin 等人[15]發(fā)現(xiàn)，由于T1沉淀相的溶解，2195-T8 鋁鋰合金FSW 接頭焊核區(qū)組織發(fā)生了明顯的軟化.目前的研究主要集中于高強(qiáng)度的2195-T8 鋁鋰合金，但2195-T8 鋁鋰合金的塑韌性較差；而2195-T6 鋁鋰合金兼具優(yōu)異的塑韌性和抗拉強(qiáng)度，在塑韌性要求較高的輕量化構(gòu)件中具有廣泛應(yīng)用前景.目前，2195-T6 鋁鋰合金的焊接研究較少，還未見2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭微觀組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能相關(guān)性的研究報(bào)道.文中開展了2195-T6 鋁鋰合金FSW 研究，系統(tǒng)探討了焊接速度對2195-T6鋁鋰合金接頭微觀組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響規(guī)律與機(jī)理，以期為第三代2195-T6鋁鋰合金構(gòu)件的焊接成形制造提供理論依據(jù)和實(shí)踐指導(dǎo).

1 試驗(yàn)方法

采用FSW-3LM-3012 型FSW 焊機(jī)對2 mm 厚的2195-T6 鋁鋰合金板(購買后經(jīng)1 年自然放置時(shí)效)沿軋制方向進(jìn)行焊接，試板尺寸為150 mm×100 mm ×2 mm.母材的化學(xué)成分為Al-4.01Cu-1.02Li-0.52Mg-0.29Ag-0.11Zr.試驗(yàn)用攪拌頭材料為H13 工具鋼，采用帶有右旋螺紋的錐形攪拌針，攪拌頭形貌如圖1 所示.攪拌頭軸肩直徑為8 mm，攪拌針長度為1.8 mm，攪拌針根部直徑為3.2 mm，攪拌針端部直徑為2.2 mm.焊前采用砂紙對工件待焊位置進(jìn)行打磨，以消除氧化膜，用丙酮除去表面油污，然后裝夾待焊.焊接時(shí)，攪拌頭逆時(shí)針旋轉(zhuǎn)，轉(zhuǎn)速為800 r/min，下壓量為0.15 mm，傾角為2.5°，焊接速度分別采用120，150，180 和210 mm/min.

圖1 攪拌頭形貌Fig.1 Appearance of the stirring tool

焊后，采用CNC 電火花線切割機(jī)沿垂直于焊縫方向切取金相試樣，用砂紙進(jìn)行手工研磨并拋光，酒精清洗后將其浸于Keller 試劑(2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF+95 mL H2O)中腐蝕45 s，然后在LV150N 型尼康金相顯微鏡下進(jìn)行焊縫宏觀形貌和微觀組織觀察.按照圖2 所示尺寸切取拉伸試樣，用砂紙進(jìn)行打磨，以去除線切割痕跡.隨后采用WDW-100AE 型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測試，拉伸速度為1 mm/min.采用JSM-7800F 型場發(fā)射高溫掃描電鏡對拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察分析.利用HVS-1000Z-W 型自動(dòng)轉(zhuǎn)塔維式硬度計(jì)在距離焊縫上表面0.5，1 和1.5 mm 位置測量接頭各區(qū)域的顯微硬度，加載載荷為2.94 N，加載時(shí)間為10 s.沿焊縫橫斷面切取電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD) 觀 察 試樣，經(jīng)機(jī)械拋光后，在溫度-20 ℃、恒定電壓15 V條件下進(jìn)行12 s 電解拋光，以消除樣品表面的應(yīng)力層，電解液為15%高氯酸和85%酒精的混合溶液.采用JSM-7800F 型掃描電鏡配備的NordlysMax3型EBSD 測試系統(tǒng)進(jìn)行測試，加速電壓為25 kV.采用HKL-CHANNEL 5 系統(tǒng)對EBSD 數(shù)據(jù)進(jìn)行分析.

