摘 要：以厚度3 mm 的6061-T6 鋁合金板材攪拌摩擦焊對接接頭為研究對象，建立熱力耦合有限元模型，準確模擬了焊接過程的溫度場分布及演變規(guī)律，采用光學(xué)顯微觀察、電子背散射衍射、顯微硬度測量以及拉伸試驗等表征方法，研究了焊接速度對焊接接頭成形特性、顯微組織和力學(xué)性能的影響機理。結(jié)果表明：接頭焊核區(qū)在焊接過程中經(jīng)歷了完全動態(tài)再結(jié)晶，形成細小等軸晶；后退側(cè)熱影響區(qū)經(jīng)歷了動態(tài)回復(fù)，晶粒顯著長大，晶界強化作用弱于焊核區(qū)晶粒；當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min 時，接頭焊縫成形良好，拉伸斷裂均在焊縫后退側(cè)熱影響區(qū)，在焊接過程中受溫度（400～480 ℃）影響顯著，析出強化相溶解導(dǎo)致力學(xué)性能明顯降低，在此焊接速度范圍內(nèi)，隨速度的提高，接頭強度增加，最高強度系數(shù)為80.86%（800 mm/min）；當(dāng)焊接速度進一步增加至1 200 mm/min 時，接頭的焊接成形性變差，焊核區(qū)出現(xiàn)未焊合和隧道缺陷，接頭拉伸試驗時在焊核區(qū)發(fā)生斷裂.
關(guān)鍵詞：攪拌摩擦焊；鋁合金；力學(xué)性能；焊接速度
汽車輕量化是實現(xiàn)節(jié)能減排的重要途徑，主要包括結(jié)構(gòu)輕量化和材料輕量化.鋁合金是理想的輕量化材料，具有密度低、比強度高、耐腐蝕等特點，已廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、汽車工業(yè)等領(lǐng)域.其中，6 系鋁合金的力學(xué)性能可通過熱處理靈活調(diào)控，應(yīng)用廣泛，但其連接工藝仍存在一定的挑戰(zhàn).傳統(tǒng)鋁合金焊接技術(shù)存在諸多不足，易出現(xiàn)裂紋、氣孔、焊后較大變形等問題，一定程度上限制了鋁合金在工程中的應(yīng)用.攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW）是一種固相焊接方法，具有熱輸入量低、接頭強度系數(shù)高、焊接變形小等特點，可有效避免熔化焊的冶金缺陷，已廣泛應(yīng)用于軌道交通領(lǐng)域的車體焊接[1]，并逐步或部分取代熔化焊.近年來，學(xué)者們[2-4]采用激光輔助、超聲輔助、雙軸肩焊接等新方法，改善了FSW 接頭焊縫成形性，使其可焊接的材料厚度提高，進一步拓寬了攪拌摩擦焊在工程中的應(yīng)用.但對于6 系熱處理可強化鋁合金，焊接產(chǎn)生的熱沖擊會使熱影響區(qū)材料析出強化相溶解，引起接頭性能惡化.從已有研究來看，焊接參數(shù)對接頭力學(xué)性能影響顯著，其本質(zhì)原因在于焊接熱影響區(qū)在焊接過程中所受的熱沖擊差異明顯.焊接參數(shù)對6 系鋁合金FSW 接頭力學(xué)性能的影響和相關(guān)機理仍需進一步研究.
