一般來講,焊接速度一定,焊接轉速低,形成河床型;轉速增加,形成鼓型.這是因為焊接轉速低,焊接熱輸入量低,焊接接頭上部受軸肩影響面積較大,焊接接頭下部受攪拌針影響面積較小,從而形成上寬下窄的河床型;轉速增加,焊接熱輸入量也增加,受攪拌針影響的面積增大,因此形成上下寬度相近的鼓型[１].MA 等[２]的研究表明了同樣的規(guī)律:在低焊接轉速下,焊核區(qū)為盆狀(即河床型),隨著焊接轉速的提高,焊核區(qū)變成橢圓形(即鼓型).壺嘴型低倍形貌的形成,是各種參數綜合作用的結果,它是軸肩攪拌區(qū)和攪拌針攪拌區(qū)這兩個區(qū)域差別比較明顯時形成的一種低倍形貌.２ 焊接接頭各區(qū)域微觀組織的金相表征鋁合金攪拌摩擦焊接頭可以劃分為不同的區(qū)域,各區(qū)域微觀組織具有不同的特征,具體表現(xiàn)為再結晶情況的不同以及第二相分布情況的不同.

２．１ 攪拌摩擦焊接頭區(qū)域劃分

    攪拌摩擦焊接頭主要分為:焊核區(qū)(NZ)、熱機影響區(qū)(TMAZ)、熱影響(HAZ)和母材(BM)共４大區(qū)域[３].焊核區(qū)被充分攪拌并塑性化,受到強烈的力和熱的作用,熱機影響區(qū)受到的力和熱的作用次于焊核區(qū),熱影響區(qū)僅受到熱的作用,母材則不受任何熱和力的作用.焊核區(qū)又可細分為:上部軸肩攪拌區(qū),主要受到軸肩的鍛壓作用;下部攪拌針攪拌區(qū),主要受到攪拌針的攪拌作用.

    熱機影響區(qū)從圖２的左右方向上可分為:前進側熱機 影 響 區(qū) (TMAZＧAS)和 后 退 側 熱 機 影 響 區(qū)(TMAZＧRS).所謂前進側是指攪拌工具旋轉切線方向與焊接速度方向一致,而后退側則相反.

    熱機影響區(qū)從圖２的上下方向上又分為:焊核軸肩攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)和焊核攪拌針攪拌區(qū)的熱機影響區(qū).軸肩攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)受到的熱和力的作用較大,與焊核界限不明顯;攪拌針攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)受到的熱和力的作用較小,與焊核界限較明顯.低倍下各區(qū)域的部位標識見圖２.

２．２ 各區(qū)域微觀組織再結晶情況的表征分析

    ７０２０ＧT６鋁合 金 母 材 晶 粒 呈 軋 制 的 拉 長 粗 晶粒,見圖３a).

