強(qiáng)制冷卻和低溫時效對2198-T3/7A04-T6異種鋁合金FSW接頭組織及性能的影響

孫 博, 聶佳民, 李曉丹, 何長樹

(1. 東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 遼寧 沈陽 110819;2. 東北大學(xué) 材料各向異性與織構(gòu)教育部重點實驗室, 遼寧 沈陽 110819;3. 沈陽飛機(jī)工業(yè)(集團(tuán))有限公司, 遼寧 沈陽 110850)

2198鋁合金屬于可熱處理強(qiáng)化型Al-Li合金,具有低密度、高比強(qiáng)度、優(yōu)良塑性及高損傷容限等優(yōu)點,主要用于制造飛機(jī)機(jī)身及上下機(jī)翼蒙皮。飛機(jī)蒙皮在制造過程中,通常使用整塊板材進(jìn)行拉伸成形,其成形后兩側(cè)鉗口處的余料便被切除,成為廢品。如果采用拼焊成形,選用其他成本較低的材料與蒙皮材料進(jìn)行拼焊組合,便可減少因切除鉗口余料所帶來的制造成本。相對于傳統(tǒng)熔焊技術(shù),攪拌摩擦焊(Friction stir welding,FSW)作為一種固相連接技術(shù),在鋁合金焊接方面具有焊接缺陷少、接頭力學(xué)性能優(yōu)異等特點,得到了廣泛應(yīng)用[1]。

但可熱處理強(qiáng)化型鋁合金在進(jìn)行FSW時,接頭攪拌區(qū)(Stir zone,SZ)和熱影響區(qū)(Heat affected zone,HAZ)α-Al基體內(nèi)的析出相會在焊接熱作用下發(fā)生回溶與粗化,導(dǎo)致接頭發(fā)生軟化,其中位于熱影響區(qū)的軟化最為嚴(yán)重[2]。若將蒙皮材料2198-T3鋁合金與強(qiáng)度更高的7×××系鋁合金進(jìn)行拼焊,便可保證焊接接頭僅存在一個薄弱區(qū),即2198-T3鋁合金一側(cè)的熱影響區(qū)。但在后續(xù)的拉伸成形過程中,接頭的薄弱區(qū)會因強(qiáng)度較低而優(yōu)先發(fā)生塑性變形而斷裂。因此,需對接頭薄弱區(qū)的軟化進(jìn)行控制以滿足拉伸成形的需求。

國內(nèi)外諸多學(xué)者主要通過水下攪拌摩擦焊接(Underwater friction stir welding,UFSW)[3-4]或焊后熱處理[5]的方式控制接頭軟化行為,以提高接頭強(qiáng)度。Babu等[6]對5052/6061異種鋁合金進(jìn)行UFSW,結(jié)果表明UFSW可減小接頭熱影響區(qū)的寬度并提高熱影響區(qū)的平均硬度,但接頭強(qiáng)度只能達(dá)到母材的73%。Safarbali等[7]對2024/7075異種鋁合金的FSW接頭進(jìn)行固溶+時效處理,發(fā)現(xiàn)時效后的接頭強(qiáng)度得到顯著提高,但由于固溶溫度較高,攪拌區(qū)出現(xiàn)晶粒異常長大的現(xiàn)象,接頭伸長率降低。Zhang等[8]對2195鋁合金FSW接頭進(jìn)行不同時效處理,發(fā)現(xiàn)低溫時效(Low temperature aging, LTA)相較常規(guī)溫度時效的接頭伸長率更高,但接頭強(qiáng)度卻有所降低。目前,針對可熱處理強(qiáng)化型鋁合金FSW的研究表明,使用上述單一強(qiáng)化手段對接頭軟化區(qū)進(jìn)行控制的效果并不理想。近年來,多種強(qiáng)化手段相結(jié)合的復(fù)合工藝成為研究學(xué)者制備高性能焊接接頭的新思路。Zeng等[9]分別采用水冷與空冷對6061-T6鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦加工并進(jìn)行不同溫度下的時效處理,發(fā)現(xiàn)在水冷和低溫時效的作用下,6061-T6鋁合金獲得了高強(qiáng)度(573 MPa)及高伸長率(17%)。這是由于水下攪拌摩擦加工能夠獲得超細(xì)晶粒,并抑制析出相從α-Al基體中脫溶析出,使后續(xù)低溫時效在不損失細(xì)晶強(qiáng)化效果的基礎(chǔ)上達(dá)到更好的析出強(qiáng)化效果,獲得較高的力學(xué)性能。