為了探明焊接參數(shù)對接頭力學(xué)性能的影響，諸多學(xué)者對比了不同焊接速度、旋轉(zhuǎn)速度及攪拌頭形狀時6 系鋁合金FSW 接頭力學(xué)性能的差異.Feng 等[5]和Ren 等[6]發(fā)現(xiàn)提高焊速可提升6061-T6鋁合金FSW 接頭力學(xué)性能，接頭硬度分布最低點在焊接熱作用下形成的過時效區(qū)，材料力學(xué)性能最低.Dong 等[7]對6005A-T6 鋁合金FSW 接頭的研究結(jié)果表明：隨焊接速度的增加，焊接峰值溫度降低，析出相溶解程度減少，熱影響區(qū)硬度和接頭強度提高.Liu 等[8]研究了6061-T6 鋁合金高轉(zhuǎn)速FSW 接頭的力學(xué)性能，結(jié)果表明：隨轉(zhuǎn)速升高，焊接過程中峰值溫度增加，焊后接頭硬度最低點位置析出相密度增加，接頭強度高于低轉(zhuǎn)速的接頭.Dawood 等[9]發(fā)現(xiàn)在其他焊接參數(shù)一致的情況下，采用三角形攪拌針時焊接過程中熱輸入量更少，其接頭力學(xué)性能更優(yōu)異.以上研究表明FSW 接頭力學(xué)性能受焊接溫度的影響顯著，同時，優(yōu)化焊接速度可提高接頭強度及焊接效率.因此，研究焊接速度對接頭力學(xué)性能的影響機理對于FSW 實際工程應(yīng)用具有指導(dǎo)意義，準確獲取焊接接頭各區(qū)域的焊接溫度曲線，是研究過程中的關(guān)鍵.
為了更準確描述焊接過程中接頭各區(qū)域溫度、應(yīng)變等分布規(guī)律，研究者們開始采用數(shù)值模擬方法對FSW 焊接過程進行有限元仿真.通過建立FSW熱力耦合模型，可更準確、直觀地了解焊接過程中接頭溫度、應(yīng)變分布及演變.Zhang 等[10-12]采用ABAQUS軟件模擬了6061-T6 鋁合金FSW 過程，研究表明摩擦生熱是焊接過程主要熱量來源，溫度和應(yīng)變峰值處均在焊縫上表面，且上下表面應(yīng)變分布差異明顯.Soundararajan 等[13]采用ANSYS 軟件建立了6061-T6鋁合金FSW 熱力耦合模型，結(jié)果表明：材料的換熱系數(shù)與接觸壓力有關(guān)，采用換熱系數(shù)隨接觸壓力變化的有限元模型進行仿真分析，獲得的溫度變化曲線與試驗測量更吻合.Jain 等[14]采用DEFORM-3D 軟件模擬了轉(zhuǎn)速對6082-T6 鋁合金FSW 接頭溫度場分布和攪拌頭軸向力的影響，結(jié)果表明隨轉(zhuǎn)速的增加，焊接過程峰值溫度增加，焊核區(qū)溫度分布更加均勻，攪拌頭軸向力降低.上述研究均較好地獲得了焊接過程中接頭溫度場分布，但尚未將溫度分布與接頭力學(xué)性能聯(lián)系起來.因此，通過數(shù)值模擬獲取不同焊接速度下各區(qū)域的溫度變化，建立接頭溫度分布與各區(qū)域力學(xué)性能及顯微組織之間的對應(yīng)關(guān)系和準確描述，以更好地描述或預(yù)測接頭的力學(xué)性能及失效行為，需求迫切.
基于此，本文以厚度3 mm 的6061-T6 鋁合金攪拌摩擦焊對接接頭為研究對象，開展接頭的力學(xué)性能及顯微組織研究.為準確獲得接頭不同位置溫度分布，利用ABAQUS 軟件建立FSW 熱力耦合有限元模型開展焊接過程工藝仿真，通過對標(biāo)實測溫度曲線驗證模型的有效性，結(jié)合溫度分布及顯微組織觀察，分析焊接速度對接頭力學(xué)性能的影響機理.