    焊核區(qū)在熱和力的作用下,原始粗晶粒被破碎成多邊形小晶粒,在熱的作用下,獲得足夠能量的破碎小晶粒將發(fā)生再結晶,形成光滑邊界的再結晶晶粒.整個焊核各處的溫度是不均勻的,溫度較高及持續(xù)時間較長區(qū)域的再結晶晶粒會發(fā)生長大;而溫度相對較低,能量不夠發(fā)生再結晶的區(qū)域,會殘留少量破碎后的多邊形小晶粒.因此,焊核區(qū)主要是細小再結晶晶粒,再結晶晶粒有些會發(fā)生長大,也會存在少量破碎的未發(fā)生再結晶的小晶粒.７０２０ＧT６鋁合金焊核區(qū)典型微觀組織形貌見圖３b),主要為細小等軸再結晶晶粒.熱機影響區(qū)的表征,首先要區(qū)分前進側和后退側:前進側攪拌針攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)與焊核區(qū)的分界線非常明顯;后退側兩者的分界線則相對模糊一些,存在較窄的過渡區(qū).這是因為在攪拌頭的旋轉摩擦作用下,前進側熱塑性金屬幾乎即刻便被攪拌頭擠壓出去,該部分溫度冷卻快,因此焊核和熱機影響區(qū)的分界線明顯.后退側熱塑性金屬有一個流動過程,焊核和熱機影響區(qū)之間存在溫度過渡,因此分界線相對前進側的不太明顯.前進側軸肩攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)由于受到軸肩、影響,能量較高,熱機影響區(qū)較寬,與焊核間呈過渡特征,界限不明顯,一般不作特征性的分析.重點分析前進側攪拌針攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)的再結晶情況,該區(qū)域原始粗晶粒在力的作用下明顯彎曲,部分長晶粒斷裂成幾段,在能量較高的部分晶界處發(fā)生了再結晶,形成了細小的再結晶晶粒.部分晶粒內部發(fā)生了回復,在大晶粒內部形成了網絡狀的細小亞晶粒.７０２０ＧT６鋁合金攪拌摩擦焊接頭前進側熱機影響區(qū)的典型形貌見圖３c),可見原始粗晶粒彎曲變形,部分晶界上可觀察到細小的再結晶晶粒,部分大晶粒內部可觀察到亞晶.后退側的軸肩攪拌區(qū)熱機影響區(qū)與前進側的一樣,也相對較寬,界限不明顯,一般不作特征性的分析.后退側攪拌針攪拌區(qū)熱機影響區(qū)與焊核界限相比前進側的不甚明顯,呈較窄過渡特征.７０２０ＧT６鋁合金攪拌摩擦焊接頭后退側熱機影響區(qū)的典型形貌見圖３d),其再結晶特征可參考前進側的.熱影響區(qū)只受到熱的作用,不發(fā)生晶粒變形.根據焊接工藝的不同,有時候晶粒會有所長大,部分晶粒內部因回復而形成了細小的亞晶粒;有時候晶粒大小無變化,晶粒內部也無明顯亞晶存在,其晶粒特征與母材的并無明顯不同.７０２０ＧT６鋁合金攪拌摩擦焊接頭熱影響區(qū)的典型形貌見圖３e),可見晶粒無變形,部分晶粒內部可觀察到亞晶.

２．３ 各區(qū)域微觀組織中第二相的表征分析

    ６０６１ＧT６鋁合金母材顯微組織為α(Al)＋塊狀未溶或難溶相＋彌散第二相 Mg２Si,見圖４a).顆粒較大的塊狀未溶相或難溶相,對材料的強度不起明顯作用,而彌散第二相 Mg２Si是主要強化相.焊核區(qū)在力和熱的作用下,塊狀未溶或難溶相被破碎成較小顆粒狀;彌散第二相發(fā)生溶解,在后續(xù)冷卻過程中又再次析出,發(fā)生了“重固溶”[４].６０６１ＧT６鋁合金攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)典型的顯微組織

形貌見圖４b),為α(Al)＋破碎的較小未溶或難溶相＋重固溶后析出的彌散第二相.熱機影響區(qū)受到力和熱的作用較焊核區(qū)的要小,只有部分未溶或難溶相被破碎成細小顆粒,也只有部分彌散第二相發(fā)生了“重固溶”.６０６１ＧT６鋁合金攪拌摩擦焊接頭前進側熱機影響區(qū)典型的顯微組織形貌見圖４c),為α(Al)＋部分原始塊狀未溶或難溶相＋部分破碎的較小未溶或難溶相＋彌散第二相(包括原始彌散第二相和重固溶后析出的彌散第二相),焊核與前進側熱機影響區(qū)界限明顯.６０６１ＧT６鋁合金攪拌摩擦焊接頭后退側熱機影響區(qū)典型的顯微組織形貌見圖４d),即使減小放大倍數,焊核與熱機影響區(qū)間的界限也不甚明顯,第二相特征參考前進側的.熱影響區(qū)僅受到熱的作用,塊狀未溶或難溶相未發(fā)生任何變化,彌散第二相有些發(fā)生了聚集長大,即發(fā)生了“過時效”[４],導致材料軟化.６０６１ＧT６鋁合金攪拌摩擦焊接頭熱影響區(qū)典型的顯微組織形貌見圖４e),為α(Al)＋原始塊狀未溶或難溶相＋彌散第二相(包括原始彌散第二相和過時效長大的彌散第二相).

