时效处理对2024t3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响

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摘要目前，搅拌摩擦焊已经被广泛的应用于航空航天、船舶、铁路、汽车等领域。国内外评定铝合金FSW接头时，主要考察焊态条件下接头区域微观组织结构、力学性能和疲劳性能，很少考虑焊后时效热处理对FSW接头使用性能的影响。铝合金的特点是具有时效强化效应，即使在自然放置状态下其性能也会随时间而变化。因此，研究时效工艺对FSW接头性能的影响具有重要工程意义。本文研究的是时效处理对2024．T3的FSW接头的组织及性能的影响，主要考察三种时效规范一自然时效、180℃／10h、45℃／12h一对FSW接头的影响，以便在工程应用中为确定2024．T3铝合金FSW接头时效热处理规范提供参考依据。本文利用金相、硬度、拉伸、弯曲等试验手段来评定接头性能。研究结果表明，自然时效各个周期接头相应区域的金相组织无明显的变化；对比三种时效制度接头，其各区域的组织微观上也未能发现明显的区别，但是经过XRD物相分析，发现45。C／12h的焊缝析出的S相比其它两种的多。从接头整体硬度分布来看，自然时效与45℃／12h的分布趋势一样，只是后者整体比前者高；180。C／10h的接头硬度分布毫无规律，但热机影响区的硬度升高并大于焊缝硬度。从局部来看，自然时效的第一、二周期接头焊缝的硬度波动较大，从第三周期开始，硬度趋于稳定。经过45。C／12h的接头焊缝硬度波动最大，180℃／10h的次之，第五自然时效周期的最小。由于接头存在缺陷，导致三种时效规范的接头抗拉强度、延伸率下降。但剔除缺陷影响，时效后的接头的性能优于焊态的，而且自然时效优于人工时效。关键词：2024铝合金；搅拌摩擦焊；时效；组织与性能 ABSTRACTAtpresent，FSWhasbeenwidelyusedataerospace，ship-building，railways，automobilesandotherfields．athomeandabroad，peopleevaluatethejointofFSWofaluminumalloybymicrostructure，mechanicalpropertiesandfatigueproperties，butlargelyoverlookanimportantfeatureofaluminum-ageingstrengthening．Therefore，thestudyoftheeffluenceoftheagingprocessonFSWjointiswithimportantsignificance．TheobjectiveofthispaperistofindtheimpactofagingonthejointsofFSWof2024一T3aluminumalloyunderthethreesystems-thenaturalaging，180。C／10h，45。C／I2h，inordertoprovidereferencefortheagingsystemwhenascertainageingconditionofaluminumFSWjoints．Byusingmicrostructure，hardness，stretching，bending，andothermeanspeopletestthejoint．Theresultsshowthatthemicrostructureofthenaturalagingjointsatthecorrespondingregionsinvariousperiodhasnosignificantchange；Comparisonofthreeagingjoints，itsmicrostructurehasalsofailedtofindacleardistinction，butafterXRDdiffraction，findsthattheWeldNuggetof45。C／12hhasmoreSprecipitationthantheothertwo，whichleadstoitshardnesshigherthantheothertwo．Fromthedistributionofthehardnessofthecrossareaofthejoint，naturalagingand45。C／12hhavethesametrend，butthelatterishighthantheformer；180*C／1Ohhasnoregulardistribution，butthehardnessoftheThermalMechanicalAffectedZoneishigherthantheNugget．