圖2 拉伸試樣尺寸(mm)Fig.2 Dimensions of the tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 焊縫橫斷面形貌

圖3 為不同焊接速度下焊縫橫截面宏觀形貌，其中圖中黑色箭頭示意其所在區(qū)域的材料流動(dòng)方向.從圖3 可以看出，所采用的攪拌針長度與下壓量匹配良好，3 組焊接速度下接頭均無隧道、孔洞、未焊合等焊接缺陷產(chǎn)生，焊縫成形良好.根據(jù)微觀組織特征，焊縫大致可分為4 個(gè)區(qū)域[16]：焊核區(qū)(nugget zone,NZ)、熱力影響區(qū)(thermo-mechanical affected zone,TMAZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)和母材(base material,BM).圖3 中后退側(cè)的熱力影響區(qū)均存在向焊核區(qū)內(nèi)部擴(kuò)展的現(xiàn)象，使得后退側(cè)熱力影響區(qū)的最大寬度略有增加，Liu 等人[8]也觀察到此現(xiàn)象.當(dāng)焊接速度為120 mm/min 時(shí)，熱力影響區(qū)延伸至焊核區(qū)處的最大寬度為1.49 mm；而當(dāng)焊接速度增加至210 mm/min 時(shí)，最大寬度僅為0.87 mm.在相同的轉(zhuǎn)速條件下，隨著焊接速度的增加，后退側(cè)熱力影響區(qū)向焊核區(qū)內(nèi)部擴(kuò)展的長度不斷減小.這是因?yàn)殡S著焊接速度增大，焊接熱輸入降低，材料的流變應(yīng)力增大，導(dǎo)致后退側(cè)熱力影響區(qū)的材料更難以被擠壓進(jìn)焊核區(qū)，因此其向焊核區(qū)內(nèi)部擴(kuò)展的長度減小.此外，后退側(cè)熱力影響區(qū)的最大寬度位于上部軸肩作用區(qū)與下部攪拌針作用區(qū)的交界處，此處上方材料主要受軸肩影響，而下方材料主要受攪拌針影響，使得該處上、下兩側(cè)的材料流動(dòng)方向有明顯差異(圖3c)，從而導(dǎo)致該處熱力影響區(qū)向焊核區(qū)延伸，形成凸起的邊界形貌.根據(jù)材料變形特征，焊核區(qū)可以進(jìn)一步細(xì)分為上焊核區(qū)(upper nugget zone,UNZ)和下焊核區(qū)(lower nugget zone,LNZ).如圖3b 所示，下焊核區(qū)的材料主要來自于攪拌頭軸肩部位的前進(jìn)側(cè)，而軸肩后退側(cè)的材料沉積于上焊核區(qū)，這是帶右旋螺紋的攪拌頭逆時(shí)針攪拌與后傾下壓共同作用的結(jié)果.隨著焊接速度的增加，焊核區(qū)下部攪拌針的攪拌擠壓作用明顯減弱，相應(yīng)地軸肩對材料流動(dòng)的影響更加明顯，使得上焊核區(qū)不斷延伸至下焊核區(qū)內(nèi)部.

圖3 不同焊接速度下2195-T6 鋁鋰合金FSW 焊縫的宏觀形貌Fig.3 Morphologies of 2195-T6 Al-Li alloy joints at different welding speeds.(a) 120 mm/min;(b)180 mm/min;(c) 210 mm/min