由此可見,多種強(qiáng)化手段下的復(fù)合工藝對接頭軟化的良好控制是值得關(guān)注的。本文對2198-T3和7A04-T6鋁合金進(jìn)行FSW和UFSW拼焊,并對其焊態(tài)(As-welded)接頭進(jìn)行低溫時效處理,研究強(qiáng)制冷卻和低溫時效對接頭薄弱區(qū)組織和接頭力學(xué)性能的影響,旨在推動拼焊成形技術(shù)在機(jī)身蒙皮制造過程中的實際工程應(yīng)用。

1 試驗材料與方法

采用攪拌摩擦焊對2198-T3(規(guī)格:250 mm×80 mm×3.2 mm)和7A04-T6(規(guī)格:250 mm×80 mm×3.8 mm)鋁合金軋制板材進(jìn)行拼焊,兩種鋁合金的化學(xué)成分如表1所示。焊接前將7A04-T6鋁合金試驗軋板的上下表面各去除0.3 mm以去除包鋁層,加工后的試板厚度為3.2 mm,與2198-T3鋁合金試板厚度相同。

表1 2198-T3和7A04-T6鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

攪拌摩擦焊接設(shè)備為實驗室自主設(shè)計搭建(FSW-2AX-T8攪拌摩擦焊機(jī)),其中強(qiáng)制冷卻條件下的焊接(UFSW)在充滿循環(huán)水的水槽中進(jìn)行,初始冷卻水溫為25 ℃,冷卻水槽中的液面距焊接試板上表面的距離為15 mm,試驗裝置如圖1(a)所示。焊接時將2198鋁合金置于前進(jìn)側(cè)(AS),7A04鋁合金置于后退側(cè)(RS),焊接方向與板材軋制方向一致。采用相同的攪拌工具及焊接參數(shù)對鋁合金進(jìn)行FSW和UFSW焊接,焊接過程中攪拌工具的旋轉(zhuǎn)速度為1200 r/min,行進(jìn)速度為100 mm/min,焊接時攪拌工具傾角為2.5°,攪拌針為右旋螺紋,其具體形貌尺寸如圖1(b)所示。為了解不同冷卻條件下接頭熱影響區(qū)的溫度變化,在焊接過程中使用SH-8型多通道溫度測試儀進(jìn)行溫度采集。

圖1 UFSW試驗裝置(a)和攪拌工具幾何尺寸(b)Fig.1 Test setup of UFSW(a) and geometric dimension of stir tool(b)

兩種冷卻環(huán)境下完成試驗軋板焊接,垂直于焊接方向取樣進(jìn)行低溫時效處理:在50 ℃的油浴(不改變2198-T3鋁合金的母材狀態(tài))中保溫48 h后取出并空冷至室溫。采用顯微維氏硬度計(Wilson-Wolpert 401MVD)在接頭橫截面上進(jìn)行硬度測試,加載載荷砝碼100 g,加載時間10 s。采用SANS微機(jī)控制電子萬能試驗機(jī)在室溫下對焊接接頭進(jìn)行拉伸性能測試,拉伸速率為2 mm/min,拉伸試樣取樣位置及尺寸如圖2 所示。采用場發(fā)射透射電鏡(JEM-2100F)觀察接頭組織的析出相形貌,觀察前采用電解雙噴法減薄樣品,雙噴液為硝酸甲醇溶液(硝酸與甲醇體積比為1∶4)。

圖2 拉伸試樣取樣位置及尺寸示意圖Fig.2 Schematic diagram of position and dimension of the tensile specimen

2 試驗結(jié)果

2.1 顯微硬度

圖3為焊態(tài)和低溫時效后FSW與UFSW接頭的顯微硬度分布。受非等強(qiáng)匹配接頭條件的影響,接頭顯微硬度呈AS-2198鋁合金一側(cè)低、RS-7A04鋁合金一側(cè)高的非對稱“W”型分布。在焊態(tài)條件下,FSW接頭位于7A04鋁合金一側(cè)的最低硬度值為109.7 HV0.1,與2198鋁合金母材硬度值(110 HV0.1)水平相當(dāng)。在接頭2198鋁合金一側(cè)的軟化區(qū)內(nèi)出現(xiàn)低硬度區(qū)(Low hardness zone, LHZ),其最低硬度值為88.9 HV0.1,距焊核中心約12 mm。與FSW接頭相比,UFSW接頭兩側(cè)的軟化區(qū)更窄且更加靠近焊核中心,LHZ同樣出現(xiàn)在接頭2198鋁合金一側(cè),最低硬度值為91 HV0.1,距焊核中心約7 mm。經(jīng)低溫時效后,兩種不同焊接條件下的接頭軟化區(qū)硬度均得到不同程度的恢復(fù),其中FSW接頭與UFSW接頭的LHZ硬度分別提升至92.0 HV0.1和94.5 HV0.1。

圖3 FSW與UFSW接頭顯微硬度分布Fig.3 Microhardness distribution of the FSW and UFSW joint (TMAZ—Thermal mechanical affected zone; BM—Base material)