Fromthelocalarea，weldjointshardnessfluctuatesinthefirstandsecondcycleofthenaturalaging，andfromthethirdcycle，thehardnessofstabilizes．After45。C／12hthefluctuationsinthehardnessisthelargest，and180。C／1Ohisthesecond，thenthefifthperiodofnaturalageingisthelowest．Becausethereareshortcomings，whichleadtothedeclineoftensilestrength，elongationofthejointagedbythreeageingsystemrespectively．However,excludingimpactofdefects，theagingjointsisbetterthanwelded，andthenaturalagingisbetterthanartificialaging．KEYWORDS：2024aluminumalloy，Frictionstirwelding，Aging，Microstructuresandmechanicalproperties 独创性声明本人声明所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作和取得的研究成果，除了文中特别加以标注和致谢之处外，论文中不包含其他人已经发表或撰写过的研究成果，也不包含为获得苤鲞盘堂或其他教育机构的学位或证书而使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中作了明确的说明并表示了谢意。学位论文作者签名：专舞立于签字日期：知形年／月／日学位论文版权使用授权书本学位论文作者完全了解墨鲞盘堂有关堡留、使用学位论文的规定。特授权叁鲞蠢堂可以将学位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索，并采用影印、缩印或扫描等复制手段保存、汇编以供查阅和借阅。同意学校向国家有关部门或机构送交论文的复印件和磁盘。(保密的学位论文在解密后适用本授权说明)学位论文作者签名：．衣计导师签名：≮磅谚-彳多．签字日期：枷z年／月／日签字日期：劬·硝蜂易月6．E1 第一章绪论1．1课题背景及意义铝合金是在本二十初才开始工业性应用，铝合金由于重量轻、无磁性、热导率和强度高，并且具有良好的成型性、低温性能、耐腐蚀性能等，因而被广泛应用于各种焊接结构和产品之中。采用铝合金代替钢板材料焊接，重量可减少50％以上。在第二次世界大战期间，铝材主要用于制造军用飞机。二战之后，军事工业对铝材的需要量比战争时期减少，铝工业界着手开发民用铝合金，使其应用范围由航空工业扩展到建筑业、容器包装业、交通运输业、电力和电子工业、机械制造业和石油化工等国民经济各部门以及人民日常生活之中。到目前为止铝合金用量之多，范围之广，已经成为仅次于钢铁的第二大金属材料。现在各种交通工具都向轻量、高速方向发展，要做到轻量、高速，最好的办法就是减轻车体自身重量。为适应列车的发展，世界各国均在大力发展制造铝合金车体，如德国、意大利、加拿大、口本、瑞士、法国、丹麦等发达国家并且取得了良好的效果，如表1．1。在西欧，：铝合金车辆每年约以1500辆的速度递增，目前全世界铝结构车辆己超过50000辆【1‘3】。在我国，对铝质高速客车和双层客车及地铁车辆等进行国产化的开发研制工作业已取得优秀成果。1989年，长春轨道客车股份有限公司开发了首辆铝合金地铁车体，目前仍然在北京运行，由于该车体制造工艺烦琐，平整度差而没有在市场上大面积推广使用。1996年，铁道部组织人力、物力开发ICE2型铁路闭式型材结构铝合金车体，长春客车厂采用德国进口材料，用简易自动焊设备和机加设备制造出了中国第一台闭式和开式型材混合结构铝合金车体IlJ。该车体的制造成功，客观上促进了国内企业对车辆用铝合金的技术研究和开发。2002年我国第一辆使用国产大型铝型材制造的列车车体在长春轨道客车股份有限公司组装成功并通过测试。在航空、航天方面，由于当代世界军事正在发生深刻变革，航空航天武器装备高技术化、智能化、一体化趋势日益明显，航空航天已成为高精尖技术密集的行业，是事关国家安全的战略性领域，是一个国家综合国力和科技发展水平的标杆。近几年我国航空航天领域发展迅速，“神舟五号”、“神舟六号”成功发射，新一代，“J10”与“袅龙”战斗机的研制成功，大大缩小了我国航空制造技术与世界先进水平的差距。随着现代飞机高速、高机动性能要求的不断提高， 第一章镕论飞机的结构设计发生了较大变化，尤其在减重方面川。据统计．民用飞机使用了大量的铝合金，铝台金占结构材料重量百分比达到70～80％。