2.2 焊縫微觀組織

圖4～ 圖6 為不同焊接速度下焊縫橫截面不同區(qū)域的微觀組織形貌.從圖3b、圖4b 和圖5b 可以看出，焊核區(qū)分布著多且細(xì)密的等軸晶粒，該區(qū)域金屬材料經(jīng)歷了較高的溫度與劇烈的塑性變形，從而發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程.在攪拌頭的攪拌作用下，前進(jìn)側(cè)晶粒受到焊核區(qū)材料的剪切擠壓作用，前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)中存在有明顯取向分布的組織，與母材原始軋制晶粒伸長方向成一定角度(圖4a、圖5a和圖6a).圖7 為焊接速度180 mm/min 時(shí)接頭的熱影響區(qū)與母材的微觀組織.因?yàn)闊嵊绊憛^(qū)離焊核區(qū)較遠(yuǎn)，其晶粒組織未受到攪拌頭的攪拌作用，但依然經(jīng)歷了一定的焊接熱循環(huán)作用，使得熱影響區(qū)組織比母材更加粗大.對比圖4a 與圖4c 可以發(fā)現(xiàn)，位于焊縫前進(jìn)側(cè)(advancing side,AS)的熱力影響區(qū)與焊核區(qū)的邊界比后退側(cè)(retreating side,RS)的邊界清晰.這是因?yàn)榍斑M(jìn)側(cè)的焊縫金屬在旋轉(zhuǎn)剪切作用下發(fā)生劇烈塑性變形，使其微觀組織發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，新形成的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織與母材的軋制組織明顯不同.與前進(jìn)側(cè)受到剪切變形作用的材料的形態(tài)不同，而后退側(cè)材料主要受到從攪拌頭前方流到后方的塑性材料的擠壓作用，其變形程度有限，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度較低，因此后退側(cè)熱力影響區(qū)與熔核區(qū)之間的邊界不夠清晰.此外，對比3 組焊接速度下前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)組織取向(圖4～ 圖6 中紅色箭頭所示)可以看出，隨著焊接速度的增大，晶粒組織偏離原始軋制晶粒伸長方向的程度有所減小，其原因?yàn)闊彷斎腚S焊接速度的增大而減小，導(dǎo)致在較高焊接速度情況下，熱力影響區(qū)材料的流變應(yīng)力增加，攪拌頭的旋轉(zhuǎn)剪切作用削弱.

圖4 焊接速度120 mm/min 時(shí)2195-T6 鋁鋰合金FSW接頭微觀組織Fig.4 Microstructure of 2195-T6 Al-Li alloy FSW joints with welding speed of 120 mm/min.(a) AS-TMAZ;(b) NZ;(c)RS-TMAZ

圖5 焊接速度180 mm/min 時(shí)2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭的微觀組織Fig.5 Microstructure of 2195-T6 Al-Li alloy FSW joints with welding speed of 180 mm/min.(a) AS-TMAZ;(b) NZ;(c)RS-TMAZ

圖6 焊接速度210 mm/min 時(shí)2195-T6 鋁鋰合金FSW接頭的微觀組織Fig.6 Microstructure of 2195-T6 Al-Li alloy FSW joints with welding speed of 210 mm/min.(a) AS-TMAZ;(b) NZ;(c)RS-TMAZ

圖7 2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭中熱影響區(qū)與母材的微觀組織Fig.7 Microstructure of HAZ and BM of 2195-T6 Al-Li alloy FSW joints.(a) HAZ;(b) BM

圖8 為FSW 接頭不同區(qū)域的EBSD 圖.從圖8可以看出，不同區(qū)域的微觀組織形貌和晶粒大小及取向.從圖8a、圖8b 和圖8c 可以看出，3 組焊接速度下焊核區(qū)均分布著大量細(xì)小的等軸晶粒，表明均發(fā)生了較為完全的再結(jié)晶過程[17].由圖8d 可知，熱力影響區(qū)的部分晶粒沿某些方向被拉長，并且存在很多細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，其原因?yàn)闊崃τ绊憛^(qū)受到攪拌頭強(qiáng)烈的旋轉(zhuǎn)剪切與擠壓作用，晶粒沿受力方向被拉長，在變形過程中，部分晶粒破碎，發(fā)生幾何動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的再結(jié)晶晶粒.熱影響區(qū)晶粒組織與母材類似，仍呈現(xiàn)原始軋制晶粒的形態(tài)，但晶粒更為粗大，平均晶粒尺寸達(dá)到16.79 μm(圖8e)，而母材晶粒尺寸為11.64 μm (圖8f).在焊接過程中，HAZ 經(jīng)歷了較高的熱作用，部分沉淀相溶解于基體中而發(fā)生軟化，晶粒發(fā)生長大.

