搅拌摩擦焊焊接参数对AA6082—AA6024异种接头的力学和显微组织性能影响

中文译文：

搅拌摩擦焊焊接参数对AA6082—AA6024异种接头的力学和显微组织性能影响

P. Cavaliere a,*, A. De Santis a, F. Panella a, A. Squillace b

摘要：

本文对搅拌摩擦焊焊接参数对AA6082-AA2024异种接头的力学和显微组织性能影响进行了分析讨论。不同的AA6082-AA2024样本是在80mm/min和115mm/min不同的焊接速度和合金在推进工具的不同位置得到的。在所有实验中转速固定在1600RMP。所有的焊缝垂直于滚动方向的合金。用在室温下进行的显微硬度（HV）和拉伸试验来评估接头的机械性能。在实验前预先将焊接接头在250℃退火一小时。疲劳测试,谐振机电测试机采用变荷载作用下控制多至250HZ的正弦波的载入。疲劳实验,对轴向总应力幅值控制模用R= σmin/σmax = 0.1。为了观察材料的显微组织转变，要对焊缝的纵断面进行光学观察，对断裂表面做扫描电镜。

关键词： 搅拌摩擦焊； 异种连接； 疲劳

1. 简介

实际上，搅拌摩擦焊代表的是一种在高性能航空和和汽车应用上的制胜的新技术[1]。与传统的焊接技术相比搅拌摩擦焊强烈减少了扭曲面和残余应力[2-4]。

在摩擦焊工艺中连接是在用特别设计的旋转装置连接在一起的两块板之间的贴合面上的集中的摩擦热量连接起来的，从而减少了接触板的长度。通过相关的摩擦措施产生了一个高度的塑性变形区[1]。从形成的角度看变形可以描述为伴随着转头的转动在工具的压力、推进、和挤压下形成的[5]。

就像工具与到接触的塑性变形一样局部热机械影响区是由刀的顿边与板顶面摩擦产生的。搅拌摩擦焊是一个固态过程因此在焊接中没有凝固结构。问题与共晶相的消失和脆性枝晶的出现有关[6]。

通过发展这种技术，一个最重要的现实是这代表着焊接不同的铝合金成为可能[7]。

很多涉及这方面的论文出现在文献中。一些作者已经证实强烈不同的铝合金的焊接熔核的微观组织固定在材料的在加工一边[8]。Murr et al.[9]展示了两种用搅拌摩擦焊焊接的两种不同的铸造合金的性能。也成功研究了异种钢焊接的腐蚀敏感性[10]。像焊接参数一样，异种钢显微组织转变的功能在显示AA6061-AA2024材料的性能方面的到广泛的研究[11]。

尽管FSW方面的研究论文已经广泛的发表。仅仅很少的论文涉及这种焊接疲劳性能，尤其是对焊接参数不同的参考。

此工作的目的在于评估在不同配置和不同FSW参数下得到的AA6082-AA2024材料的力学和微观组织性能。

2.实验过程

异种钢接头使用Pechiney生产的商业合金制造而成，形成四毫米厚的轧制钢板（T3形态的2024和T6形态的6082）。200mm×800mm的大板材使用表一中的焊接工艺垂直于轧制方向焊接。选择这种参数是因为在0.07-0.1[12]的旋转倾入角下对于相似基材料这种工艺有着最佳的温度和应变率易产生没有缺陷的对接接头和致密的焊缝。在先前的研究中观察到对于不相似的合金很容易减小旋转倾入角[13]。材料在工具推进的不同位置会产生四种不同的焊接情形。用来焊接的C40处理工具钢是锥形的最大直径3.8mm，最小直径2.6mm，台肩直径9.5mm。

用来焊接的设备要用Kistler 三频道测力仪检测，以记录所有焊缝中沿中轴的力（FZ）和沿焊接方向的力（FX）。在所有的检测情况下为了每次工具旋转时记录两次样本，扫描采集速率像一项焊接参数的机能一样改变。

表1 焊接AA2025-AA6056板材焊接情况

为了揭示晶粒的结构对一些用来观察纵断面显微组织的试样要先用标准磨削技术磨削、后续电解抛光（在20V78ml胆汁酸、120ml蒸馏水和800ml酒精溶液中20s）和氧化（在20V5％的氟硼酸溶液90s）处理。光学显微图像使熔合区域的统计分析成为可能。