从波音727至渡音767，最成功的使用经验是：上翼面采用7150--T651，下翼面2324-T39和2224一T351为最好，而厚锻件则为7075合金。如图1-l所示，波音777飞机在生产制造时同样使用了太量铝合金。还有文献称口]长征一号、长征二号、长征三号、长征四号f含风暴一号)运载火箭一级子结构的箱问段、燃料箱后过渡段、尾段均为半硬壳结构，材料都是LYl2铝合金：二级于结构的仪器舱壳体、尾段壳体材料为LYl2铝合金；三级子结构的支架、转接锥材料为LYl2铝合金，整流罩的下部壳体材质为LYl2铝台金。另外，60年代初，我国用LYl2CZ铝台金做船体，也成批建造了水翼快艇。我国建造的导弹快艇，其上层结构、周壁、发射筒、发射架外罩和炮座都用了LYl2CZ铝台金。茹羹≤辫麟辫遥塑邕溅图I-】渡音777飞机选用的铝台金材料由于铝合金被越来越广泛的使用而且使用量越来越大，因此，研究铝合金的 第一章绪论可焊性及焊接接头性能显得非常关键。由于铝及铝合金的化学活渡性很强，采用传统焊接方法焊接时，在铝合金表面极易形成氧化膜，且多具有难熔性质(如A1203的熔点约为2050"C)，加之铝及铝台金导热性强，焊接时容易造成不熔合现象。由于氧化膜的密度同铝的密度极其接近，所以也易形成焊缝金属的夹杂物。同时，氧化膜可以吸收较多水分而常常成为形成焊缝气孔的重要原因之一。此外。铝及其合金的线胀系数太，导热性强，焊接时容易产生翘曲变形pJ。搅拌摩擦焊是一种新的金属焊接技术，该技术可用焊接多种材料，包括极难焊接的材料，均能获得无气孔、裂缝等缺陷的高质量焊缝，残余应力和变形都很小．解决了铝合金等低熔点材料的焊接㈣。目前，1唧I与航空航天、海洋、道路交通、铝村厂、焊接设备制造厂等大公司联合，以团体赞助或合作的形式(TwI的GSP项目)开发这种技术，并扩大其应用范围p】。总之，搅拌摩擦焊由于其节能、高效将被越来越广泛的应用，伴随着搅拌摩擦焊的成功应用，人们也对其接头的可靠性进行了评估，包括拉伸、弯曲、疲劳等。由于铝台金有时效强化的特性，时效处理对铝合金搅拌摩擦焊接头也应有着显著的影响。但是，目前，关于基体材料的时效国内外都有文献介绍【10。201，但是关于搅拌摩擦焊接头的特别少，尤其是关于2024的几乎没有。I2搅拌摩擦焊原理及特点搅拌摩擦焊(FSW)是英国焊接研究所(TWI)1991年发明的一种用于低熔点合金板材的固态连接技术。搅拌摩擦焊是在轴向压力与扭矩作用下，利用焊接接触端面之间的相对运动及塑性流动所产生的摩擦热及塑性变形热，使接触面及其近区达到祜塑性状态井产生适当的宏观塑性变形，然后迅速顶锻而完成焊接的一种压焊方法。其原理如图1—2。SⅢ祀iemdowl州d自r∞Iomaln}a㈣ai-reredconta■目I-2搅拌摩捧焊Ⅲ理 第一章绪论搅拌摩擦焊接有如下特点【21l：(1)温度低(即使是长焊缝也是如此)；(2)固相连接一不产生类似熔焊接头的铸造的组织缺陷；(3)接头各种机械性能优良(包括疲劳、弯曲、拉伸)；(4)焊前、焊后辅助工作减少，生产成本大幅度降低，焊接过程中的搅拌和摩擦可有效去除和破碎焊件表面氧化膜及附着杂质；(5)焊接过程不需要添加保护气体和焊料；(6)能够进行全位置焊接；(7)适应性好，效率高，操作简单，易于实现自动焊；(8)无烟尘、辐射、飞溅、噪音及弧光等有害物质产生，是一种环保型连接方法；(9)应力小；(10)可进行异种材料连接和可进行水下作业；(11)焊接速度比熔焊低，工件需夹紧，需要支架，焊缝端部存在匙孔，焊接薄板时还有一定变形。1．3时效处理对铝合金组织及性能的影响的研究进展铝合金时效现象是1906年由德国的Wilm发现的，并于1911年以《含镁铝合金的物理冶金学研究》为题发表出来。从此以后，人们对铝合金时效现象做了大量研究工作。经过半个多世纪，各国学者共同努力，对各种铝合金系的析出行为、析出理论、析出与合金性能的关系，做了大量研究工作。尤其是随着现代科学技术的发展、电子显微技术、电子微区分析、热差分析、X射线衍射技术的应用，对析出相的形核、成长、长大做出了定量研究，使我们对时效现象的本质有了进一步认识。日本高桥恒夫等用高能电子显微镜对铝铜合金的时效过程的晶格直接摄影，摄取了GP(I)区和GP(II)区的结构。但是，从各国开发新结构铝合金材料来看，利用时效现象来提高时效硬化型铝合金的性能也并非顺利，这说明对铝合金时效现象本后应做进一步探讨【22】。在自然时效方面，普遍认为2xxx与6xxx经过大约96小时就能达到稳定状态，各项性能趋于稳定，而7xxx贝,lJ不能达到稳定状态，随着时间的增加各项性能不断变化123|。Litwinski在研究焊接速度、自然时效、人工时效对2195．T87搅拌摩擦焊接头性能的影响时，使用的时效周期变化较大，最长的周期为2．5年，最后得出如图1．8所示的硬度分布曲线。作者认为接头硬度分布趋势与常见的分布趋势一样，如图1．