Microstructure evolution of 2195 Al-Li alloy friction stir welded joint and enhancing performance by laser shock peening
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摘要:
为了研究2195铝锂合金搅拌摩擦焊接头的组织与性能特点并试图加以改善，采用不同参数焊接了6.5 mm厚的2195-T8铝锂合金试板，使用OM，EBSD和TEM等手段观察并分析了搅拌摩擦焊接头各区域的组织变化，通过显微硬度分析、拉伸试验和数字图像相关技术(digital image correlation，DIC)等方法测试并讨论了接头的性能特点. 结果表明，2195-T8铝锂合金的搅拌摩擦焊在试验参数范围内能稳定获得成形良好的接头，强度系数达到70%、断后伸长率达到7%；搅拌摩擦焊接头内各区域发生了强化相的损失，焊核区的T1相和θ'相完全溶解，形成β'/δ'相；焊核区和轴肩影响区在拉伸试验中发生应变集中；对焊缝进行双面激光冲击强化(laser shock peening，LSP)处理后，接头屈服强度提升51 MPa，且断裂路径从焊核区变为热力影响区外侧，改变后断裂位置对应于硬度测试中的最低硬度区域.
Abstract:To investigate the microstructure and mechanical properties of friction stir welding (FSW) joints of 2195 aluminum-lithium alloy and attempt to improve them, 6.5 mm thick 2195-T8 aluminum-lithium alloy test plates were welded using different parameters. The microstructure evolution of different zones of the joints was investigated using OM, EBSD, TEM and other analytical techniques. The mechanical properties including microhardness and tensile properties of the joints were tested and digital image correlation (DIC) was applied. The results indicate that FSW of 2195-T8 aluminum-lithium alloy can reliably produce well-formed joints within the tested parameter range, with a strength coefficient of 70% and a fracture elongation of 7%. T1 and θ' completely dissolved in the weld nugget zone while β'/δ' was formed. Strain concentration occurred in the weld nugget and shoulder affected zones during tensile testing. After double-sided laser shock peening (LSP), the yield strength of the joint increased by 51 MPa, and the fracture path shifted from the weld nugget zone to the outer side of the thermal-mechanical affected zone. The new fracture location corresponded to the region of lowest hardness as determined by hardness testing.
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0. 序言
减重能够有效降低航天成本，对于航天工业具有重要意义. 铝锂合金密度低、弹性模量高、比强度和比刚度高、疲劳性能好、耐腐蚀性好，是火箭贮箱的理想结构材料[1]. 2195铝锂合金相比传统的2219铝铜合金，密度减少3% ~ 5%，强度提高30%[2].
搅拌摩擦焊作为一种新型的固相连接技术，相比于传统的熔化焊热输入低，可以解决熔化焊中合金元素烧损、挥发的问题，避免气孔和凝固裂纹缺陷[3]. 搅拌摩擦焊接头不同区域组织与性能演变存在差异，析出相方面，FONDA和BINGERT[4]指出2195-T8铝锂合金的搅拌摩擦焊接头热影响区发生T1相和θ'相的粗化，热力影响区发生T1相和θ'相的溶解和GP区(原子偏聚区)的形成，焊核区则消耗GP区形成TB相，且强化相的变化与硬度分布相关性高，最低硬度出现在热力影响区与热影响区过渡区域；陈永来等人[5]对5 mm厚板的焊接研究中也得到了相同的结果，并指出在热力影响区中θ'相先于T1相完全溶解.工艺参数和力学性能方面，戴翔等人[6]改变搅拌头转速和焊接速度，焊接的2195-T6铝锂合金接头抗拉强度可稳定达到母材的70%以上，最高可达母材的86.3%；ZHANG等人[7]和MA等人[8]分别研究了2195-T8和2198-T8铝锂合金搅拌摩擦焊中，转速n、焊接速度v和热输入n/v对焊接接头力学性能的影响，指出具有相同n/v的不同参数试验组在焊核区和热力影响区存在相似的软化情况.
2195-T8铝锂合金析出相众多，强化机制复杂[9-10]，仅讨论接头的软化情况不足以完全衡量搅拌摩擦焊接头性能的变化. 不同于传统析出硬化铝合金的最低硬度区域失效规律[11]，尽管部分研究中2195-T8铝锂合金搅拌摩擦焊接头在硬度最低的热影响区/热力影响区交界处断裂[12]，另一些研究则指出成形良好接头的断裂往往发生于焊核区或热力影响区[13-14]，且通过调节参数能获得的最高拉伸强度停留在母材的70%左右. TAO等人[15]用试验证明通过焊接中水冷控制析出相演化并不能提高2198-T8铝锂合金搅拌摩擦焊接头强度. 因此，为了进一步提升接头力学性能，应当开发更加方便适用的焊后处理措施.