1、 試驗與建模
1.1 試 驗
試驗材料為3 mm 厚6061-T6 鋁合金擠壓板材，成分如表1 所示.工件去除焊接表面氧化層后沿擠壓方向進行焊接，攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 200 r/min，焊接速度分別為300、500、800、1 200 mm/min，攪拌頭下壓量為0.2 mm，傾角為2.5°.接頭在焊接過程中的溫度變化采用熱電偶實時測量，分別在距離焊縫中心線8 mm 和10 mm 位置加工深度為2 mm 的盲孔，將熱電偶插入其中，并用高溫膠帶固定在工件上.采用NI LABVIEW 軟件在線采集熱電偶測得的實時溫度變化，用于與仿真結(jié)果輸出的溫度數(shù)據(jù)對標(biāo)，采樣頻率為50 Hz.焊接接頭拉伸試樣尺寸、攪拌頭尺寸以及熱電偶布置位置如圖1 所示.
表1 6061-T6 鋁合金化學(xué)成分表
Tab.1 Chemical composition of 6061-T6 Al alloy %
圖1 攪拌摩擦焊接拉伸試樣尺寸、攪拌頭尺寸及熱電偶測量點布置圖（單位：mm）
Fig.1 Size of FSW joint tensile sample and FSW tool and location of the thermocouples measurement（unit：mm）
焊接完成后采用線切割加工焊接接頭試樣.采用Instron 3369 萬能試驗機按照GB/T 228.1—2010試驗方法進行拉伸力學(xué)性能測試，拉伸速度為5 mm/min；采用HV-1000 維氏顯微硬度計進行硬度測試，在垂直于焊接方向的橫截面厚度中心線上每隔0.5 mm 記錄一個點，測試載荷為9.8 N，保荷時間為10 s.所有力學(xué)性能測試均在焊接完成兩周后進行.接頭垂直于焊接方向橫截面經(jīng)機械拋光后，采用Keller試劑（3 mL HNO3+6 mL HCl+6 mL HF+150 mL H2O）浸蝕2 min，用COSSIM 顯微鏡觀察接頭宏觀形貌.采用FEI Quanta 200 掃描電鏡及電子背散射衍射（EBSD）觀察母材、焊核區(qū)和熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）的顯微組織，試樣經(jīng)機械拋光后采用10 mL HClO4+90 mL CH3OH 混合溶液在-20 ℃溫度、20 V 電壓下電解拋光60 s.
1.2 有限元建模
采用ABAQUS 商業(yè)軟件中ALE（Arbitrary Lagrangian Eulerian）自適應(yīng)網(wǎng)格方法建立FSW 熱力耦合模型，以解決攪拌摩擦焊數(shù)值模擬涉及的大變形和高度非線性問題，同時為保證計算過程收斂，攪拌針長度略大于板厚.使用庫侖摩擦描述攪拌頭和工件之間的接觸關(guān)系，系數(shù)設(shè)為0.3[12]；為減少網(wǎng)格數(shù)量，提高計算效率，采用非均勻網(wǎng)格劃分，攪拌頭與工件接觸區(qū)域網(wǎng)格劃分密集，尺寸為0.4 mm，遠離接觸區(qū)域網(wǎng)格劃分較稀疏，模型如圖2（a）所示.工件與外部熱交換采用對流換熱等效，工件和工裝、攪拌頭、空氣導(dǎo)熱系數(shù)分別為5 000 W/（m·℃）、11 000 W/（m·℃）、30 W/（m·℃）[15].采用Johnson-Cook 材料本構(gòu)模型描述6061-T6 鋁合金在不同溫度、應(yīng)變速率下的硬化屬性.
式中：A 為參考溫度和應(yīng)變率下初始屈服應(yīng)力；B 為材料應(yīng)變硬化模量；n 為硬化指數(shù)；C 為材料應(yīng)變率強化參數(shù)；m 為材料軟化系數(shù)；εp 為塑性應(yīng)變；ε為應(yīng)變速率；
為參考應(yīng)變率，本文為1；Tr 為參考溫度；Tm 為熔化溫度.A、B、n 通過擬合母材準靜態(tài)拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線獲得，C、m 值采用文獻[16]中試驗的結(jié)果.上述參數(shù)的取值如表2 所示.材料熱物理參數(shù)采用JMatPro7.0 軟件計算得到，相關(guān)參數(shù)如圖2（b）所示.