9【24】。4 第一章绪论●l■■●●⋯●■■■■■■一粒a渤}8lAgingNaturalAg垂If垮ArtificialAging'￥veek2．5years图1．8AA2195铝合金搅拌摩擦焊接头经过各种时效后的硬度分布示意图图1-9铝合金搅拌摩擦焊接头硬度分布趋势示意图A．N．Abdel．Azim等人对2024．T4进行自然时效时，发现时效硬化过程存在一个大约10／J、时的孕育期，然后硬度值逐渐升高，经过大约18小时的时效，硬度达到峰值，随后硬度趋于稳定。其硬度分布曲线如图1．10【251。暑是譬艺∞鬈兰羞二￡o二图1．102024硬度随时效时间变化曲线奠薹．霹鼙霉 第一章绪论在人工时效方面，二十世纪70年代以前，常采用的时效制度为单级峰值时效(T6)，如120℃／24h，目的是可以达到最高强度，但晶界上链状连续分布的析出相使合金具有较高的应力腐蚀敏感性和较低的断裂韧性，其典型代表为7075．T6。为解决此问题，1961年美国铝业公司开发了T73双级过时效制度(前苏联为T3)，减少了应力腐蚀和剥落腐蚀敏感性，也提高了断裂韧性，但由于晶内的强化相发生粗化，强度降低10"---15％。同年又开发了T76制度(前苏联为T2)，目的是为了提高材料的抗剥落腐蚀能力，强度损失约9～12％；为兼顾强度和抗应力腐蚀能力，又开发了T736(后来命名为T74)，其时效程度介于T76～T73之间，能保证在强度损失不大的情况下得到较好的抗应力腐蚀能力，此状态在DCl0飞机和L101客机上得到了应用。以上时效制度都是在固溶处理后，使合金经过时效处理，以损失一定强度为代价提高合金抗应力腐蚀性能。为解决强度和抗应力腐蚀能力之间的矛盾，1974年，以色列飞机公司的Cina提出了一种三级时效工艺，．且PRRA(RetrogressionandRe．Ageing，简称KgA)处理工艺，使A1．Zn—Mg．Cu系合金在保持T6状态强度的同时获得了接近T73状态的抗应力腐蚀能力，以及较好的韧性。1989年美国Alcoa公司以T7为名注册了第一个RRA处理(其工艺如图1．11)工艺实用规范，并申请了专利，使之开始走向实用阶段[261。时r目J／h图1-11RRA处理工艺示意图总之，传统高强铝合金研制基本上是沿着高强度、低韧性向高强度、高韧性、高强度、高韧性、耐腐蚀方向发展，相应的热处理状态开发则是沿着T6一T7一T76一T736(T74)一T77方向发展。也有人认为高强铝合金热处理工艺主要经历单级、双级、回归和三级时效及形变热处理【2¨。人工时效过程中，析出相的大小和分布、析出相粒子与基体的界面关系以及晶晃特征决定了合金的最终力学性能和抗应力腐蚀性能。单级峰值时效(T6)时，合金获得的组织是：晶内是细小弥散的析出相一使得合金具有很高的强度，晶界是链状的析出相一对应力腐蚀非常不利，链状析出物极易给应力腐蚀裂纹的发展62斟蝾 第一章绪论提供腐蚀通道，使应力腐蚀裂纹更易于扩展，合金的抗应力腐蚀性能较差；双级时效(T73、T76)时，晶内的析出相粗化、长大一使得合金的强度较低，晶界的析出相粗大、呈互不相连的孤立点状分布，这样就阻断了应力腐蚀裂纹扩展的通道，从而提高了合金的耐蚀性；合金经RRA处理，晶内的析出相细小弥散，晶界的析出相则粗大、呈断续状分布，使得合金获得较高的强度与较好的抗应力腐蚀性能，综合性能最佳。图1．12是各种热处理之间的强度对比12引。1葛T76T74T73强度时掰啭伺图1．12是各种热处理之间的强度对比示意图李慧中等人【29】研究T2519铝合金在180。C时效组织与性能的变化，结果表明，组织方面，2519铝合金在180。C时效时具有3阶段时效特征：(1)时效5h，合金沿晶界析出少量不连续的0(或0’)相，晶内未见明显的析出物；(2)峰值时效，合金晶内普遍析出强化相0”相，晶界析出O(或0’)相呈链状连续分布；(3)时效20h，晶界析出0(或0’)相粗化、球化并且呈离散分布，晶内析出0’相变粗。随着时效时间的延长，合金的伸长率逐渐降低。在性能方面，作者得到了合金在180。C下的硬度时效特征曲线。从图1．13可以看出，合金的时效过程具有典型的3阶段时效特征，即经历了欠时效、峰值时效和过时效3个阶段。合金时效前的硬度值为1l5HV，随时效时间的延长，合金的显微硬度值逐渐增大，当时效时间达12h时合金的硬度值达到峰值143HV，继续延长时效时间。合金的硬度值逐渐降低进入过时效阶段。合金抗拉强度和屈服强度随时效时间的延长的变化趋势与显微硬度值的变化趋势是一致的，但伸长率随时效时间的延长而逐渐降低。7 第一章绪论图1一132519合金180℃的时效硬化曲线A．N．Abdel．Azimt25】等人将2024在170'CT进行人工时效获得了如图1．14所示的硬度图。从图中我们可以看到有两个峰值130和144HV，作者认为这是由于形成了不稳定相，这种不稳定相影响合金的硬度，当Cu／Mg的比率大约为2时，析出相为S相。