第3 9 卷 第3 期 2 0 1 8 年 3 月 焊 接 学 报 Vol． 39（ 3） ：001 － 005 TＲANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION March 2018 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊组织演变与力学性能 王希靖， 魏学玲， 张亮亮 （ 兰州理工大学 有色金属先进加工与再利用省部共建国家重点实验室，兰州 730050） 摘 要： 通过透射电子显微镜、扫描电子显微镜、拉伸试验机和显微硬度计对 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊接头焊 缝区组织演变和力学性能进行分层研究． 结果表明，在焊核区上层，材料发生塑性变形，晶格畸变能增加，为降低能 量，大量的位错集聚成亚结构边界发生动态回复． 同时在焊接热循环的作用下发生动态再结晶，导致焊缝区上层晶 粒细小． 在焊核区下层，主要受到搅拌针搅拌作用，轴肩产热通过扩散过程传递到下层的热量减少，发生动态回复 和动态再结晶程度低于焊缝上层，晶粒粗大． 前进侧和后退侧热影响区均出现棒状 β'沉淀相． 对应焊缝上、下两层 硬度都呈“W”形分布，焊缝上层硬度高于焊缝下层硬度，最小值出现在前进侧． 沿着焊缝长度方向上层和下层的 186 MPa，呈降低趋势，为韧性断裂． 抗拉强度分别为 205， 关键词： 6082 － T6 铝合金； 搅拌摩擦焊； 组织演变 中图分类号： TG 453 0 序 文献标识码： A doi： 10． 12073 / j． hjxb． 2018390057 言 列车中广泛应用提供必要的理论依据 ． 铝合金具有比强度高、耐蚀性好等优点，广泛应 用于高速列车车体制造，其中的 6082 铝合金由于其 良好的焊接性，优良的机械加工性能，在交通运输和 ［1 － 3］ ． 由于铝合金 机械工程行业的应用越来越普遍 在空气中活性较大，极易与氧气发生反应，在铝合金 表面形成一层致密的氧化膜，这种氧化膜的熔点远 高于铝合金的熔点，导致铝合金的焊接比较困难． 搅拌摩擦焊 （ friction stir welding，FSW） 是英国焊接 试验方法 1 试验采用 2 mm 厚的 6082 － T6 铝合金板材进行 搅拌摩 擦 焊 接，试 样 规 格 为 100 mm × 100 mm × 2 mm，其主要的化学成分见表 1． 表1 Table 1 ，被证明是解 决铝合金焊接问题最有效的方法之一 ． 国内宫文 研究所发明的一种固相连接技术 ［8］ 彪等人 研究了 6082 － T6 铝合金厚板搅拌摩擦焊 沿厚度方向性能变化，轴肩产生的摩擦热自上到下 不断降低，是造成中下部工件性能下降的主要原因 ， 但研究主要集中在铝合金厚板力学性能方面． 对于 分层的 6082 － T6 铝合金薄板组织中沉淀相和位错 演变及其对力学性能的影响相关研究较少． 由于焊 缝上层和下层受到轴肩和搅拌针产热作用不同，导 致焊缝组织和性能发生较大变化，所以研究 FSW 过 程中焊缝区组织演变机制对 6082 铝合金搅拌摩擦 的广泛运用具有重要作用． 对 2 mm 厚高速列车常 用的 6082 － T6 铝合金接头焊缝区组织演变和力学 性能进行分层研究，旨在为 6082 － T6 铝合金在高速 收稿日期： 2017 － 07 － 19 基金项目： 国家自然科学基金资助项目（ 2012ZX04008011） Nominal compositions of the 6082 aluminum alloy employed ［4 － 6］ ［7］ 6082 铝合金的化学成分（ 质量分数，% ） Si Mg Cu Ti Fe Cr Zn Al 0． 97 0． 67 0． 07 0． 01 0． 37 0． 