圖2 FSW 有限元模型及6061-T6 鋁合金熱物理參數(shù)
Fig.2 FSW finite element model diagram and thermo-mechanical properties of 6061-T6 Al alloy
表2 6061-T6 鋁合金Johnson-Cook 材料本構(gòu)模型參數(shù)
Tab.2 Parameters of Johnson-Cook constitutive material model of 6061-T6 aluminum alloy
2、 試驗結(jié)果
2.1 接頭宏觀形貌
圖3 為不同焊接速度的FSW 接頭焊縫橫截面形貌圖.右側(cè)為焊接前進側(cè)（Advancing Side，AS），攪拌頭轉(zhuǎn)動方向與焊接方向相同，材料受到強烈的剪切作用，因此前進側(cè)焊核區(qū)邊界較為明顯.左側(cè)為焊接后退側(cè)（Retreating Side，RS），攪拌頭轉(zhuǎn)動方向與焊接方向相反，材料均向后流動，因此焊核區(qū)邊界模糊.由圖3 可見，焊核區(qū)呈“碗”狀，是典型的FSW 焊核區(qū)形狀，這是由于隨著與焊縫上表面距離的增加，軸肩對材料的熱力耦合作用逐漸減弱而攪拌針作用逐漸增強，因此焊核區(qū)呈現(xiàn)上寬下窄的形狀.當(dāng)焊速為1 200 mm/min 時，由于熱輸入不足，材料流動性差，不能及時填充攪拌頭行進時產(chǎn)生的空腔，焊縫成形性變差，出現(xiàn)未焊合和隧道缺陷.
圖3 不同焊接速度的FSW 接頭焊縫橫截面形貌圖
Fig.3 The cross-section morphology of FSW joints with different welding speed
2.2 接頭力學(xué)性能
2.2.1 接頭顯微硬度分布
圖4 為不同焊接速度的FSW 接頭橫截面中心硬度分布，將后退側(cè)、前進側(cè)硬度最低區(qū)域分別用RLH（Retreating side Low Hardness）、ALH（Advancing side Low Hardness）表示.熱力影響區(qū)（Thermo-mechanical Affected Zone，TMAZ）寬度較窄[7]，其硬度難以測試.當(dāng)焊接速度從300 mm/min 增加到1 200 mm/min，焊縫及軟化區(qū)域的寬度明顯變窄，從21 mm減小到16.5 mm；焊核區(qū)（Nugget Zone，NZ）的硬度分布在70～78 HV 之間，隨著與焊縫中心的距離增加，硬度開始略微下降，除1 200 mm/min 試樣外，均在后退側(cè)距焊縫中心線5.5 mm 位置附近達到最低值，之后硬度逐漸恢復(fù)至母材水平.300 mm/min 試樣RLH和ALH 硬度較其他試樣差異較小，硬度曲線呈較明顯的“W”形，其他焊接速度下ALH 硬度略高于RLH硬度，這與荊洪陽等[17]和Liu 等[18]的研究結(jié)果一致.
圖4 不同焊接速度的FSW 接頭橫截面中心硬度分布
Fig.4 The cross-section hardness distribution of FSW joints with different welding speed
2.2.2 接頭拉伸力學(xué)性能
圖5 為不同焊接速度下FSW 接頭拉伸力學(xué)性能，每組參數(shù)的結(jié)果為3 個試樣測試結(jié)果的均值.6061-T6 鋁合金板材的抗拉強度為303 MPa，延伸率為10.7%.隨著焊接速度的增加，焊接接頭延伸率和抗拉強度均呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢.在4 種焊接速度接頭中，500 mm/min 焊速試樣延伸率達到最高值6.50%；800 mm/min 焊速試樣抗拉強度達到最大值245 MPa，強度系數(shù)為80.86%.1 200 mm/min 焊速試樣雖然存在缺陷，但抗拉強度仍高于300 mm/min焊速試樣，而延伸率最低.