激光冲击强化通过高峰值功率的激光在金属表面产生高压冲击波，使金属材料近表面发生塑性变形，已用于强化熔化焊接头的研究[16-17]. 文中研究了2195-T8铝锂合金中厚板搅拌摩擦焊的组织变化与力学行为，并采用激光冲击强化提升接头力学性能，对实际应用具有指导意义.
1. 试验方法
试验材料为300 mm × 150 mm × 6.5 mm的2195-T8铝锂合金轧制板材，母材的化学成分为Al-4.08Cu-1.19Li-0.35Mg-0.34Ag-0.13Zr. 采用的搅拌头带有直径20 mm的凹形轴肩，搅拌针长6.4 mm，有螺纹. 平行于轧制方向焊接，搅拌头倾角2.75°，焊后减薄约0.3 mm；根据资料调研和试验摸索，确定搅拌头转速在375 ~ 525 r/min、焊接速度在100 ~ 200 mm/min范围内变化，具体参数如图1所示，文中使用450-150指代搅拌头转速450 r/min、焊接速度150 mm/min的焊接参数.
焊后沿垂直于焊缝方向切取金相试样，经砂纸打磨、抛光、酒精清洗后，浸入Keller试剂(2.5 mL HNO3 + 1.5 mL HCl + 1 mL HF + 95 mL H2O)腐蚀约15 s，用于光学显微镜下的宏观形貌和微观组织观察. 在金相观察面范围内，使用FUTURE-TECH FM-800显微维氏硬度计对接头沿厚度方向分三层进行显微硬度测试，分别为底部(距试样下表面1.5 mm)、中部和顶部(距试样上表面1.5 mm). 每层测试点横向间距500 μm，载荷4.9 N，加载时间为10 s. 每组焊接参数截取3个拉伸试样进行室温拉伸试验，引伸计标距50 mm，拉伸速率1 mm/min.
切取焊缝横截面的电子背散射衍射观察试样，机械打磨抛光后在5 kV，2.0 mA下进行6 h离子抛光，使用Zeiss GeminiSEM 300配备的EBSD测试系统观察. 焊核区和热力影响区的TEM试样由氩离子减薄法制备.
对焊接参数为400-130的试板进行激光冲击强化. 冲击前需铣平接头上表面搅拌摩擦焊痕迹，铣去厚度约0.6 mm，接头下表面较平整仅适当打磨； 上下表面分别进行两次冲击，脉冲时间15 ns，功率6 J；两表面的冲击宽度均为以焊接面为中心的50 mm范围，涵盖了接头的各个区域.
2. 试验结果与讨论
2.1 接头晶粒组织
不同焊接参数焊缝均成形较好，各组接头晶粒组织几乎没有差异，而接头横向不同区域差异明显. 图2展示了从热影响区到焊核区的晶粒变化，热影响区为轧制的层片状晶粒，热力影响区则发生了较为剧烈的组织变形，开始再结晶形成细小晶粒，焊核区为细密的等轴晶. 从热力影响区到焊核区，机械搅拌作用使得应变和应变率加剧，带来更多位错，而同时热输入的升高对位错有更强的热激活作用，促进了位错的湮灭和相互反应；高的位错密度、充分的热激活和晶界迁移率又促进了动态再结晶的发生[18]. 从热力影响区到焊核区，大角度晶界百分比升高而晶粒尺寸减小，焊核区尺寸为4.08 μm.焊核区的剧烈再结晶消耗了大量位错，测量的几何必须位错密度最低，约为2.02 × 1014 m−2(母材约为4 × 1014 m−2).
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图 2 接头各区域EBSD形貌Figure 2. EBSD maps of different areas of the joint. (a) HAZ；(B) TMAZ； (c) NZ2.2 接头中热力影响区和焊核区的析出相
2195-T8铝锂合金最主要的强化析出相为T1相(Al2CuLi)和θ'相(Al2Cu)[19]. 图3为接头热力影响区和焊核区的TEM观察结果.从明场像中可知，热力影响区中仍存在少量T1相和θ'相，分布不均匀且发生了不同程度的粗化；焊核区T1相和θ'相完全溶解，析出粗短棒状和球状第二相.