３ 焊接接頭缺陷的金相表征

３．１ 洋蔥環(huán)

    洋蔥環(huán)是在焊核部位形成的形如洋蔥截面的環(huán)狀結構,其低倍形貌見圖５a).洋蔥環(huán)的實質是攪拌針旋轉前進時,帶動的軟化層與上一軟化層之間

    相對移動、摩擦、疊加而產生的一種軌跡[５].其危害是為裂紋的擴展提供了便利通道,同時也會降低材料的斷裂韌性[６].

    洋蔥環(huán)在大部分試樣中清晰可見,而且在前進側比后退側更明顯,低倍下的環(huán)狀結構在高倍下的特征如下:有些是再結晶晶粒大小不等交替形成的,典型形貌見圖５b);有些是彌散相質點析出數量不同交替形成的,典型形貌見圖５c).由于工藝和材料的不同,洋蔥環(huán)會在典型形貌基礎上發(fā)生一些改變,有些洋蔥環(huán)沿焊核縱向發(fā)散,呈平行特征,見圖５d).

３．２ Z型線缺陷

    Z型線缺陷是由焊接工藝與攪拌工具的特征所決定的,原始界面上的氧化膜或雜質等只能分散到焊縫金屬中,當攪拌工具焊接速度和旋轉速度不合適時,氧化膜破碎分散不充分,將彌散分布成 Z 型或S型的線缺陷,產生一種結合強度低、局部性能不均勻的線狀缺陷.這種攪拌摩擦焊接工藝固有的缺陷雖然對接頭的靜載強度影響很小,但會對焊接接頭的疲勞行為產生較大影響[７].另外它對焊態(tài)接頭的力學性能影響不大,但會明顯降低經過熱處理接頭的力學性能,因為熱處理后會在 Z型線缺陷附近產生微裂紋[７].X射線探傷無法檢測到該類缺陷,但通過金相侵蝕后能清晰地觀察到該類缺陷[８],其典型形貌見圖６a);放大后呈氧化物顆粒聚集特征,見圖６b);其對應的拋光態(tài)形貌則非常淺顯,彌散氧化物顆粒呈聚集特征,見圖６c).拋光態(tài)氧化物顆粒經過金相侵蝕后顆粒邊界被蝕刻,顏色加深,所以金相侵蝕后更容易識別.

３．３ 吻接缺陷和鉤狀缺陷

吻接缺陷(即未焊合缺陷)是在對接焊中,在對接縫的最底部由于焊接熱量較弱或者由于攪拌針長度稍短而形成的一種假性連接.這種連接是逐步過渡的,從完全的對接縫到類似于熱機影響區(qū)的半塑性化假性連接直至完全是焊核程度的塑性化連接.研究表明,半塑性化程度的假性連接對接頭的塑性和強度影響不明顯[９].這種缺陷只有通過金相侵蝕才能明顯呈現(xiàn),其典型形貌見圖７a).圖７a)中不存在完全的對接縫,完全對接縫是由原始晶粒組成的;類似于熱機影響區(qū)的半塑性化假性連接部位由部分再結晶組織與部分彎曲變形長晶粒組織組成;焊核程度的塑性化連接部位由兩側已經完全發(fā)生再結晶的組織組成.

    鉤狀缺陷是在搭接焊中,接頭中搭接的上下板邊界線橫縫向焊縫內部擴展的一種彎曲缺陷.它與吻接缺陷性質一樣,也是逐步過渡的,從完全的搭接橫縫到類似于熱機影響區(qū)的半塑性化假性連接直至完全是焊核程度的塑性化連接,其典型形貌見圖７b).