2.2 拉伸性能

圖4為FSW和UFSW接頭的拉伸測試結(jié)果。在焊態(tài)條件下,FSW接頭的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為272、405 MPa,而UFSW接頭的強(qiáng)度較高,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為297、410 MPa。經(jīng)低溫時效后,兩種不同焊接條件下的接頭強(qiáng)度均得到提升,FSW接頭的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提升至285 MPa和419 MPa,達(dá)到了母材的89.0%和91.6%。UFSW接頭強(qiáng)度提升得更為顯著,分別提升至312 MPa和443 MPa,達(dá)到了母材的97.5%和96.9%。不過,不同焊接方法的接頭伸長率變化有所不同,FSW接頭伸長率從焊接后的9.1%下降至低溫時效后的8.9%,而UFSW接頭從焊接后的6.1%提升至低溫時效后的8.9%。

圖4 FSW與UFSW接頭的拉伸性能Fig.4 Tensile properties of the FSW and UFSW joints

2.3 析出相特征

為了進(jìn)一步分析力學(xué)性能變化的原因,對母材以及接頭LHZ處的析出相進(jìn)行TEM觀察。圖5為2198-T3鋁合金母材的TEM照片。圖5中可以觀察到α-Al基體中分布著兩種20～30 nm的針狀相,結(jié)合文獻(xiàn)[10]中析出相的形狀、尺寸和分布狀態(tài)可以判斷,這兩種相分別為T1相(Al2CuLi)和θ′相(Al2Cu)。有研究[11]指出,T1相和θ′相是2198-T3鋁合金中的主要析出相,其中T1相對接頭強(qiáng)度的貢獻(xiàn)最為突出。這是由于T1相與位錯之間存在“一次切過”的特殊機(jī)制,即位錯切過T1相后,后續(xù)位錯難以再次切過同一個滑移面,這使得滑移被阻止并分散到多個滑移面上,因此含有大量T1相的鋁鋰合金不僅具有較高的強(qiáng)度,其塑性也較好。

圖5 接頭2198-T3鋁合金母材處的TEM照片F(xiàn)ig.5 TEM image of the joint 2198-T3 aluminum alloy base mateical

圖6為低溫時效前后不同焊接條件下接頭LHZ處的TEM圖片。其中圖6(a,b)分別為焊態(tài)FSW接頭與UFSW接頭LHZ處的晶內(nèi)析出相特征,在FSW接頭α-Al基體中分布著一定數(shù)量的T1相,長度為60～80 nm,θ′相則基本溶解。與FSW接頭相比,UFSW接頭的α-Al基體中分布的析出相數(shù)量更多,晶內(nèi)T1相和θ′相的數(shù)量及分布基本與母材保持一致,但是尺寸有所增長,其中T1相與θ′相的尺寸約為30～40 nm。圖6(c,d)分別為低溫時效后FSW與UFSW接頭LHZ處的晶內(nèi)析出相特征,可以發(fā)現(xiàn)低溫時效后的兩種接頭LHZ處均有新的T1相和θ′相析出。其中在FSW接頭中發(fā)現(xiàn)了粗化的T1相,長度達(dá)到90 nm,同時在α-Al基體中有較多的θ′相重新析出,其尺寸小于10 nm。與FSW相比,UFSW接頭中的T1相析出數(shù)量更多,經(jīng)低溫時效后,新形核析出的T1相和θ′相尺寸在10～15 nm之間,同時晶內(nèi)還分布著焊態(tài)接頭中原有的T1相和θ′相,尺寸約為35 nm。

圖6 FSW與UFSW接頭低溫時效前(a,b)、后(c,d)LHZ處的TEM照片F(xiàn)ig.6 TEM images of LHZ in FSW and UFSW joints before(a,b) and after(c,d) low-temperature aging(a,c) FSW; (b,d) UFSW

2.4 焊接溫度曲線

焊接過程中接頭峰值溫度及冷卻速度的差異是導(dǎo)致接頭固溶狀態(tài)發(fā)生改變的重要因素,而這一差異將影響析出相在后續(xù)時效過程中的析出行為。為分析強(qiáng)制冷卻和低溫時效對接頭析出相析出行為的影響,對FSW與UFSW過程中接頭熱影響區(qū)的溫度進(jìn)行測量,結(jié)果如圖7所示。由圖7可知,FSW與UFSW接頭的焊接溫度曲線變化規(guī)律相同,在焊接過程中均經(jīng)歷了由室溫快速升溫至峰值溫度而后又冷卻至室溫的過程。受兩種焊接方式冷卻能力的影響,兩種接頭所達(dá)到的焊接峰值溫度以及峰值溫度至室溫的冷卻效率均有不同。與FSW過程相比,UFSW過程中熱影響區(qū)的峰值溫度更低,高溫停留時間更短,冷卻速率更快。