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图 3 热力影响区与焊核区的TEM图Figure 3. TEM pictures of TMAZ and NZ. (a) bright field (BF) image of TMAZ；(b) selected area electron diffraction image (SAED) of TMAZ；(c) BF image of NZT1相和θ'相分别在300 ℃，400 ℃左右开始溶解，而保证成形时焊核区的峰值温度为475 ~ 530 ℃，热力影响区的峰值温度为350 ~ 450 ℃，焊态接头强化相的损失无法避免[15]. 同时，根据焊接参数、时效条件等的不同，焊核区会在冷却及自然时效过程中析出不同比例的β'/δ'(β'为Al3Zr，δ'为Al3Li，该两相具有相同的晶格结构和相近的晶格常数，并且在TEM下具有相同的明场形貌)和GP区[10,15].
2.3 接头力学性能
图4展示了2195-T8铝锂合金搅拌摩擦焊接头横截面的硬度分布情况. 图4(a)为450-100接头横截面上、中、下3个位置的显微硬度曲线，硬度呈现“W”形分布. 母材的硬度为179.8 HV，接头各个区域均发生了不同程度的硬度降低；硬度最低区域位于热力影响区外侧，为100 HV左右，这是因为在焊接热的影响下强化析出相粗化与溶解，造成软化；焊核区硬度略高于热力影响区，但远低于母材，为120 HV左右. 试验中没有观察到前进侧与后退侧之间硬度分布的明显差异，对比不同参数试样，如图4(b)所示，横截面的硬度分布几乎没有差异.
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图 4 2195-T8铝锂合金FSW接头横截面显微硬度分布Figure 4. Microhardness distribution curves of 2195-T8 Al-Li alloy FSW joint cross sections. (a) microhardness distribution of joint with parameter 450−100; (b) microhardness distribution of joint with parameter 450−150与硬度方面的相似性一致，试验参数范围内，各组的拉伸性能测试值也差异甚微. 母材的同一方向抗拉强度为593 MPa±2.2 MPa，断后伸长率为7.7%±0.6%，屈服强度为561 MPa±3.8 MPa. 如图5所示，各组接头的平均抗拉强度为422 ~ 431 MPa，强度系数为71.2% ~ 72.8%，接头平均断后伸长率为7.2% ~ 7.7%，达到母材的90%以上，而屈服强度降低较为显著，均不及母材的50%.
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图 5 2195-T8铝锂合金FSW接头的拉伸性能Figure 5. Tensile properties of 2195-T8 Al-Li alloy FSW joints试验的24个拉伸试样中，18个接头的断裂发生在焊核区，且延伸至一侧热力影响区根部，4个接头在热力影响区断裂，2个接头断裂完全位于焊核区，不符合最低硬度区域发生断裂的规律. 有的学者认为焊核区的S线中存在弱连接缺陷，造成焊核区断裂，但另一些学者则指出只有当对接面的氧化物在焊后连续分布时，S线才有可能危害接头的力学性能[14-15,20].文中试验大多数接头的焊核区出现了明显的S线，但通过金相检查后发现，所有接头的断裂路径均与S线没有交集，如图6所示. 焊核区的异常断裂在TAO等人[13]对2198-T8搅拌摩擦焊接头的研究中已有详细讨论，焊核区的晶体取向在焊接后发生复杂变化，而轴肩影响区与搅拌针影响区的过渡区为泰勒因子最低区域，更易发生拉伸方向的塑性变形，同时也在该过渡区观察到Li元素晶界偏析，两个因素共同造成了焊核区起裂. TAYON等人[21]的研究中也将局部低泰勒因子区域视为2195-T8搅拌摩擦焊接头断裂的原因.
使用数字图像相关技术(DIC)观察拉伸中接头的应变分布情况.图7展示了应变变化过程和断裂路径. 同一时刻从两侧母材到焊核区，应变逐渐增大，当拉伸负载达到抗拉强度后，接头从焊核区上表面开始应变显著上升，表现出前进侧与后退侧间的明显不对称，后退侧应变更大，应变最大值出现在焊核区上表面中心略偏向后退侧的位置，断裂的一端也位于此处，并沿最大应变区域延伸向底部后退侧. 由TEM结果可知，焊核区的主要析出相为β'/δ'，二者与铝基体均为全共格关系，变形过程中易发生切过，容易造成共面滑移，形成滑移带在晶界堆积，引起应力集中，成为可能的裂纹源.