所有的焊接区维氏硬度在纵断面上用一个维氏硬度压头施以5N的力保持15s。为了评估在不同的焊接条件下得到的焊接接头的机械性能沿焊缝方向进行拉伸实验。

用电火花机将（EDM）200mm试样切成80mm长12.5mm宽的标准长度。一些接头要在250℃退火一小时以察觉机械性能的变化。用MTS 810测试机在室温下进行拉伸实验，上梁速度设定在0.1mm/min，根据ASTM-E8标准规范，需要MST 634.12F-24，类型的25mm基础长度的精确伸长仪。

耐力疲劳试验用共振机电测试机在恒定加载控制频率达250赫兹正弦波加载(TESTRONICTM 25±50 RUMUL kN制作而成)在这两种低和高的状态，测得工件尺寸规格为80mm长15mm宽。周期疲劳试验在中心轴线应力控制模型在完全反转，推拉下在中心轴线处失效，拉伸应力（R=σmin/σmax=0.1）。用场发射枪扫描式电子显微镜（JEOL-JSM6500F）研究进行拉伸和疲劳试验后材料的表面断裂结构。

3.结果与讨论

搅拌摩擦焊正成为解决有高延展性和拉伸强度要求的航空航天领域焊接接头问题的方法。通过不同的工艺参数和不同合金在工具推进侧的不同位置获得AA6082-AA2024薄钢板异种搅拌摩擦焊接头，在显微镜下没有发现表面缺陷[图1]。不同的配置和工艺参数如表1所示。

图1 不同条件不同板材位置焊接图示

在第一阶段的焊接，在工具渗透过程中材料表现出高的力学价值， 因为材料的温度仍然很低结果使屈服应力很高 （图2）。 只有当工具渗透完全结束并且移动还未开始时材料的软化导致FZ力的下降。对所有的焊接接头当移动速度增加时，作为一种普遍的行为，垂直力增加。

3.1 显微组织转变

焊接接头宏观形貌如图3所示。不同铝的FSW焊接接头熔核区典型的横断面特征如图4,5所示（AA6028在推进侧，图片的左侧）。由两种合金不同区域组成的熔核区产生了严重的塑性变形。在搅拌摩擦焊过程中，沿着焊接方向，工具作为搅拌器挤压材料。这种复杂的变形，产生了有替换片状20024和6082铝合金组成的旋卷结构。通过使用旋转工具使材料有板状变为焊缝，根据转速和焊接速度有可能要进行多次。这是在不同的焊接条件下获得旋卷结构的原因。

动态回复和再结晶的速率很强的决定于变形时的温度和加载速率。这也是在焊缝中心产生不同类旋卷结构的原因。与之相反在所有的焊接条件下，不同材料的熔核是完整的。同样，这些焊接工艺参数和材料在工具推进侧的位置强烈影响材料混合。

图10 搅拌摩擦焊接头和退火接头不同配置下拉伸性能比较

3.2 机械性能

图6显示了异质焊缝典型显微组织。对于异质焊缝AA2024—AA6082当2024合金在工具推进，且焊接速度为115mm/min时。当在工具推进侧使用6028合金，在熔核区显微硬度剖片更加统一，标志这材料的良好混合。此外，最大硬度值与在推进侧使用的AA6082合金的焊缝对应。在所有情况下，由于过时效作用，在HAZ得到硬度的最小值。这是由于HAZ变形非常微小，并且熔核和TMAZ涉及不同的热机性能。一些科学家通过使用深穿透式电子显微镜分析在AA6056FSW中在大小和长宽比加强颗粒的性能证明了这种影响。[14]低硬度可以解释为是由于G、P区域的消失和过时效沉淀物的形成引起的。在在加工TMAZ稍微高的硬度，是由于更高的温度梯度导致减少溶解和过时效。熔合区硬度的稍微增长，于在最缓冷区的完全溶解和新的沉淀有关。

表2 从拉伸试验获得的力学性能

注：所有的焊缝在1600RPM转速和115mm/min的焊接速度下得到。

退火后显微硬度值得变化如图7。在所有的焊接条件下，退货后显微硬度值降低，显微硬度剖面在再加工侧附近趋向统一。（图8）

不同条件下获得的异质焊缝的延展性如图9所示。在推进侧有相同的材料，拉伸应力随随工具焊接速度得增加而增加，当在前进侧用AA6028延展性随焊接速度增加而增加，而用AA6024时随速度的增加而减小。这种材料位置对强度的影响早先已有过研究。[15]当焊接接头在推进侧用AA6082且焊接速度度115mm/min时，产生最好的强度和延展性。

