0. 引言

6000系熱處理可強化鋁合金具有密度低、比強度和比剛度高、焊接性能及耐腐蝕性能好等特點,是理想的輕量化結構材料,已廣泛應用于航空航天、船舶、軌道列車以及汽車等領域[1-3]。6000系鋁合金結構件的常用連接方法包括鎢極氬弧焊（TIG）、氣體保護焊（MIG）、激光焊（LBW）等熔化焊工藝以及攪拌摩擦焊（FSW）等[4]。相比熔化焊[5-12],攪拌摩擦焊可在低于合金熔點溫度下實現無熔池焊接,且效率高、成本低,適合焊接6000系鋁合金的長直焊縫,接頭強度系數可達到85%以上[4,7-8],更適用于輕量化結構件的焊接。

細化焊接接頭熱影響區域,分析各微區焊接過程的溫度和析出相的演變規律,建立精確的溫度-組織演變-力學性能變化的對應關系,是準確預測6000系鋁合金焊接接頭性能的重要方法[2]。SHEIKH-AHMAD等[11]、李落星等[12]認為,6000系鋁合金FSW接頭熱影響區的軟化機理是析出相的長大和溶解。LIN等[13]、WANG等[14]研究了6061鋁合金熱影響區析出相的演變規律,發現β''相轉變為尺寸較大的β'相是熱影響區軟化的主要原因。WANG等[15]研究發現,在焊接6061-T6鋁合金時,熱影響區溫度達到近400℃,β''析出相受熱轉變為β'相,平均尺寸由母材中的4.45nm粗化到7.35nm,而熔合線附近焊接溫度達到500~560℃,析出相近乎完全溶解,組織接近退火態。FSW接頭熱影響區及熱機影響區等不同位置的力學性能差異大,接頭前進側最低硬度（advancing side low hardness,ALH）區域和后退側最低硬度（retreating side low hardness,RLH）區域由于機械攪拌塑性變形熱輸入的不同而呈現力學性能不對稱分布特征,是接頭熱影響區的薄弱區[7,11-12]。攪拌針轉速等工藝參數對焊接熱輸入影響大[5,9],進而影響接頭的溫度分布和析出相的演變規律,導致接頭力學性能的不均勻及薄弱位置的不同。研究工藝參數對接頭性能的影響并準確預測力學性能最薄弱點,對于接頭在輕量化結構中使用時的失效行為判斷至關重要,但目前該方面還缺乏系統的研究。

作者以6000系鋁合金中典型的6061-T6鋁合金FSW焊接接頭為研究對象,通過試驗研究不同攪拌針轉速下接頭的力學性能及其硬度分布規律,確定了最低硬度區域并觀察其析出相形貌；采用有限元方法研究了攪拌針轉速對熱影響區焊接溫度的影響,并建立焊接溫度分布與接頭硬度分布的對應關系,以期為FSW工藝參數的制定及焊接結構的強度校核提供試驗參考。

1. 試樣制備與試驗方法

試驗材料為6061-T6鋁合金,化學成分（質量分數/%）為0.85Mg,0.38Si,0.35Cu,0.14Fe,0.11Cr,0.09Mn,余Al,屈服強度為285MPa,抗拉強度為303MPa,斷后伸長率為10.7%,顯微硬度為110HV。在試驗合金上切割出尺寸為300mm×150mm×3mm的試樣,打磨待焊區域表面,采用FSW-LW-BM 16-2 D型FSW焊機進行對接焊試驗,攪拌針形狀及尺寸如圖1（a）所示。焊接時攪拌針的下壓量為0.2mm,傾角為2.5°,焊接速度為800mm·min−1,攪拌針轉速為960~1800r·min−1。為監測焊接過程中熱影響區的溫度變化,采用熱電偶及NI LABVIEW軟件在線采集實時溫度變化,采樣頻率為50Hz,測溫點位置如圖1（b）所示,圖中AS表示焊接前進側（advancing side）、RS表示焊接后退側（retreating side）,在前進側離焊縫中心8,10mm的位置（測溫點）放置熱電偶。

圖 1攪拌針的形狀和尺寸以及測溫點位置示意

Figure 1.Schematic of stirring needle shape and size (a) and temperature measurement point position (b)

采用HV-1000型維氏硬度計對垂直于焊接方向的接頭表面進行硬度測試,相鄰測試點間距為0.5mm,載荷為1000N,保載時間為10s。按照GB/T 2651—2023,采用線切割方法在焊接接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取如圖2所示的拉伸試樣,采用Instron 3369型萬能試驗機進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為0.008mm·s−1,測3次取平均值。在焊接接頭母材和熱影響區截取2mm厚的試樣,機械研磨至厚度0.1μm以下,采用−25℃體積分數30%硝酸+70%甲醇溶液在15V、50mA條件下電解雙噴減薄后,采用Tecnai F 20型透射電鏡（TEM）觀察納米析出相的微觀結構。