３．４ 孔洞缺陷

    孔洞的形成主要是由于焊接過程中熱輸入量不夠,達到塑性化狀態(tài)的材料不足,材料流動不充分而導致在焊縫內部形成材料未完全閉合的現(xiàn)象.當采用不帶螺紋的柱狀或錐狀攪拌針的攪拌頭進行焊接時,所得接頭容易出現(xiàn)該類缺陷.典型的孔洞缺陷低倍形貌見圖８,可以觀察到多個孔洞缺陷。

３．５ 隧道型缺陷

    隧道型缺陷或者是由焊速太快引起的,焊速過快導致局部熱輸入量降低,使得焊核塑性化程度降低而導致隧道型缺陷的產生;或者是由于轉速過高,塑性材料填充攪拌針行走形成空腔的能力變弱,焊縫內容易形成一條狹長而且平行于焊接方向的隧道溝.總之焊速、轉速都很高時,接頭內部容易出現(xiàn)貫穿前后的巨大隧道型缺陷[１０Ｇ１１].隧道型缺陷也可以說是孔洞缺陷沿焊接方向一直延伸而形成的.圖９a)中隧道型缺陷發(fā)生在軸肩攪拌區(qū)與攪拌針攪拌區(qū)的交界處,放大后形貌見圖９b),可見隧道型缺陷周圍伴生被攪拌斷裂開的原始大晶粒,晶粒破碎不完全且未發(fā)生再結晶,進一步說明該處能量較低,塑性化程度較弱,以致形成隧道型缺陷。

４ 結論

    (１)鋁合金攪拌摩擦焊焊接接頭低倍形貌主要有上寬下窄的河床型、上下寬度相近的鼓型以及上尖下圓的壺嘴型３種類型.一般焊速低時,易形成河床型;轉速增加,形成上下寬度相近的鼓型;壺嘴型是軸肩攪拌區(qū)和攪拌針攪拌區(qū)這兩個區(qū)域差別比較明顯時形成的.

    (２)鋁合金攪拌摩擦焊接頭主要分為焊核區(qū)(NZ)、熱機影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)和母材(BM)４大區(qū)域.在焊核區(qū)又可細分為上部軸肩攪拌區(qū)和下部攪拌針攪拌區(qū).熱機影響區(qū)從不同方向上可以分為前進側熱機影響區(qū)和后退側熱機影響區(qū),以及軸肩攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)和攪拌針攪拌區(qū)的熱機影響區(qū)。

    (３)７０２０Ｇ６鋁合金各區(qū)域的再結晶特征為:母材晶粒呈軋制的拉長粗晶粒;焊核主要為細小等軸再結晶晶粒;熱機影響區(qū)為原始粗晶粒彎曲變形,部分晶界上可觀察到細小再結晶晶粒,部分大晶粒內部可觀察到亞晶;熱影響區(qū)晶粒無變形,部分晶粒內部可觀察到亞晶。

    (４)６０６１Ｇ６鋁合金各區(qū)域的第二相分布特征如下:母材為α(Al)＋塊狀未溶或難溶相＋彌散第二相 Mg２Si;焊核區(qū)為α(Al)＋破碎的較小未溶或難溶相＋重固溶后析出的彌散第二相;熱機影響區(qū)為α(Al)＋部分原始塊狀未溶或難溶相＋部分破碎的較小未溶或難溶相＋彌散第二相(包括原始彌散第二相和重固溶后析出的彌散第二相);熱影響區(qū)為α(Al)＋原始塊狀未溶或難溶相 ＋ 彌散第二相(包括原始彌散第二相和過時效長大的彌散第二相)。

    (５)洋蔥環(huán)是在焊核部位形成的形如洋蔥截面的環(huán)狀結構,其實質有些是再結晶晶粒大小不等交替形成的,有些是彌散相質點析出數量不同交替形成的。

    (６)Z型線缺陷是原始界面上氧化膜破碎分散不充分,彌散分布成 Z型或 S型的線缺陷.金相侵蝕后氧化物顆粒邊界被蝕刻,顏色加深,所以金相侵蝕的方法能清晰地觀察到該類缺陷。

    (７)吻接缺陷和鉤狀缺陷性質一樣,是在對接或搭接焊中,在對接縫或搭接縫處形成的一種假性連接,這種連接是逐步過渡的,從完全的對接或搭接縫到類似于熱機影響區(qū)的半塑性化假性連接直至完全是焊核程度的塑性化連接。

    (８)孔洞缺陷是焊縫內部形成的一種材料未完全閉合的現(xiàn)象,隧道型缺陷是孔洞缺陷沿焊接方向一直延伸而形成的.它們主要是由于焊接過程中熱輸入量不夠,塑性化程度不足,材料流動不充分而導致的。