图1．142024合金170"{2的时效硬化曲线1．4铝合金时效硬化模型的研究进展可热处理强化的铝合金的屈服强度依赖于合金淬火后在时效过程中析出的沉淀强化相，因此，合金成分及时效过程的设计应使在整个基体中析出均匀分布、细小而且稳定的强化相，为达到这目的，科研工作者进行了人量的实验来研究合金成分、时效温度以及时效时问对析出过程的影响，并将其研究结果用于设计高屈服强度的铝合金。然而，这种基于“试错法”的研究不仅浪费较人，而且不能得到合金强化的普适规律。基于这种状况，另有一些研究人员发展了一系列计算模型[30-391来研究铝合金的时效硬化行为，希望为设计高屈服强度的铝合金提供理论8 第一章绪论基础。然而，这些模型仅仅描述了时效过程中的热力学和动力学行为以及析出相尺寸、形状和特征对强度的可能影响。随后，SHERCLIFFHR和ASHYMF【2M副第一次尝试将时效时的过程参数(合金成分、时效温度及时效时问)与屈服强度联系起来，并成功地计算了2000系和6000系铝合金屈服强度随时效温度及时效时问的演变规律。以此为基础，DESCHAMPSA和BRECHETy[42,43]进一步将析出相的形核、长人及化过程加入了模型，其计算结果与试验研究结果非常吻合。不过，为简化数学计算，这些研究【4¨3】都假定析出相的形状为球形且强化机制为位错绕过机制，这与2000系铝合金中析出相为片状以及6000系铝合金中析出相为针状，以及时效初期的强化机制为位错切割不相吻合。LIUG等人m】随后在DESCHAMPSA和BRECHETY的研究基础上，进一步将模型扩展到片状和针状的析出相，但没有考虑位错的切割机制。宋皎等人145]在LIUG的研究基础上，同时考虑位错切割机制和位错绕过机制，迸一步完善了该模型。张国君等人146J针对A1．Cu．Mg和AI．Mg．Si两种合金的时效一屈服强度的相关实验结果，对Ai—Cu-"元合金的时效一屈服强度预模型进行进一步的实验验证。认为该模型适合于预测含有盘／片状和棒／针状铝合金的整个时效过程的屈服强度，实验结果表明模拟值与实测值吻合良好。在欠时效阶段，模型对屈服强度的模拟精度主要取决于对时效析出相体积分数的模拟精度；而在过时效阶段，模型对屈服强度的模拟精度主要取决于对时效析出相尺寸的模拟精度，且与析出相尺寸的大小有关，在相同的尺寸模拟偏差条件下析出相尺寸越小则对屈服强度的模拟偏差越大，反之亦然。总之，铝合金时效硬化模型经过近儿十年的发展，己经比较成熟通过对早期模型的修正，己经可以计算含球形、片状和针状析出相的铝合金屈服强度随合金成分、时效时问及时效温度的演变规律，对设计新型铝合金具有一定的指导作用然而，模型仍然存在以下不足145J：(1)结晶相对屈服强度的影响山于铝合金中结晶相的成分随合金成分变化而变化，因此结晶相对屈服强度的影响规律较复杂通过纯化基体和采用合适的热处理制度可以减少结晶相的含量，但不能完全消除由于结晶相的体积分数与热处理制度的关系复杂，仅仅通过模型日前还不能分析、论证结晶相对铝合金屈服强度的影响。(2)利用模型计算析出相的尺寸随时效时问的演变时，往往假定析出相的生长速率为一常数实际上，在时效一开始，山由于溶质原子的过饱和程度最人，溶质原子在基体中的扩散速率最快随着时效时问的延长，溶质原子的浓度和析出相的生长速率下降，造成模拟的析出相的尺寸与体积分数高于实际值。(3)通过现有模型只能计算含单一析出相的铝合金的屈服强度对于含多种析出相的铝合金，由于同一合金中不同析出相的形核孕育时间相互影响，溶质原子9 第一章绪论的扩散规律复杂，原子的扩散规律复杂，仅用现有模型还不能探寻含多种析出相的铝合金屈服强度的演变规律。1．5课题研究内容本课题以2024铝合金薄板为研究对象，通过金相、硬度、拉伸、弯曲等试验来研究时效(自然时效与人工时效)对铝合金搅拌摩擦焊接头的影响规律。预期目标如下：1．通过金相试验获得时效对铝合金搅拌摩擦焊接头微观组织的影响规律；2．拉伸、硬度试验获得时效对铝合金搅拌摩擦焊接头性能的影响规律，画出抗拉强度ob、延伸率6、硬度随自然时效周期变化的曲线；3．比较自然时效与人工时效的优良性；4．改善铝合金搅拌摩擦焊接头性能的时效措施。lO 第二章实验材料及试验原理2．1试验材料第二章试验材料及试验原理2024铝合金属于Al-Cu．Mg系合金，是硬铝的一种，是美国40年代研制的材料，与此相近的牌号有：2A12(中国)，DTD5090(英国)，U16(俄罗斯)等。2024铝合金是铝合金中的典型合金，其成分比较合理，综合性能较好。特点是：强度高，有一定的耐热性。热状态、退火和新淬火状态下成形性能比较好，热处理强化效果显著，热处理工艺要求严格。抗蚀性能较差，用纯铝包覆可以得到有效保护；焊接时易发生裂纹，一般采用特殊工艺进行焊接，也可以进行铆接，本文中使用搅拌摩擦焊焊接。2024铝合金现已成为航空领域中使用最广泛的变形铝合金之一。