圖 2拉伸試樣的形狀和尺寸

Figure 2.Shape and size of tensile specimen

2. 試驗結果與討論

2.1 力學性能

根據圖3所示的硬度分布情況,將接頭劃分為焊核+熱機影響區（NZ+TMAZ）、熱影響區（HAZ）、母材區（BM）等區域[12]。焊核+熱機影響區、熱影響區的顯微硬度明顯低于母材,且其最低值與攪拌針轉速有關。當攪拌針轉速由960r·min−1增加到1500r·min−1時,焊核+熱機影響區和熱影響區的總寬度由14.5mm增加至19.0mm；當攪拌針轉速進一步增加到1800r·min−1時,總寬度變化不大,同時焊核+熱機影響區的硬度相對較高。當攪拌針轉速不超過1200r·min−1時,熱影響區的ALH區域硬度高于RLH區域；而當攪拌針轉速高于1200r·min−1后,熱影響區的ALH區域硬度低于RLH區域。

圖 3不同攪拌針轉速下垂直于焊接方向的接頭表面硬度分布曲線

Figure 3.Surface hardness distribution curves of joints perpendicular to welding direction under different stirring needle rotation speeds

由圖4可以看出,隨著攪拌針轉速的增加,接頭的斷后伸長率、屈服強度和抗拉強度均呈先升高后下降的趨勢。在1200r·min−1~1500r·min−1攪拌針轉速區間,抗拉強度差異不明顯,但斷后伸長率從5.85%下降至4.87%。當攪拌針轉速進一步增加至1800r·min−1,抗拉強度下降至235MPa,而屈服強度未明顯降低。

圖 4不同攪拌針轉速下接頭的拉伸性能

Figure 4.Tensile properties of joints under different stirring needle rotation speeds

2.2 析出相形貌及斷裂位置

6061-T6鋁合金母材的85%強度貢獻主要來源于基體內的納米析出相強化[2,16]。由圖5可以看出,6061-T6鋁合金母材的析出相為垂直于〈100〉Al方向分布的細小針狀β''相,其長度在20~50nm之間,平均長度約為35nm,寬度在3.5~4.7nm之間。由圖6可以看出,相比母材,接頭熱影響區ALH及RLH區域的析出相長度顯著增大,分布密度明顯下降,表明熱影響區的大部分β''相在焊接過程中已溶解,同時未溶解的部分析出相發生明顯粗化。在焊接過程中,攪拌塑性變形熱和摩擦熱使熱影響區溫度升高,當溫度升高到250~320℃范圍時β''相轉變成β'相及Q'相,至400~480℃范圍時β'相和Q'相溶解,至480~502℃范圍形成β相并溶解[16]。由于攪拌摩擦焊接速度快,高溫持續時間短,溶質原子擴散時間有限,因此熱影響區的β''相在粗化、相變后僅部分發生溶解[12]。當攪拌針轉速增加到1800r·min−1時,ALH區域的析出相分布密度比RLH區域低、尺寸相當,而當攪拌針轉速為1200r·min−1時,ALH區域的析出相分布密度和尺寸明顯大于攪拌針轉速1800r·min−1下；析出相分布密度越大,該區域的硬度越高,這與硬度試驗結果相吻合。

圖 56061-T6鋁合金母材的析出相TEM形貌

Figure 5.TEM morphology of precipitates in 6061-T6 aluminum alloy base metal

圖 6不同攪拌針轉速下接頭不同區域析出相的TEM形貌

Figure 6.TEM morphology of precipitates in different regions of joints under different stirring needle rotation speeds: (a) RLH region and (b–c) ALH region

由圖7可知,當攪拌針轉速為960r·min−1時,焊核底部存在一定的未焊合缺陷,接頭從該缺陷處斷裂,同時由于焊核區在攪拌過程中經歷了動態再結晶,晶粒無明顯取向[11-12],因此拉伸試樣沿切應力最大方向,即與拉伸方向呈45°斷裂。未焊合缺陷是由塑性攪拌不充分導致的,在拉伸過程中未焊合處產生應力集中而成為斷裂源。當攪拌針轉速為1200r·min−1時,接頭在RLH區域斷裂,而當攪拌針轉速進一步增加時,斷裂位置為ALH區域。可見,除攪拌針轉速960r·min−1下接頭在未焊合缺陷處斷裂外,其他攪拌針轉速下接頭的斷裂位置均與截面硬度分布曲線中的最低硬度所在位置相吻合。