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图 7 2195-T8铝锂合金FSW接头应变分布Figure 7. Strain distribution of 2195-T8 Al-Li alloy FSW joint2.4 激光冲击强化
为了使冲击区域平整，铣去400-130试板上表面0.6 mm并局部磨抛下表面后，进行双面激光冲击强化(LSP)试验，对比试验前后接头横截面的硬度，如图8所示. 图8(a)为焊核中心LSP前后厚度方向的显微硬度变化，LSP的影响范围约为近表层1.5 mm，图8(b)和图8 (c)分别是距离上表面与距离下表面约700 μm处的硬度横向分布，可以看出，LSP使接头热影响区、热力影响区以及焊核区的硬度有所增加，最大增加量可达25 HV. 从顶层硬度变化情况可以看出，LSP后接头焊核区的硬度增幅最大而最低硬度区域增幅较小，整体性能改善的同时焊核区与最低硬度区域间的硬度差距略有加大.
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图 8 LSP前后显微硬度对比Figure 8. Comparison of microhardness before and after LSP. (a) comparison of hardness in thickness direction; (b) top hardness comparison; (c) bottom hardness comparison激光冲击强化后，接头的屈服强度发生了较显著的提升，见表1，双面LSP使屈服强度提升了51 MPa，而断后伸长率仅有轻微的降低.
表 1 不同处理条件下接头的拉伸性能Table 1. Tensile properties of joints under different treatment conditions处理条件 抗拉强度
Rm/MPa屈服强度
ReL/MPa断后伸长率
A(%)原始接头 427 273 7.6 仅铣去上层0.6 mm 444 297 7.1 铣去上层0.6 mm +
双面LSP448 348 6.1 值得注意的是，激光冲击强化改变了断裂路径. 如图9所示，LSP前后断裂的一端均位于后退侧热力影响区底部，断裂路径从LSP前的贯穿焊核区转变为沿着热力影响区外侧，也就是沿着最低硬度区域断裂，这是前述焊核区与最低硬度区域硬度差值变大的结果. LSP在接头屈服强度方面的提升作用具有良好的实用价值.
3. 结论
(1) FSW可以实现6.5 mm厚2195-T8铝锂合金板的稳定焊接，工艺窗口内抗拉强度可达母材的70%，断后伸长率可达母材的90%，但屈服强度降低显著，不到母材的50%.
(2) 分析接头微观组织发现，热力影响区T1相和θ'相减少并粗化，焊核区则完全没有T1相和θ'相，析出了β'/δ'.
(3) DIC结果表明，焊核区尤其是轴肩影响区为主要的应变集中区域.
(4) 双面激光冲击强化可提高接头的屈服强度，提升幅度达17%，断裂路径从焊核区变为最低硬度区域.
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图 2 接头各区域EBSD形貌
Figure 2. EBSD maps of different areas of the joint. (a) HAZ；(B) TMAZ； (c) NZ
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图 3 热力影响区与焊核区的TEM图
Figure 3. TEM pictures of TMAZ and NZ. (a) bright field (BF) image of TMAZ；(b) selected area electron diffraction image (SAED) of TMAZ；(c) BF image of NZ
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图 4 2195-T8铝锂合金FSW接头横截面显微硬度分布
Figure 4. Microhardness distribution curves of 2195-T8 Al-Li alloy FSW joint cross sections. (a) microhardness distribution of joint with parameter 450−100; (b) microhardness distribution of joint with parameter 450−150
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图 5 2195-T8铝锂合金FSW接头的拉伸性能
Figure 5. Tensile properties of 2195-T8 Al-Li alloy FSW joints
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图 7 2195-T8铝锂合金FSW接头应变分布
Figure 7. Strain distribution of 2195-T8 Al-Li alloy FSW joint
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图 8 LSP前后显微硬度对比
Figure 8. Comparison of microhardness before and after LSP. (a) comparison of hardness in thickness direction; (b) top hardness comparison; (c) bottom hardness comparison
表 1 不同处理条件下接头的拉伸性能
Table 1 Tensile properties of joints under different treatment conditions
处理条件 抗拉强度
Rm/MPa屈服强度
ReL/MPa断后伸长率
A(%)原始接头 427 273 7.6 仅铣去上层0.6 mm 444 297 7.1 铣去上层0.6 mm +
双面LSP448 348 6.1 
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