通常情况下，2024铝合金在航空部件中常使用的热处理状态是T42(固溶十自然时效)状态，如波音、空客等航空产品上所使用的2024铝合金的状态均为T42状态，就2024铝合金而言，T42状态热处理已是一种较为稳定和成熟的工艺。本课题使用的2024铝合金的热处理状态为T3，即固溶处理后进行冷加工，再经自然时效至基本稳定状态。其化学成分及力学性能分别见表2．1与表2．2。母材原始厚度为2．6mm，经过化洗后板厚约为2．4mm，化学洗涤后的性能见表2．3。试件最终尺寸为：400×100×2．4mm(6对)。表2．12024的化学成分(∞)①仅在供需双方商定时，对挤压和锻造产品限定Ti+Zr含量不大于0．20％ 镕=$实验材#&试验Ⅲ4表2—32(124化学洗撩后的力学性能2．2试验设备及参数本实验所使用的试件由北京赛福斯特公司提供。选用的试件均表面成型良好，经过x—Ray探伤后，无明显缺陷。搅拌头形状如图2．I，尺寸如下：轴肩：10mm；搅拌针长度：2ram；搅拌针直径：4ram。焊接参数如下：焊接速度：I80mm／min；转速：500r／mj“；搅拌头倾角：250。图2．I搅拌头形形貌罔 第二章实验材料及试验原理2．3自然时效本文考察自然时效对搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响，即只考虑在室温放置时间对其的影响。每个周期都做金相、硬度、拉伸试验、弯曲试验。弯曲试验试件的状态分别为焊态、最后一个自然时效周期。每个周期所需试样个数如表2—4。表2_4自然时效试样个数2．4人工时效本文选用两种人工时效规范：①185℃／loh：(虿)45。C／12h。时效加热炉型号为：SRJX．8一13高温箱式电阻炉。这两种规范是在工程上对2024基体的规范，本文考察这两种规范是否适合2024．T3的搅拌摩擦焊接头，并与自然时效对比。每种规范都做金相、硬度、拉伸、弯曲试验。每种规范所需试样个数如表2．5。表2．5人工时效试样个数2．5金相试验金相试样的制备包括取样一磨制一抛光一浸蚀等几个步骤。其中取样位置如图2．2所示，试件首尾各去掉100mm。金相试样大小如图2．3所示。磨制过程中，采用砂纸240、400、600、800、1000、1500、2000依次逐步讲试样磨平。抛光过 第二章实验材料及试验原理程采用机械抛光，抛光膏使用W1．5的金刚石研磨膏。腐蚀液使用Keller试剂，其成分为：HFlml，HCi1．5ml，HN032．5ml，n2095％。最后使用光学显微镜(OLYMPUSGX51)观察组织。2．6硬度试验图2．2试样截取位置示意图一图2—3金相试样示意图金属材料抵抗硬的物体压陷表面的能力，称为硬度。它是评定材料性能的一个重要指标。本实验采用手动小负荷维氏硬度计，型号为：HVA-10A，载荷为3Kg，加载时间Y915s。硬度点选取位置如图2—407直线，间距为0．7mm。14 第二章寞验材#及试＆&4⋯。。小≤墨■：。。．。1■匹高_■B一～‘口=鬈喾“⋯“”“”6uz。nel⋯I27室温拉伸试验图2-4硬度点所在位置示意图常温拉伸试样的选取与加工参照国标GB2649--89焊接接头机械性能试验取样方法，其拉伸试样如图2—5。按照国标GB2561．88焊接接头拉伸试验方法进行试验。试验所用机器为CSS--44100电子万能实验机。28塑性弯曲试验圈2—5室温拉伸试样示意图本文中弯曲试验只是辅助试验，考察背部未焊透、微裂纹对接头性能的影响，是否干扰了时效处理对接头的影响作用。试验方法及参照GBT228—2002金属材料拉伸试验方法与GB2653—89焊接接头弯曲及压扁试验．其弯曲试样如图2—6。A珊菖】～呦■口 第二章实验材料及试验原理2．9X射线衍射图2．6弯曲试样示意图物相定性分析的任务是鉴别待测样由那些物相所组成。其原理如下，每种结晶物质，都有其特定的结构参数，包括点阵类型、晶胞大小、单胞中原子(离子或分子)的数目及其位置等等，而这些参数在X射线衍射花样上均有反映。尽管物质的种类有千千万万，但却难以找到两种衍射花样完全相同的物质。多晶体衍射线条的数目、位置及其强度，就像人的指纹一样，是每种物质的特征，因而可以成为鉴别物相的标志。如果几种物相混合摄照，则所得衍射线条将是各个单独物相衍射结果的简单叠加。根据这一原理，就有可能从混合物的衍射花样中将各个物相一个一个地寻找出来。物相鉴定的一般程序如下：(1)从前反射N(20<900)中选取强度最大的三根线，并使其d值按强度递减的次序排列，有将其余线条之d值按强度递减顺序排列于三强线之后；(2)在数字索引中找到对应的d1(最强线的面间距)组；(3)按次强线的面间距d2找到接近的几列；(4)检查这几列数据中的第三个d值是否与待测样的数据对应，如果某一或几列符合，再查看第四根线、第五根线等等，一直到对八强线数据进行过对照为止，最后从中找到最可能的物相与卡片号；(5)从档案中抽出卡片，将所得d及I／11根卡片上的数据详细对照，如果完全符合，物相鉴定即告完成一¨。