圖5 不同焊接速度的FSW 接頭拉伸力學(xué)性能
Fig.5 The tensile mechanical properties of FSW joints with different welding speed
圖6 為不同焊接速度下FSW 接頭拉伸斷裂位置示意圖.當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min 時，接頭試樣均斷裂在后退側(cè)熱影響區(qū)，而焊接速度為1 200 mm/min 時，斷裂位置在焊核區(qū).一般而言，硬度曲線可以很好地反映接頭上各區(qū)域的力學(xué)性能特點[18]，由圖4 可知，F(xiàn)SW 接頭拉伸斷裂位置對應(yīng)接頭硬度最低點或缺陷位置.當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min時，硬度最低點在后退側(cè)熱影響區(qū)，意味著此處材料軟化嚴重，拉伸測試時易產(chǎn)生裂紋直至斷裂.而對于1 200 mm/min 焊速試樣，焊接缺陷決定了接頭斷裂位置，焊核區(qū)底部的未焊合缺陷在拉伸過程中成為裂紋源，使裂紋朝焊核區(qū)擴展，最終接頭在焊核區(qū)發(fā)生斷裂.
圖6 拉伸試樣斷裂位置
Fig.6 The fracture location of tensile specimens
3、分析與討論
3.1 焊接速度對接頭溫度及成形性的影響
攪拌摩擦焊接頭各微觀區(qū)域的力學(xué)性能與焊接過程所經(jīng)歷的溫度曲線有關(guān).其焊接參數(shù)（焊接速度、轉(zhuǎn)速以及下壓量等）又會影響焊接過程中各區(qū)域的溫度分布.因此，為了分析焊接速度對接頭溫度場分布的影響，建立了FSW 熱力耦合有限元模型，模擬接頭溫度分布隨焊接速度的變化.
為了驗證仿真模型計算得到的溫度場結(jié)果的準確性，將其與實測溫度對標(biāo)，如圖7 所示.當(dāng)焊接速度為300 mm/min 時，在距離焊縫中心8 mm、10 mm位置，仿真得到的峰值溫度分別為324 ℃、259 ℃，試驗測得的峰值溫度分別為316 ℃、256 ℃，其誤差分別為2.53%、1.17%；當(dāng)焊接速度為800 mm/min 時，仿真得到的峰值溫度分別為310 ℃、251 ℃，試驗測得的峰值溫度309 ℃、245 ℃，其誤差分別為0.32%、2.45%.由此可見，仿真與試驗峰值溫度吻合程度較高，溫度上升曲線一致.由于無法考慮實際中工件和工裝、平臺之間復(fù)雜的接觸關(guān)系，降溫曲線差異較大.但本文主要研究接頭不同區(qū)域峰值溫度，對于降溫曲線計算可在后續(xù)研究中進一步優(yōu)化.
圖7 前進側(cè)距離焊縫中心分別為8 mm 和10 mm 位置仿真溫度和試驗結(jié)果對比
Fig.7 Comparison of temperature of simulation and experiment at distance of 8 mm，10 mm from weld center line at advancing side
圖8（a）為300～800 mm/min 焊接速度的接頭溫度場分布，圖中黑色虛線為金相試驗中所獲得的相應(yīng)的接頭焊核區(qū)形狀.當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min 時，焊核區(qū)在焊接過程中峰值溫度均在502 ℃以上，焊核區(qū)邊緣峰值溫度為480～502 ℃，溫度分布呈上寬下窄的形狀，隨著與焊縫中心距離的增加，上下表面溫度分布逐漸均勻.當(dāng)焊接速度增加時，焊核區(qū)溫度分布均勻性降低.這是由于焊接過程中的熱量主要來自工件和軸肩和攪拌針的摩擦熱，因此，攪拌針根部溫度最高.進一步地，通過材料內(nèi)部熱傳導(dǎo)及攪拌頭引起的材料流動，熱量會傳遞到無攪拌頭作用的區(qū)域.而焊接速度越高，溫度橫向傳導(dǎo)以及焊核區(qū)從上到下傳導(dǎo)的時間變短，因此，接頭軟化區(qū)域變窄，焊核區(qū)溫度分布差異增大.