01 0． 06 余量 使用 FSW － 3LM － 015 搅拌摩擦焊机，轴肩直 径为 10 mm，搅拌针直径为 2 mm，搅拌头倾角为 3°． 通过正交试验得到最优焊接工艺参数为： 搅拌针转 速 1 500 r / min，焊接速度 80 mm / min． 焊接完成后 沿厚度方向制取试样，焊缝沿厚度方向分为焊缝上 层和焊缝下层，试样分别取焊缝上层中间位置和焊 缝下层中间位置． 采用 JEM － 2010 透射电子显微镜 对接头焊缝不同区域试样进行显微组织观察． 采用 VH － 1000 显微硬度计在接头横截面中部每隔 1． 5 mm 测试一次显微硬度，所加载荷为 4． 9 N，持续时 间为 10 s． 拉伸试样尺寸如图 1 所示，焊缝位于拉伸 试样中心，分别取焊缝上层和下层区域、整体焊缝试 样、 沿焊缝方向试样、母材进行研究． 每个位置试样 焊 2 接 学 报 第 39 卷 选 3 个，室温条件下在 AG － 10TA 万能拉伸试验机 上进行拉伸试验，拉伸速率为 0． 2 mm / min，拉伸结 果取其平 均 值． 然 后 采 用 美 国 飞 雅 公 司 QUANTA FEG 450 热场发射扫描电子显微镜观察断口形貌 ． 图3 Fig. 3 图1 Fig. 1 拉伸试样（ mm） Tensile specimen 2 结果与讨论 2． 1 6082T6 焊接接头宏观形貌 Keller 试 剂 腐 蚀 后 的 接 头 横 截 面 宏 观 形 貌 如 图 2 所示，接头分为母材区 （ BM） 、热影响区 （ HAZ） 、 热力影响区（ TMAZ） 及焊核区 （ NZ） ． 焊缝左侧为前 进侧（ AS） ，右侧为后退侧（ ＲS） ． 焊缝分为焊缝上层 和焊缝下层两个区域进行研究，焊缝上层轴肩下方 金属受到轴肩和搅拌针双重作用，但轴肩起主导作 用，焊缝下层主要受搅拌针搅拌作用 ． 母材微观组织 Microstructure of base material 上层受到轴肩向下的挤压作用和搅拌针强烈的旋转 搅拌作用，焊缝区上层的塑性变形最严重． 图 4a 可 以看出第二相基本上全部分散在基体中，焊核区主 ［10］ ． 同时在焊 要为 α-Al 和溶质原子富集区（ GP 区） 核区中存在大量的黑色点状沉淀相，图 4a 中插图为 该点状沉淀相的选取电子衍射． 根据衍射花样标定 可知该沉淀相为沿着［123］方向的 Fe3 Al2 Si4 相． 由 ［11］ ，在该温 于焊核区上层的峰值温度大约为 500 ℃ 度下，母材中的大部分第二相粒子能够溶入基体 ，在 焊接快速冷却条件下，几乎全部第二相固溶于基体， 但母材中微米级的 Fe3 Al2 Si4 相未达到溶解温度，尺 寸未发生变化． 图 4b ～ 4d 分别为焊缝上层前进侧 热力影响区、前进侧热影响区和后退侧热影响区显微 组织形貌． 从图 4 可以看出，热力影响区经历了塑性 变形， 含有较高密度的位错， 热影响区中针状 β″消失， 沉淀相尺寸较为粗大，棒状沉淀相为β'（ Mg9 Si5 ） ，部 分晶粒内部出现位错，沉淀相呈弥散分布． 图2 Fig. 2 2． 2 2． 2． 1 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊缝横截面形貌 Transverse morphology of FSW 6082-T6 joint 接头的微观组织 6082 － T6 母材显微组织 6082 － T6 母材内主要存在两种析出相，如图 3 所示，主要是长度约为 0． 3 μm 的针状析出相，如图 3 中黑色箭头所指，沿［100］Al 和［010］Al 方向排列． 这 些 针 状 析 出 相 是 β″ 相 （ Mg5 Si6 ，底 心 单 斜 结 构） ［8 － 9］ ； 另一种为直径约 0． 1 μm 的粒状析出相． 