16 第三章时效处理的基本原理3．1引言第三章铝合金时效处理的基本原理铝合金的一个重要特点是时效强化，特别是自然时效，总是伴随其整个服役过程。在工程应用上，为了缩短加工周期，人工时效逐渐代替自然时效，而且考虑到节能时效温度也逐渐降低。铝合金热处理后可以得到过饱和的铝基固溶体。这种过饱和铝基固溶体在室温或加热到某一温度时，其强度和硬度随时间和延长而增高，但塑性降低。这个过程就称时效。时效过程中使合金的强度、硬度增高的现象称为时效强化或时效硬化。时效在常温下发生，称自然时效，在高于室温的某一温度范围(如100,----200℃)内发生，称人工时效。而人工时效又可以分为以下几类：1)单级时效，铝合金淬火后直接在一定的温度条件下进行定时保温处理，使沉淀相析出，形成GP区和过渡相；2)双级时效，是指淬火后在不同温度条件下进行两次时效，第一次时效为低温时效(预时效)的核处理阶段，形成高密度的GP区，在高温时效温度下GP区会优先成核再转化为过渡相；第二次时效是高温时效的稳定化阶段，在晶内形成均匀分布的盘状相组织，在亚晶界形成尺寸较大的过渡相组织和晶界上形成粗大稳定相组织；3)多级时效处理，典型的是RRA处理，即回归再时效工艺，分为三个阶段，第一阶段是淬火后先进行一次T6状态时效处理，在晶粒内部形成弥散的过渡相组织，同时沿晶界形成较大的链状稳定相组织；第二阶段是在高于T6态处理温度进行短时加热(回归处理)并淬火，此时晶粒内部过渡相组织分解，晶界稳定相组织合并聚集，呈不连续分布；第三阶段再进行T6态时效处理，晶内重新析出细小弥散的过渡相组织，晶界保持不连续的稳定相组织。RRA处理可以使合金具有较高的强度及较好的抗应力腐蚀和抗剥落腐蚀能力m1。3．2铝合金时效强化原理铝合金的时效硬化是一个相当复杂的过程，它不仅决定于合金的组成、时效工艺，还取决于合金在生产过程中缩造成的缺陷，特别是空位、位错的数量和分17 第三章时效处理的基本原理布等。目前普遍认为时效硬化是溶质原子偏聚形成硬化区的结果。铝合金在淬火加热时，合金中形成了空位，在淬火时，由于冷却快，这些空位来不及移出，便被“固定”在晶体内。这些在过饱和固溶体内的空位大多与溶质原子结合在一起。由于过饱和固溶体处于不稳定状态，必然向平衡状态转变，空位的存在，加速了溶质原子的扩散速度，因而加速了溶质原子的偏聚。硬化区的大小和数量取决于淬火温度与淬火冷却速度。淬火温度越高，空位浓度越大，硬化区的数量也就越多，硬化区的尺寸减小。淬火冷却速度越大，固溶体内所固定的空位越多，有利于增加硬化区的数量，减小硬化区的尺寸。沉淀硬化合金系的一个基本特征是随温度而变化的平衡固溶度，即随温度增加固溶度增加，大多数可热处理强化的的铝合金都符合这一条件。总之，时效强化的实质是从过饱和固溶体中析出许多非常细小的沉淀物颗粒(一般是金属化合物，也可能是过饱和固溶体中的溶质原子在许多微小地区聚集)，形成一些体积很小的溶质原子富集区。3．3铝合金时效强化机制金属强化取决于位错与脱溶相质点间的相互作用。当运动位错遇到脱溶质点时，可能在质点周围生成位错环或以切过质点的方式通过脱溶质点的阻碍。1．在质点周围生成位错环机制图3。l表示在质点周围生成位错环的基本过程。一根位错线在遇到坚硬的脱溶微粒不能通过而又无法切过时，受阻呈弓形。当施加的切应力增加，位错线进一步弯曲，达到一定程度后，弯曲的位错线会在一些点(如图3．1t2时A和B点)相遇。因为这些点(A、B)位错方向相反，他们相遇时就会湮灭，使主要的位错段与环形区分离，呈t3所示情况；最后达“时，位错通过质点，在质点周围留下一个位错环。此机制是1948年奥罗万(EOrowan)提出的，因而称为欧罗万机制148捌l。毒蚕要每矗窜rEf2，l屯图3．1一位错与一排脱溶相质点间相互作用示意图H81 第三章时效处理的基本原理位错线具有线张力。根据位错理论，要使具有线张力T的位错线弯成曲率半径为R的曲线，需要施加切应力△艄素(3。1)b为该位错的柏氏矢量。说明。切应力与位错线弯曲曲率半径成反比。位错线因受脱落质点钉扎而弓出时，最小的曲率半径相当于质点间距的一半，即‰小=d／2。此时位错在两质点间形成半径为d／2的半圆，所需切应力为最大，也就是‰2去2吾p2，△礓大就是位错绕过质点所需的临界应力。根据位错理论，位错线张力的表达式为扛堡4n'Kh昙(3-3)矗、’式中，R为位错线曲率半径；ro为位错中心区半径；G为剪切模量；K为系数：螺形位错，K=I，刃形位错，K=l-v，v为波桑系数。故一丽1尹Gb㈡p4，2刀Kd【2圪J、又若质点间距为d=(势(3-5，所以拓高杀_GbfI／2h旦2to≈矿r‘1(3-6)(3．6)式说明，按欧罗万机制，位错绕过脱溶质点时所需增加的切应力(即强化值)与质点的体积分数及质点半径有关。