圖8 2195-T6 鋰鋁合金FSW 接頭晶粒分布特征Fig.8 Grain distribution characteristics of FSW joint of 2195-T6 Al-Li alloy.(a) NZ(120 mm/min);(b) NZ(180 mm/min);(c) NZ(210 mm/min);(d) AS-TMAE(180 mm/min);(e) HAZ(180 mm/min);(f) BM

圖9 為不同焊接速度下接頭焊核區(qū)晶粒尺寸與晶界角度分布.從圖9 可以看出，隨著焊接速度的增加，焊核區(qū)平均晶粒尺寸先略微增大，隨后減小.焊接速度為210 mm/min 時(shí)，焊核區(qū)平均晶粒尺寸最小，僅為1.07 μm；焊接速度為180 mm/min 時(shí)，平均晶粒尺寸最大，達(dá)到1.3 μm.但整體上焊核區(qū)的晶粒尺寸均較為細(xì)小，焊接速度對焊核區(qū)平均晶粒尺寸的影響不明顯.此外，根據(jù)圖9a～圖9c 中晶粒尺寸的分布可以看出，當(dāng)焊接速度增大時(shí)，焊核區(qū)所有晶粒的尺寸更加集中于平均晶粒尺寸周圍，焊核區(qū)晶粒尺寸更加均勻.從圖9d～圖9f 可以看出，大角度晶界含量隨著焊接速度的增加而增大，在焊接速度為210 mm/min 時(shí)達(dá)到最大的93%.這表明，在所研究的參數(shù)范圍內(nèi)，焊核區(qū)材料的再結(jié)晶程度隨著焊接速度的增加而增大.因?yàn)樘岣吆附铀俣龋瑹彷斎虢档?，焊核區(qū)材料的連續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶作用更明顯，所以大角度晶界含量增加.

圖9 FSW 接頭的晶粒尺寸與晶界角度分布Fig.9 Grain size and misorientation angle distribution of FSW joints.(a) grain size (120 mm/min);(b) grain size (180 mm/min);(c) grain size (210 mm/min);(d) misorientation angle distribution (120 mm/min);(e) misorientation angle distribution (180 mm/min);(f) misorientation angle distribution (210 mm/min)

2.3 接頭織構(gòu)分析

圖10 為焊接速度180 mm/min 時(shí)前進(jìn)側(cè)與后退側(cè)熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)以及母材的{100}極圖和取向分布函數(shù)(orientation distribution function,ODF)圖.從圖10 可以看出，前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)的織構(gòu)類型主要為{110}＜110＞織構(gòu)、{112}＜111＞銅型織構(gòu)和{111}＜112＞黃銅織構(gòu)；而后退側(cè)熱力影響區(qū)則出現(xiàn)了{(lán)112}＜110＞剪切織構(gòu)、{001}＜100＞立方織構(gòu)、{001}＜120＞再結(jié)晶織構(gòu)與{110}＜122＞織構(gòu)，且前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)的織構(gòu)強(qiáng)度大于后退側(cè).這是由于前進(jìn)側(cè)材料被攪拌針剪切然后沿旋轉(zhuǎn)方向被帶至前進(jìn)側(cè)沉積，所以前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)的織構(gòu)強(qiáng)度相對于后退側(cè)更強(qiáng)，而后退側(cè)的晶粒取向相對于前進(jìn)側(cè)更無規(guī)律可循，織構(gòu)類型更加復(fù)雜.此外，后退側(cè)熱力影響區(qū)中立方取向的再結(jié)晶晶粒增多，提高軋制方向強(qiáng)度的同時(shí)會(huì)降低該區(qū)域45°方向的強(qiáng)度，從而導(dǎo)致拉伸試驗(yàn)中裂紋更容易沿著熱力影響區(qū)的45°方向擴(kuò)展.熱影響區(qū)由于在軋制加工過程中產(chǎn)生了部分再結(jié)晶晶粒，除了存在{112}＜111＞銅型變形織構(gòu)與{011}＜211＞黃銅型織構(gòu)，還有介于立方織構(gòu)和旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)之間的{001}＜120＞再結(jié)晶織構(gòu).母材中主要為{110}＜110＞織構(gòu)，以及常見的{112}＜111＞銅型織構(gòu)和{111}＜112＞黃銅型織構(gòu).