由于应力松弛，退火使FSW焊接接头的强度及延展性有很大提高（图10）。由于作用在前进和后退侧的不同的力，这种特性在在后退侧的材料中占有更大的部分搅拌区的异种铝合金焊接接头中非常典型[12]。作为对比，在表2中展现了相同工艺参数下AA2024和AA6028焊接接头的拉伸性能。由于交替的板层状结构在不同的配置下焊接接头显示较低的强度，但是它们普遍存在高的延展性。在研究的各种焊接条件下异质焊缝的疲劳曲线如图11所示。

在固定的转速下，AA6082在在前进侧的异质焊接接头的疲劳性能强烈依赖于工具的速度：随着焊接速度的提高疲劳强度提高。而对于AA2024在推进侧的焊缝，焊接速度不会对疲劳强度产生显著的影响。

在最高应力和115mm/min的焊接速度下，AA6082在推进侧的异质搅拌摩擦焊接头的疲劳寿命与AA6082搅拌摩擦焊相似，然而在较低的应力和更高的周期数下，它们的性能与AA2024更为相近（图12）。应力幅值80MPa，对于AA6082失效的周期数大约为2×106，对于AA2024为1.1×107，异质焊缝为6.5×106。在AA6082—AA2024接头中，断裂开始于应力集中高于后退侧的工具的推进侧。

与退火焊缝相比异质搅拌摩擦焊焊缝抗疲劳性能较低。在低的应力水平下差别更为显著（图13）。

图11 不同使用条件下异质接头的S—N曲线

图12 在相同的焊接参数下,AA6082—AA2024异种接头S-N疲劳曲线和AA2024和AA6082接头抗疲劳曲线对比，斜度（R）和标准偏差（SD）已经指明。

图13 AA6082—AA2024焊接接头搅拌摩擦焊状态和退火状态下S-N疲劳曲线，斜度（R）和标准偏差（SD）已经指明。

图14 拉伸试样断裂表面形貌 AA2024-AA6082 80mm/min, AA2024-AA6082 115mm/min,AA6082-AA2024 80mm/min, AA6082-AA2024 115mm/min

3.3断口行为

扫描电镜（SEM）观察拉伸试样揭示在所有情况下失效是由于微孔的聚集导致的（图14）。采用扫描电镜（SEM）来观察疲劳试样的断口显示再高的周期下失效，疲劳裂纹始于洋葱流纹线并沿其扩展。在图15a和b这种性能显示于AA6082—AA2024（115mm/min）和AA2024—AA6082(115mm/min)它们分别在Nf = 6.5 × 106 σ = 80 MPa 和 Nf = 1.9× 106 σ = 80 MPa下失效。作为一个普遍的结果， 可以确定接头的显微组织特征非常相似（裂纹沿洋葱流线扩展）并且材料的在工具推进侧的位置起不到主要作用。相反，通过增加应力水平材料的力学性能的改变比改变焊接工艺参数严重的多，在工具推进侧的材料（通过S—N曲线确认），通过改变这种情形断裂表面表现出强烈的不同。其他的锻造缺陷表现为疲劳试样在低的应力下的断裂点（图16）。从高放大观察清楚地呈现出在在各种情况下疲劳失效是由起始和生长的多重缺陷支配的（图17）。在图17中，可以观测到典型的局部显微塑性变形特征。

图15 焊接接头断口扫描图像（a）AA6082- 图16 焊接接头断口扫描图像（a）AA6082

AA2024（115mm/min）在Nf = 6.5×106 -AA2024(115mm/min)在Nf =390,000

σ = 80 MPa下失效（b）AA2024-AA6082 σ=100MPa下失效（b）AA2024-AA6082

（115mm/min）在Nf = 1.9×106σ= 80 MPa （115mm/min）在Nf=150000σ=100MPa下

下失效 失效

图17 AA6082-AA6024异种搅拌摩擦焊接头（115mm/min）在Nf = 390,000σ= 100 MPa下失效的断口扫描电镜图像

3 结论

本文对FSW异质焊缝AA6082—AA2024的力学和显微组织性能进行了研究。焊接接头在合金在工具推进侧的不同位置的情况下产生。焊接接头在固定转速—1600RPM下，通过从在80 mm/mi—115mm/min内改变速度产生。对所有的焊接接头,焊接速度增加时垂直力增加。对高强度材料（AA2024）在工具推进侧而言与低强度材料在推进侧比在板材上产生更高的力。