圖 7不同攪拌針轉速下拉伸試樣斷裂前后的外觀

Figure 7.Appearance of tensile samples under different stirring needle rotation speeds before (a) and after (b) fracture

攪拌摩擦焊接頭焊核和熱影響區的硬度明顯低于母材硬度的原因包括：（1）焊核溫度一般超過500°C[12,14],析出相幾乎完全溶解[11]；（2）熱影響區中的β''析出相粗化,或向強化效果更差且尺寸更粗大的β'和Q'相轉變,當溫度超過400℃后析出相發生溶解或部分溶解[12]。經機械攪拌大塑性變形后,焊核的溫度升高,晶粒發生動態再結晶而形成細小的等軸晶[14],一定程度上產生細晶強化作用,因此焊核的硬度略高于ALH或RLH區域。隨著攪拌針轉速的增加,ALH區域的硬度降低,且當攪拌針轉速高于1200r·min−1后,其硬度低于RLH區域。其可能原因在于隨攪拌針轉速的增加,單位時間內的熱輸入增大,析出相的粗化和溶解程度加劇,因此硬度降低。并且由于前進側的塑性變形量大于后退側[17],前進側的溫度更高,前進側硬度降幅更大。由此可見,攪拌摩擦焊接頭力學性能薄弱區與攪拌針的轉速有關,其本質在于攪拌針轉速的增加導致ALH及RLH區域所經歷的焊接溫度升高、受熱時間延長。因此,有必要開展接頭焊接溫度場分布規律研究,以進一步分析其軟化過程。

3. FSW過程的有限元模擬

3.1 有限元建模及參數設置

采用ABAQUS軟件建立焊接接頭的有限元模型,采用任意拉格朗日歐拉方法（Arbitrary Lagrangian Eulerian,ALE）對有限元模型進行網格劃分,攪拌針與母材接觸部分網格尺寸設定為0.4mm,厚度方向劃分6個單元,其他位置網格尺寸設定為2mm,網格形式為C3D8RT八節點六面體網格,粗細網格之間采用共節點方式并設置自適應網格重劃分,通過設置歐拉邊界等效代替攪拌針的向前行進以描述材料的流動,具體的網格劃分及邊界條件如圖8所示。

圖 8有限元模型網格劃分及ALE邊界條件

Figure 8.Finite element model grid meshing (a) and ALE boundary conditions (b)

6061-T6鋁合金的本構模型采用Johnson-Cook模型,該模型包括材料在不同溫度、不同應變速率的硬化屬性,可以描述FSW過程中材料的高溫、高應變速率及高應變的彈塑性行為,其表達式[15,17]如下：

式中：σ為流變應力；T為材料變形時的溫度；A為參考溫度和應變速率下的初始屈服應力；B為材料應變硬化模量；n為硬化指數；C為材料應變速率強化參數；m為材料軟化系數；εp為塑性應變；$\stackrel{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">\dot{}</span>}{\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}$為應變速率；${\stackrel{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">\dot{}</span>}{\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}}_{\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">0</span>}}$為參考應變速率,取1；Tr為參考溫度；Tm為熔化溫度。

Johnson-Cook模型中的A,B,n可通過擬合6061-T6鋁合金母材準靜態拉伸真應力-塑性應變曲線獲得[16],擬合結果如圖9所示,模型參數如表1所示。

圖 96061-T6鋁合金準靜態拉伸真應力-塑性應變試驗曲線及擬合曲線

Figure 9.Quasi-static tensile true stress-plastic strain test curve and fitted curve of 6061-T6 aluminum alloy

采用庫侖摩擦描述攪拌針和材料的接觸關系,摩擦因數設定為0.3[17]。采用JMatPro7.0軟件計算6061-T6鋁合金的熱物理性能參數[18],結果如圖10所示。工件表面與FSW焊機工作臺表面、攪拌針、空氣的傳熱等效為對流傳熱,相互之間的接觸換熱系數分別設置為5,11,30W·m−1·K−1[19]。

圖 10計算得到6061-T6鋁合金的熱物理性能參數

Figure 10.Thermophysical property parameters of 6061-T6 aluminum alloy by calculation

3.2 模型的試驗驗證

由圖11可以看出：模擬和試驗得到測溫點的溫度變化趨勢吻合,均隨攪拌針接近和遠離而先急劇升高后降低。當攪拌針轉速分別為1200,1800r·min−1時,試驗測得距焊縫中心8mm處的峰值溫度分別為309,245℃,距焊縫中心10mm處的峰值溫度分別為332,274℃,模擬得到距焊縫中心8mm處的峰值溫度分別為310,251℃,距焊縫中心10mm處的峰值溫度分別為329,267℃；峰值溫度的最大相對誤差為2.6%,表明建立的有限元模型可以準確地預測6061-T6鋁合金在攪拌摩擦焊接過程中的溫度分布。