圖8 FSW 接頭橫截面溫度場分布及缺陷圖
Fig.8 The temperature distribution of FSW joints cross section and defect
圖8（b）為1 200 mm/min 焊接速度的接頭溫度場分布及缺陷示意圖.由圖可知，焊核區(qū)上下表面溫度分布差異明顯，攪拌針根部附近峰值溫度在502℃以上，下表面峰值溫度僅為400～480 ℃.分析認為，當(dāng)焊接速度增加至1 200 mm/min 時，焊核區(qū)上表面產(chǎn)生的高溫向下表面?zhèn)鬟f的時間進一步縮短，而攪拌針產(chǎn)熱有限，下表面材料溫度明顯低于上表面溫度.下表面材料的焊合主要依靠攪拌針對材料的摩擦作用，促使材料流動；當(dāng)材料熱塑性不足時材料流動阻力增大，攪拌不充分從而形成未焊合及隧道缺陷.在ALE 自適應(yīng)網(wǎng)格技術(shù)中，材料在網(wǎng)格切向方向可以自由運動而在網(wǎng)格法向上與節(jié)點固定，當(dāng)材料軟化程度不足時，材料無法流動至前進側(cè)而朝攪拌頭后側(cè)流動，此時攪拌針后側(cè)存在法向與材料流動方向一致的網(wǎng)格，這類網(wǎng)格會隨著材料的運動而脫離攪拌針，最終由于畸變嚴重而中止計算，如圖8（b）所示.
3.2 焊接速度對接頭顯微組織的影響
為了研究焊接速度對接頭焊核區(qū)及熱影響區(qū)RLH 顯微組織的影響，本文通過EBSD 獲取300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭各區(qū)域的晶粒形貌，取點位置如圖9（a）所示，圖中，ND（Normal Direction）為法向，TD（Transverse Direction）為橫向，垂直平面方向為RD（Rolling Direction）軋制方向.圖9（b）為母材晶粒形貌圖，平均晶粒尺寸為89.42 μm.
圖9 EBSD 取點位置及母材晶粒形貌圖
Fig.9 EBSD location and base material grain morphology map
圖10（a）、圖10（b）分別為300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭焊核區(qū)的晶粒形貌圖，焊核區(qū)均為等軸晶，這是由焊接過程發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶所致.其晶粒相比母材明顯細化，且隨焊接速度增加，平均晶粒尺寸從12.27 μm 減小至8.54 μm.在焊接過程中，攪拌頭與工件摩擦產(chǎn)生的高溫使材料迅速達到熱塑性狀態(tài)并產(chǎn)生大量位錯，在高應(yīng)變速率下位錯不斷累積和重組，形成由小角度晶界（Low Angle Boundaries，LAB）組成的亞晶粒，其晶界取向差角為2°～15°，如圖10 所示的細線；當(dāng)位錯進一步增加，相鄰晶粒的小角度晶界取向差逐漸增大，最后轉(zhuǎn)變成大角度晶界（High Angle Boundaries，HAB），形成細小等軸晶，大角度晶界取向差角一般大于15°，如圖10 所示的粗線.同時，焊接速度越高，冷卻速率越快，位錯運動和亞晶界的遷移受到限制，從而抑制再結(jié)晶晶粒長大[19].因此，800 mm/min 焊速接頭的焊核區(qū)平均再結(jié)晶晶粒尺寸小于300 mm/min 焊速接頭的焊核區(qū)平均晶粒尺寸.