圖7 FSW與UFSW接頭熱影響區(qū)的焊接溫度曲線Fig.7 Welding temperature curves of heat affected zone of the FSW and UFSW joints

3 討論與分析

為更加直觀地討論析出相在強(qiáng)制冷卻和低溫時效條件下的演變過程,繪制了FSW與UFSW焊態(tài)接頭及其低溫時效后LHZ析出相的演變示意圖,如圖8所示。Al-Cu-Li系合金在焊接過程中,當(dāng)接頭所處溫度低于220 ℃時,主要發(fā)生T1相和θ′相的粗化;當(dāng)溫度高于220 ℃時,T1相和θ′相開始發(fā)生溶解,且θ′相的溶解速度相較T1相更快[12]。

圖8 低溫時效過程中FSW與UFSW接頭LHZ位置處析出相的演變示意圖Fig.8 Evolution of precipitation at LHZ position of the FSW and UFSW joints during low temperature aging

結(jié)合圖7的測溫數(shù)據(jù)可知,在FSW過程中,熱影響區(qū)的峰值溫度超過了220 ℃,但在220 ℃以上的高溫段停留時間較短。因此,溶解速度更快的θ′相大量回溶到α-Al基體中,而T1相僅有少部分回溶,并在后續(xù)220 ℃以下溫度范圍內(nèi)發(fā)生明顯粗化,如圖8中FSW(As-welded)。其中,T1相的粗化消耗了Li原子,而θ′相的溶解則使得Cu原子大量回溶,合金中的Cu/Li原子比例升高。有文獻(xiàn)[13]報道Cu和Li的原子數(shù)量比對Al-Cu-Li系合金中析出相的析出行為存在較大的影響。當(dāng)Cu/Li比例較高時,時效過程中趨于析出θ′相,當(dāng)Cu/Li比例較低時,則更傾向于析出T1相。因此,在低溫時效過程中,FSW接頭LHZ處有更多的θ′相析出,這些細(xì)小析出相的存在析出是FSW接頭時效后強(qiáng)度提升的原因。同時,由于FSW過程中較高的焊接溫度會更多地消耗2198-T3母材中原有的位錯及亞晶,而T1相易在位錯等亞結(jié)構(gòu)附近形核[14],導(dǎo)致FSW接頭在后續(xù)低溫時效過程中,T1相不易形核析出,而原有的T1相則進(jìn)一步粗化生長,如圖8中 FSW(LTA),使得接頭韌性降低、伸長率下降。

在UFSW過程中,強(qiáng)制冷卻使接頭的峰值溫度僅為160.8 ℃,且高溫停留時間縮短。較低的溫度和較短的熱過程有效抑制了θ′相和T1相的溶解和粗化(見圖8UFSW(As-welded)),使得α-Al基體中保持了較低的Cu/Li比例。與此同時,強(qiáng)制冷卻也使得接頭中原有的位錯及亞結(jié)構(gòu)得以更多的保留,這些條件均為T1相的析出提供了有利因素。因此,在后續(xù)低溫時效過程中,UFSW接頭LHZ處能夠析出更加細(xì)小的T1相(見圖8 UFSW(LTA)),使得接頭強(qiáng)度得到顯著提高?；谏鲜龇治?使用強(qiáng)制冷卻+低溫時效的復(fù)合強(qiáng)化手段,能有效抑制常規(guī)攪拌摩擦拼焊工藝中接頭熱影響區(qū)析出相的粗化行為,并有利于后續(xù)合金的時效強(qiáng)化,是提高接頭力學(xué)性能的有效手段。

4 結(jié)論

1) 兩種條件下接頭的低硬度區(qū)均位于2198-T3鋁合金一側(cè)的熱影響區(qū)內(nèi),但強(qiáng)制冷卻+50 ℃×48 h時效條件下接頭低硬度區(qū)的硬度值明顯更高,為94.5 HV0.1。

2) 強(qiáng)制冷卻+50 ℃時效48 h能夠顯著提升2198-T3/7A04-T6鋁合金拼焊板接頭的力學(xué)性能。UFSW接頭經(jīng)時效后,屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到312 MPa和443 MPa,分別達(dá)到2198-T3母材強(qiáng)度的97.5%和96.9%。

3) 焊接過程中施加的強(qiáng)制冷卻,能有效抑制接頭LHZ內(nèi)θ′相和T1相的溶解與粗化,使得α-Al基體中保持了較低的Cu/Li比例,并為后續(xù)時效過程中析出數(shù)量更多、尺寸更小、強(qiáng)化效果更好的T1相提供了更多形核位點。

4) 經(jīng)50 ℃×48 h時效后,UFSW接頭的LHZ內(nèi)析出大量尺寸細(xì)小的T1相(10～15 nm),是接頭力學(xué)性能顯著提升的根本原因。