圖 11模擬得到不同攪拌針轉速下前進側不同測溫點的溫度變化曲線與試驗結果的對比

Figure 11.Comparison between simulated and test temperature change curves of different temperature measurement points on AS side under different stirring needle rotation speeds

3.3 接頭溫度分布與力學性能的關系

由圖12可以看出：攪拌針轉速對接頭橫截面溫度分布曲線的形狀影響較小,但對其峰值溫度的影響較大,攪拌針轉速越大,峰值溫度越高。在熱影響區內,攪拌針轉速越大,前進側與后退側溫度差異越大,兩側溫度分布不對稱,這是前進側塑性變形量更大所致；隨攪拌針轉速的增加,二者差異更加明顯。當攪拌針轉速為1200r·min−1時,前進側攪拌針外緣與工件接觸位置的溫度約為500℃,且隨攪拌針轉速的增加而進一步升高,但攪拌針轉速對后退側的溫度影響較小。熱影響區最低硬度區域的溫度均在400~480℃,且當攪拌針轉速超過1200r·min−1后,最低硬度區域由后退側變為前進側。由此可見,在焊接過程中前進側和后退側的熱影響區升溫和降溫過程存在差異,這是引起兩側受熱軟化后硬度不同的原因,且攪拌針轉速對前進側的溫度影響更大。

圖 12模擬得到不同攪拌針轉速下接頭的橫截面溫度場

Figure 12.Temperature field in cross section of joints under different stirring needle rotation speeds by simulation

由圖13可以看出：當攪拌針轉速為1200r·min−1時,RLH和ALH區域經歷的峰值溫度相差較小,僅為5℃；當攪拌針轉速增加至1800r·min−1時,RLH和ALH區域經歷的峰值溫度之差達到35℃,且RLH區域的峰值溫低于1200r·min−1時的RLH區域,而ALH區域的峰值溫度高于1200r·min−1時的ALH區域。隨著攪拌針轉速的增加,前進側和后退側的降溫速率均降低,表明熱影響區在較高溫度范圍內停留的時間延長。提高攪拌針轉速使焊接過程的熱輸入增加,導致熱影響區峰值溫度更高且在高溫區域停留的時間更長,造成析出相粗化或溶解更嚴重。RLH和ALH區域所經歷的溫度均超過400℃,析出相會發生溶解,且攪拌針轉速越高,析出相溶解更嚴重,因此硬度降低。同時,攪拌針轉速的增加使得ALH區域峰值溫度高于RLH區域的程度增加,在高溫區域停留的時間延長,析出相溶解時間更長,因此ALH區域的硬度更低。可以通過有限元模擬準確獲得接頭焊接時峰值溫度超過400℃且降溫速率最慢的區域,即可預測出接頭力學性能的最薄弱位置。

圖 13模擬得到不同攪拌針轉速下接頭RLH、ALH區域的溫度變化曲線

Figure 13.Temperature change curves of RLH and ALH regions of joint under different stirring needle rotation speeds by simulation

4. 結論

（1）6061-T6鋁合金FSW接頭的最低硬度位于熱影響區或焊核+熱機影響區,當攪拌針轉速不高于1200r·min−1時,后退側硬度最低（RLH）區域的硬度低于前進側硬度最低（ALH）區域,RLH區域為接頭力學性能的最薄弱位置；進一步提高攪拌針轉速后,ALH區域的硬度低于RLH區域,ALH區域成為最薄弱位置。ALH或RLH區域的析出相溶解或粗化,是造成熱影響區硬度低、接頭硬度分布不均勻的本質原因。

（2）模擬得到接頭熱影響區不同測溫點的溫度變化趨勢與試驗結果相吻合,峰值溫度的最大相對誤差為2.6%,該模型可以準確預測6061-T6鋁合金在攪拌摩擦焊接過程中的溫度分布。當攪拌針轉速不超過1200r·min−1時,RLH區域的峰值溫度比ALH區域更高,析出相溶解更多,硬度更低；當攪拌針轉速高于1200r·min−1后,ALH區域的峰值溫度更高,在高溫區域停留的時間更長,析出相溶解更嚴重,硬度更低。

（3）通過有限元模擬獲得焊接時接頭峰值溫度超過400℃且降溫速率最慢的區域,即可預測出接頭力學性能的最薄弱位置。

文章來源——材料與測試網