圖10 FSW 接頭的{100}極圖和ODF 圖Fig.10 {100} pole figures and orientation distribution function of FSW joints

圖11 為不同焊接速度下焊核區(qū)中心不同深度位置的ODF 圖.從圖11 可以看出，焊接速度為120 mm/min 時(shí)，焊核區(qū)中心主要存在{110}＜110＞織構(gòu)，{011}＜100＞戈斯織構(gòu)以及{110}＜122＞織構(gòu).當(dāng)焊接速度增大到180 mm/min 時(shí)，焊核區(qū)除了存在以上織構(gòu)外，還出現(xiàn){025}＜100＞黃銅織構(gòu).當(dāng)焊接速度增加至210 mm/min 時(shí)，焊核區(qū){110}＜110＞織構(gòu)與戈斯織構(gòu)消失，而生成{001}＜100＞立方再結(jié)晶織構(gòu)，以及{025}＜100＞黃銅織構(gòu)和{001}＜120＞再結(jié)晶織構(gòu).隨著焊接速度的提高，焊核區(qū)材料經(jīng)歷的熱力變形過程差異較大，使得焊核區(qū)中心的織構(gòu)類型發(fā)生復(fù)雜的變化.除此之外，對比焊接速度為180 mm/min 時(shí)焊核區(qū)中心不同深度位置的ODF 圖，可以看出上部與中部的主要織構(gòu)類型主要為{011}＜100＞戈斯織構(gòu)[18]，且都存在{110}＜122＞織構(gòu)，兩者均屬于典型的再結(jié)晶織構(gòu)；而底部出現(xiàn)了{(lán)025}＜100＞黃銅織構(gòu)與{001}＜120＞再結(jié)晶織構(gòu)，這表明焊核區(qū)上部與中部由于溫度較高，再結(jié)晶程度高于底部，再結(jié)晶織構(gòu)更多，焊核區(qū)板厚方向不同位置處織構(gòu)類型的差異將影響接頭的力學(xué)性能.

圖11 不同焊接速度下FSW 接頭焊核區(qū)的ODF 圖Fig.11 Orientation distribution function of NZ in FSW joints with different welding speeds

2.4 顯微硬度分析

圖12 為2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭橫截面顯微硬度分布曲線.圖12a 為焊接速度180 mm/min 時(shí)焊縫橫截面上距離焊縫上表面0.5 mm (上)、1.0 mm(中) 和1.5 mm (下) 的硬度分布曲線.圖12b 為3組焊接速度條件下焊縫橫截面距離上表面1.0 mm處的顯微硬度曲線.2195-T6 鋁合金FSW 接頭顯微硬度曲線呈典型的W 形，前進(jìn)側(cè)與后退側(cè)的曲線并不對稱，母材硬度最高達(dá)到178 HV，焊核區(qū)硬度略高于熱力影響區(qū)但低于母材.硬度最小值位于熱影響區(qū)，在120～ 130 HV 之間，這主要是因?yàn)樵诤附訜嵫h(huán)的影響下，熱影響區(qū)的沉淀相發(fā)生粗化與溶解，使得接頭熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化.接頭后退側(cè)的軟化程度更為嚴(yán)重，主要是因?yàn)楹附訒r(shí)前進(jìn)側(cè)塑性材料在攪拌頭作用下流動(dòng)至后退側(cè)，并在后退側(cè)堆積[19]，造成熱量積累，使得后退側(cè)材料經(jīng)歷的高溫停留時(shí)間大于前進(jìn)側(cè)材料經(jīng)歷的高溫停留時(shí)間，導(dǎo)致后退側(cè)沉淀相的溶解與粗化程度高于前進(jìn)側(cè)沉淀相的溶解與粗化程度.