圖10 不同焊接速度下接頭焊核區(qū)及熱影響區(qū)晶粒形貌圖
Fig.10 Grain morphology of NZ and HAZ of joints with different welding speeds
對于熱影響區(qū)，材料只受到焊接熱作用，晶粒長大明顯，如圖10（c）、圖10（d）所示.當(dāng)焊接速度從300 mm/min 增加至800 mm/min 時，熱影響區(qū)平均晶粒尺寸從156 μm 減小到142 μm，且小角度晶界明顯減少.一方面，焊接速度的增加縮短了高溫持續(xù)時間，減少了晶粒在焊接熱作用下長大時間.因此，相比于低焊接速度，高焊接速度接頭的熱影響區(qū)晶粒尺寸減小.另一方面，由于鋁合金具有高層錯能，在高溫和高應(yīng)變下易發(fā)生動態(tài)回復(fù)，位錯發(fā)生湮滅、重排成低能構(gòu)型，位錯胞結(jié)構(gòu)演變成亞結(jié)構(gòu)，形成大量小角度晶界[20].焊接速度越低，其回復(fù)進行的時間越長，形成的小角度晶界越多.因此，300 mm/min 焊接速度下，熱影響區(qū)小角度晶界占比明顯多于800 mm/min 焊接速度的試樣.
3.3 焊接速度對接頭力學(xué)性能的影響
一般而言，F(xiàn)SW 接頭顯微硬度分布曲線是接頭各區(qū)域力學(xué)性能變化規(guī)律的直接反映.對Al-Mg-Si合金而言，顯微硬度與晶粒尺寸和析出相形貌、密度等密切相關(guān)[21].晶粒尺寸越小，材料強度越高，并可根據(jù)霍爾佩奇公式計算出平均晶粒尺寸對于材料屈服強度的貢獻：
式中：d 為平均晶粒尺寸；ky 是與材料性質(zhì)有關(guān)的常數(shù).材料屈服強度σy 和硬度Hv 存在經(jīng)驗關(guān)系式：Hv≈0.33σy.因此，晶粒尺寸對硬度貢獻的計算公式為：
式中：kd 為比例系數(shù)，其值為50 HV·μm1/2[22].
表3 為不同焊接速度樣品焊核區(qū)以及熱影響區(qū)的平均晶粒尺寸及其對硬度的貢獻，由表3 可知，隨焊接速度的增加，焊核區(qū)晶界強化效應(yīng)對硬度的貢獻值從14.27 HV 上升至17.11 HV，而300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭焊核區(qū)平均硬度均為75.3 HV，晶界強化效應(yīng)貢獻的硬度分別占焊核區(qū)平均硬度的18.9%和22.7%.雖然接頭熱影響區(qū)RLH區(qū)域晶粒均發(fā)生明顯長大，但與母材晶界強化效果相比，強化效應(yīng)貢獻的硬度值差異在1.29 HV 以下.同時，300 mm/min 和800 mm/min 焊速的接頭熱影響區(qū)RLH 平均硬度分別為67.5 HV 和72 HV，母材平均硬度為110 HV，對比晶界強化效應(yīng)貢獻的硬度，可發(fā)現(xiàn)RLH 和母材晶界強化作用不明顯.對于焊核區(qū)，平均晶粒尺寸最大為12.27 μm，相比母材和接頭熱影響區(qū)，晶界面積更大.因此，接頭焊核區(qū)晶界強化作用要高于接頭其他區(qū)域.對于接頭熱影響區(qū)RLH，晶粒在焊接熱作用下長大，平均晶粒尺寸超過140 μm，晶界強化對于材料力學(xué)性能影響較小.6 系鋁合金是熱處理可強化合金，析出強化是最主要的強化機制，因此，析出相在焊接過程中因熱沖擊發(fā)生溶解、相變及粗化是接頭熱影響區(qū)RLH 材料性能差異的重要原因.