如图 3 中白色箭头所指，是针状析出相 β″ 的横截面 （ 即沿［001］Al 方向的析出相 ） ． 图 3 右上角中插图 为 β″［001］Al 对应的选区电子衍射图． 焊缝区上层接头显微组织 图 4 为 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊接头焊缝 2． 2． 2 区上层的显微组织． 由于在搅拌摩擦焊过程中焊缝 图4 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊缝上层组织 Fig. 4 Microstructure of weld top 王希靖，等： 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊组织演变与力学性能 第3 期 焊缝区下层接头显微组织 图 5 为 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊接头焊核 3 2． 2． 3 3 6082 － T6 接头焊缝区力学性能 区下层的显微组织． 图 5a 中存在尺寸很小的圆形 颗粒，图 5a 右上角插图为对应的圆形颗粒选区电子 3． 1 衍射图，根 据 衍 射 花 样 标 定 结 果 可 知 此 沉 淀 相 为 FeSi2 相． 对焊接接头拉伸断口进行扫描电镜观察，结果 如图 6 所示． 母材的韧窝直径较大且深，焊接接头 从图 5 可以看出，焊缝下层的沉淀相数量明显 多于焊缝上层． 从图 5a 可以看出，第二相 FeSi2 相弥 断裂后出现浅韧窝和部分平坦区域，塑性低于母材 如图 6a ～ 6b 所示． 对图 6c 和图 6e 中 A，B 两点放 散分散在基体中，尺寸大约为 0． 1 μm，焊核区下层 中第二相数量，尺寸及形貌的变化主要与搅拌头高 6f 所示． 从图 6 可以看出，在焊缝区上 大，如图 6d， 层和焊缝区下层韧窝里面都有颗粒状的夹杂相，经 速旋转造成的强塑性变形有关，由于表面能的作用， ［12］ 第二相粒子尺寸减少，粒子球状化 ． 由于塑性变 能谱分析得知，其主要包含的元素为 Al，Fe，Mg，Si 等元素． 由于存在的夹杂相与基体变形差别很大导 形继续，部分区域发生动态回复，大量的位错聚集为 亚结构边界，使晶粒内部位错减少． 搅拌摩擦焊接 致部分区域产生应力集中，当基体沿滑移面进行滑 移时，应力集中达到强化相本身的强度或强化相与 过程中搅拌针产热和来自焊缝上层轴肩产热扩散到 焊缝下层的热量减少，焊缝区下层的摩擦热小于焊 基体界面结合面强度时，导致强化相本身折断或与 界面脱离，形成最初开裂的微孔． 微孔间的材料犹 缝上层，母材中部分沉淀相溶解速率较慢 ，由于热量 减少，焊缝下层发生动态回复，动态再结晶程度低于 如颈缩方式断裂，内颈缩的发展使微孔长大，局部断 裂导致微孔连结，微孔连结遗留的痕迹便是断口上 焊缝上层． 同时，由于变形和高温产生的空位浓度 较低，在焊后时效过程中形成 GP 区没有焊缝上层 的韧窝 容易． 图 5b ～ 5d 分别为焊缝区下层前进侧热力影 响区、前进侧和返回侧热影响区微观形貌． 从图 5 可以看出，热力影响区晶粒内位错绕过第粒子运动 ， 热影响区中沉淀相发生粗化并部分溶解，存在的部 分沉淀相钉扎位错，阻碍位错的继续运动． 在焊缝 下层前进侧热影响区晶粒内部出现明显的滑移带， 铝合金层错能较高，扩展位错宽度较窄，滑移带终止 于晶界． 后退侧热影响区中沉 淀 相 分 散 在 晶 粒 内 部，位错线把晶粒分成很多小块． 接头拉伸性能 ［13］ ． 从图 6d 和图 6f 可以看出，断口布满了大小不 等的圆形或椭圆形的韧窝群，焊缝上层出现等轴韧 窝数量较多，韧窝较深． 从焊缝拉伸试样分析结果 6082 － T6 铝合金搅拌摩擦焊接头的拉伸 可以看出， 断裂形式是典型的韧性断裂． 6082 － T6 铝合金薄板 搅拌摩擦焊接头焊缝整体