從圖12 可以看出，焊縫底部的硬度略高于焊縫中部和上部，這是因?yàn)榘宀牡撞颗c墊板接觸，較快的散熱速度抑制了晶粒粗化，根據(jù)霍爾佩奇關(guān)系，其硬度反而較高.此外，對比3 組焊接速度條件下接頭各區(qū)域的硬度可以發(fā)現(xiàn)(圖12b)，焊接速度180 mm/min 時(shí)焊核區(qū)與熱力影響區(qū)的硬度最高，且熱影響區(qū)硬度最小值也最大.

圖12 2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭橫截面的顯微硬度分布曲線Fig.12 Microhardness distribution curve of 2195-T6 Al-Li alloy FSW joint cross sections.(a) welding speed 180 mm/min;(b) middle of the joint with different welding speed

2.5 接頭的拉伸性能

圖13 為不同焊接速度下2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭的拉伸性能.從圖13 可以看出，隨著焊接速度從120 mm/min 增加到210 mm/min，抗拉強(qiáng)度與斷后伸長率均是先增大后減小.當(dāng)焊接速度為120 mm/min 時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度最低，僅為393 MPa，而母材的抗拉強(qiáng)度為541 MPa，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材的72.6%；當(dāng)焊接速度為150 mm/min 時(shí)，抗拉強(qiáng)度有較大提升；當(dāng)焊接速度增加至180 mm/min時(shí)，抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到467 MPa，此時(shí)接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材的86.3%；而當(dāng)焊接速度進(jìn)一步增加至210 mm/min 時(shí)，接頭強(qiáng)度下降至398 MPa，略高于120 mm/min 時(shí)的抗拉強(qiáng)度.因?yàn)楹笸藗?cè)熱影響區(qū)的軟化程度不同，隨著焊接速度的提高，最低硬度值先增大后減小(圖12b)，這與抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率的變化趨勢吻合.

圖13 2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭的拉伸性能Fig.13 Tensile properties of 2195-T6 Al-Li alloy FSW joint

當(dāng)焊接速度為120 mm/min 時(shí)，由于熱輸入較高，容易導(dǎo)致接頭析出相的溶解和粗化，同時(shí)焊核區(qū)晶粒尺寸分布不均勻(圖9a)，所以抗拉強(qiáng)度較低；而焊接速度為210 mm/min 時(shí)，熱輸入較低，焊核區(qū)材料流動(dòng)性不足，且攪拌針的攪拌作用減弱，焊核區(qū)底部出現(xiàn)粗大的帶狀結(jié)構(gòu)，同時(shí)上焊核區(qū)與下焊核區(qū)之間出現(xiàn)明顯的分層界限(圖3c)，拉伸過程中易引起應(yīng)力集中，成為裂紋源，降低接頭結(jié)合強(qiáng)度.此外，從圖中還可以看出，不同焊接速度下的斷后伸長率均較低，最高也僅達(dá)到5.0%，遠(yuǎn)低于母材的14.0%.主要因?yàn)榻宇^不同區(qū)域及焊核區(qū)厚度方向的織構(gòu)類型和晶粒取向等微觀組織結(jié)構(gòu)不均勻引起的應(yīng)力集中，導(dǎo)致較低的接頭斷后伸長率.