表3 不同焊接速度樣品焊核區(qū)以及熱影響區(qū)的平均晶粒尺寸及其對硬度的貢獻
Tab.3 Average grain size and its contribution to hardness in NZ and HAZ at different welding speed
根據(jù)Dong 等[7]的研究，T6 狀態(tài)的Al-Mg-Si 合金在受到焊接熱影響后，析出相在不同溫度下的變化規(guī)律為：（a）250～320 ℃，β″相轉(zhuǎn)變成β′相以及Q′相；（b）400～480 ℃，β′和Q′相溶解；（c）480～502 ℃，β相析出和溶解.圖8 中菱形標(biāo)記為RLH 區(qū)域硬度測試點位置，虛線表示焊核區(qū)輪廓.如圖8 所示，焊接時經(jīng)歷的溫度均在480 ℃以上，析出相全部溶解，同時由于冷卻速度過快β 相無法析出[7]，焊核區(qū)處于高濃度溶質(zhì)原子和高密度空位狀態(tài)，對于焊后自然時效過程中GP（Guinier Preston zone）區(qū)析出具有顯著促進作用[23].由此可知，焊核區(qū)硬度的主要貢獻者是自然時效析出的GP 區(qū).本文中接頭拉伸力學(xué)性能主要取決于熱影響區(qū)RLH 析出相狀態(tài)，而此區(qū)域焊接過程中峰值溫度400～480 ℃，析出相逐步溶解，且焊接速度越高，高溫持續(xù)時間越短，溶解的析出相越少，材料強度性能損失越低.因此，隨著焊接速度的增加，RLH 區(qū)域硬度上升，接頭強度提高.
4、 結(jié)論
通過對3 mm 厚6061-T6 鋁合金攪拌摩擦焊4種焊接速度的對接接頭進行力學(xué)性能測試、顯微組織觀察以及焊接過程的有限元仿真模擬，研究了焊接速度對接頭成形性、顯微組織及力學(xué)性能分布特性的影響，得到以下結(jié)論：
1）焊接速度過高，將影響焊縫的成形性.當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min 時，接頭成形質(zhì)量良好.當(dāng)焊接速度為1 200 mm/min 時，由于焊速過快，焊核區(qū)下表面升溫不足，材料熱塑性不足，使得材料攪拌不充分，形成未焊合及隧道缺陷.
2）焊接過程中，接頭不同區(qū)域的晶粒組織演變過程相差甚大.接頭焊核區(qū)在攪拌頭的熱力耦合作用下，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，形成細小的等軸晶；接頭熱影響區(qū)在焊接熱沖擊作用下發(fā)生動態(tài)回復(fù)，晶粒尺寸相比母材長大明顯.隨著焊接速度的增加，接頭焊核區(qū)和熱影響區(qū)晶粒尺寸均減小.
3）焊接速度是影響接頭力學(xué)性能的重要因素，焊接接頭受熱過程中，熱影響區(qū)析出強化相的溶解是導(dǎo)致接頭強度下降的本質(zhì)原因.當(dāng)焊接速度為300～800 mm/min 時，接頭在拉伸測試時均斷裂在后退側(cè)熱影響區(qū)硬度最低點（RLH）；當(dāng)焊速為1 200 mm/min 時，接頭存在未焊合缺陷，從焊核區(qū)斷裂.接頭RLH 處在焊接過程中峰值溫度為400～480 ℃，達到了析出相溶解條件；隨著焊接速度的增加，高溫持續(xù)時間減少，析出相溶解程度降低，材料性能損失減少，接頭力學(xué)性能提升.
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來源：《湖南大學(xué)學(xué)報》作者：李落星1†，張鵬1，易林峰2，吳時盛2，周巧英1
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