在不同的配置下在焊接接头内部产生了不同的类漩涡状结构。当AA6082在推进侧焊接速度为115mm/min时焊接接头获得最好的拉伸和疲劳性能。疲劳性能受到以高应力副值固定在工具推进侧的材料的控制而随着载荷的减小差别减小。对于在推进侧使用AA2024的焊接接头，焊接速度对疲劳性能的影响不是很强烈。异质搅拌摩擦焊接头与退火接头相比抗疲劳性能较差。这种性能通过对疲劳试样的断口的观察可以证实这种性能。实际上，在工具推进侧使用AA2024合金，断口的裂纹萌生是由于在焊缝中存在锻造缺陷。

参考文献

[1] Mishra RS, Ma ZY. Friction stir welding and processing. Mater Sci Eng 2005;R50:1–78.

[2] Bussu G, Irving PE. The role of residual stress and heat affected zone properties on fatigue crack propagation in friction stir welded 2024–T351 aluminium joints. Int J Fatigue 2003； 25:77–88.

[3] John R, Jata KV, Sadananda K. Residual stress effects on near threshold fatigue crack growth in friction stir welded aerospace alloys. Int J Fatigue 2003;25: 939–48.

[4] Jata KV, Sankaran KK, Ruschau J. Friction-stir welding effects on microstructure and fatigue of aluminum alloy 7050–T7451. Metall Mater Trans 2000;31A:2181–92.

[5] Guerra M, Schmidt C, McClure JC, Murr LE, Nunes AC. Flow patterns during friction stir welding. Mater Charact 2003;49:95–101.

[6] Rhodes CG, Mahoney MW, Bingel WH. Effects of friction stir welding on microstructure of 7075 aluminium. Scripta Mater 1997;36:69–75.

[7] Cavaliere P, Cerri E, Squillace A. Mechanical response of 2024–7075 aluminium alloys joined by friction stir welding. J Mater Sci 2005;40:3669–76.

[8] Lee WB, Yeon YM, Jung SB. The mechanical properties related to the dominant microstructu-

e in the weld zone of dissimilar formed Al alloy joints by friction stir welding. J Mater Sci 2003;38:4183–91.

[9] Murr LE, Rodriguez NA, Almanza E, Alvarez CJ. Study of friction stir welded A319 and A413 casting alloys. J Mater Sci 2005;40:4307–12.

[10] Bala Srinivasan P, Dietzel W, Zettler R, Dos Santos JF, Sivasan W. Stress corrosion cracking susceptibility of friction stir welded AA7075–AA6056 dissimilar joint. Mater Sci Eng 2005;A392:292–300.

[11] Ouyang JH, Kovacevic R. Material flow and microstructure in the friction stirbutt welds of the same and dissimilar aluminium alloys. J Mater Eng Perform 2002;11:51–63.

[12] Cavaliere P, Squillace A, Panella F. Effect of welding parameters on mechanical and microstructural properties of AA6082 joints produced by friction stir welding. J Mater Process Technol 2008;200:364–72.

[13] Cavaliere P, Panella F. Effect of tool position on the fatigue properties of dissimilar 2024–7075 sheets joined by friction stir welding. J Mater Process Technol, in press. doi:10.1016/j.jmatprotec.2007.12.036.

[14] Cabibbo M, McQueen HJ, Evangelista E, Spigarelli S, Di Paola M, Falchero A,

et al. Microstructure and mechanical property studies of AA6056 friction stir welded plate. Mater Sci Eng A 2007;460–461:86–94.

[15] Lee Won-Bae, Yeon Yun-Mo, Jung Seung-Boo. The joint properties of dissimilar formed Al alloys by friction stir welding according to the fixed location of materials. Scripta Mater 2003;49:423–8.

本文来源：https://www.2haoxitong.net/k/doc/e3b04a71a417866fb84a8ea4.html