2.6 斷口形貌分析

圖14 為不同焊接速度條件下接頭的斷裂位置.隨著焊接速度從120 mm/min 上升到210 mm/min，斷裂位置均位于接頭后退側(cè).當(dāng)焊接速度為120 mm/min時(shí)，裂紋沿著與拉伸軸呈60°方向擴(kuò)展，最后斷裂在焊核區(qū)頂部偏向后退側(cè)邊緣位置.當(dāng)焊接速度增加到180 mm/min 和210 mm/min 時(shí)，裂紋的擴(kuò)展路徑相似，大致呈45°方向擴(kuò)展，最終斷裂于焊核區(qū)頂部中心線附近.在熱力影響區(qū)與焊核區(qū)界面附近微觀織構(gòu)發(fā)生復(fù)雜轉(zhuǎn)變，使該區(qū)域出現(xiàn)低泰勒指數(shù)晶粒帶，從而成為局部晶體學(xué)弱區(qū)[9]，導(dǎo)致裂紋形成后穿過此薄弱區(qū)域而斷裂.

圖14 拉伸試樣的斷裂位置Fig.14 Failure location of the tensile samples.(a) 120 mm/min;(b) 180 mm/min;(c) 210 mm/min

圖15 為不同焊接速度下接頭的斷口SEM 照片.從圖15 可以看出，母材的拉伸斷口存在眾多小而淺的韌窩，屬于典型的韌性斷裂模式.焊接速度對接頭斷裂模式具有一定影響，所有接頭的拉伸斷口均擁有一些大而淺的韌窩與大面積的小平面，整體上斷口主要呈現(xiàn)韌性斷裂特征.從圖15b、圖15d 和圖15e 可以看出，在焊接速度180 mm/min條件下，接頭斷口上部、中部和下部的形貌也有一定差異，與斷口中部類似，斷口上部存在明顯的撕裂棱以及小面積分散的小平面，而斷口下部則擁有較多的韌窩與撕裂棱，韌性較好.因此，當(dāng)裂紋在此處形成而擴(kuò)展至焊縫中上部并最終導(dǎo)致斷裂時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度較高.

圖15 拉伸試樣的斷口形貌Fig.15 Fracture morphology of tensile specimen.(a) middle areas of the fracture surface (120 mm/min);(b) middle areas of the fracture surface (180 mm/min);(c) middle areas of the fracture surface (210 mm/min);(d) top of the fracture surface (180 mm/min);(e) bottom of the fracture surface (180 mm/min);(f) BM

3 結(jié)論

(1) 采用FSW 實(shí)現(xiàn)了2 mm 厚的2195-T6 鋁鋰合金的焊接，并在攪拌頭轉(zhuǎn)速800 r/min、焊接速度180 mm/min 條件下獲得的接頭力學(xué)性能最優(yōu)，抗拉強(qiáng)度達(dá)到467 MPa，為母材的86.3%.

(2) 2195-T6 鋁鋰合金FSW 接頭后退側(cè)存在較為明顯的熱力影響區(qū)金屬向焊核區(qū)擴(kuò)展現(xiàn)象，且隨著焊接速度的增大，擴(kuò)展距離減小.焊核區(qū)上部受軸肩影響的金屬和下部受攪拌針影響的金屬流動(dòng)模式不同，使焊縫橫斷面上存在較為明顯的分層現(xiàn)象.

(3) 對接頭微觀組織結(jié)構(gòu)的分析發(fā)現(xiàn)，不同焊接速度下焊核區(qū)平均晶粒尺寸差別較小，但大角度晶界含量隨焊接速度的增大而提高.在焊接速度為180 mm/min 時(shí)，焊核區(qū)上部與中部的織構(gòu)類型主要為{011}＜100＞戈斯織構(gòu)，而底部主要為{025}＜100＞黃銅織構(gòu).