体积分数愈大，强化值愈大；当体积分数一定时，强化值与脱溶质点半径成反比，质点愈小，强化值愈大。2．脱溶质点被位错切割机制当脱溶质点可能被位错运动所割裂时，一根运动的位错线就会使脱溶质点通过滑移面发生一个b矢量的位移，如图3-2所示。可把这种位错一质点作用分为两种类型：若位错一质点作用距离较10b短，称为短程作用；当作用距离大于19 第三章时效处理的基本原理10b贝JJflq长程作用I档侧。图3-2质点被位错运动所切割H81(1)短程作用：当单位面积上有一个半径为r的球状质点时，·与无质点的滑移面比较，位错切割此单位滑移面所增加的功为△T。b，功的增量来源于两个方面：1)基体与脱溶质点间产生新界面，使界面能增加。图3-2中阴影区A即表示新增加的界面，A---2rb。若界面能为o。，则由于增加界面A导致功的增量为Arlb=么吒(3—7)设单位面积上的质点数为n。，则由于产生新界面能而增加的功的总量为△rb=nsA正=[等卜p8，所以把Ll竺卜=3b2xr万睾(3．9)l2l3万r、考虑到位错线在质点前首先会弯成弓形，用此因素校正后(3．9)式改变成掂是等∥2B·。?0仪Gb2。式中，a为位错线张力的函数。2)若脱溶相质点呈有序结构，则位错切割时质点会产生一反相畴。反相畴界能往往很大。设有序的脱溶质点半径为r，位错切割后生成面积为群的反相畴界，则为使一个质点出现反相畴界所需要增加的功为·Az'lb=7tr2死(3—11)单位面积质点数为n。时，所需增加功的总量是Arb=璩万r2％=昙厂乃(3-12)所以20一枳图．4|匿硼&e脓6』＼一 第三章时效处理的基本原理Ar=—J了J巳(3-13)^，^、考虑到位错线在质点前弯形以及有序相中超位错(位错成对)的影响，此项切应力增量呈如下形式：．把。．28禚dGb∥2(3-14)z(2)长程作用：位错的应变场与质点在基体中产生的应变场相互作用为长程作用，当一位错接近一脱溶质点时，此质点在基体中产生的应变场会阻碍此位错的用动‘船-541。这种机制的切应力增量为：掂[焉，rT(1卜啪∥2p㈣I+u)3I。、式中E为杨氏模量；T力位错线张力；v为波桑系数；￡为两相晶格错配度6的函数。当价错克服质点周围应变场后仍需切割质点时。若切割质点所需的切应力增量缸越过长程作用所造成的缸，则长程作用无重要意义；反之，则以长程作用为主。图3．3综合了两种丰主要机制的强化值，即屈服切应力增量。由奥罗万机制所产生的屈服切应力增量缸与质点半径的关系用A线表示。原则上，在达质^半径图3．3强化增量与质点半径关系图Hg】到临界切应力就是强化的上限。质点被伯错切割机制导致的强化增量如曲线B所示。位错在质点周围成环只是公值错无法切过质点时才有可能，因此，质点半径由零看开始增加时，屈服应力增量会循B曲线增大直至与A线相交为止，此后位错在质点周围成环较切割质点易于进行，因此，在质点半径继续增大时屈服应力增量不断减小，说明强化作用在质点粗化时降低。可知，合金在时效过程小强度变化的特征如下：开始阶段的脱溶相(GP区或某种过渡相)与基体共格、尺寸很小，因而位错可以切过。此时的屈服切2l 第三章时效处理的基本原理应力增量取决于切割脱溶相所需的应力。继续时效时，脱溶相体积分数(f)及尺寸(r)均增加，切割它们所需应力加大，使强化值增加，经过一段时间后，f会达到一定值，脱溶相将按奥斯特华德熟化过程规律增大尺寸，使合金进一步强化。最后，脱溶相质点逐渐向半共格质点(过渡相或平衡相)转变，尺寸也不断加大，一旦达到一定尺寸时，位错在质点周围成环所需应力会小于切割质点的应力。奥罗万机制开始发生作用，这时合金强度随着脱溶相质点尺寸经一步增大而降低。但应注意，在奥罗万机制起作用时，由于每一位错线通过质点后将留下一个位错环、使质点周围位错密度增加，这就相当于质点有效尺寸不断增大，质点间距不断减小，因而使加工硬化系数加大。在实际工作中，要得到高强度合金首先希望获得体积含量大的脱溶相。因为一般情况下，如果其他条件相同，脱溶相的体积分数(f)愈大，则强度愈高。f值大的合金要求高温下固溶度大，通常可由相图来确定获得高固溶度的成分从工艺。此外，利用马氏体型相变也可得到局高浓度过饱和固溶体。还有直接将液态合众淬火，使一些固溶度极小的共晶型合金也能获得溶质原子高度分散的过饱和固溶体。影响强化的第二个因素是第二相质点的弥散度。一般来说，平衡脱溶相与基体不共格，界面能比较高，形核的临界尺寸大，晶粒长大的驱动力也大，不易获得高度弥散的质点。因此，生成GP区以及共格和部分共格的过渡相也可使台金得到高的强度。通常为使合金有效强化，脱溶相间的间距应小于liana。影响强化的另一个因素是脱溶相质点本身对位错的阻力，大的错配度引起大的应变场，对强化有利：界面能或反相畴界能高，也对强化有利。这些都是发展时效强化合金所需考虑的因素。3．4影响时效过程的因素3．4．1从淬火到人工时效之间停留时间的影响研究发现，某些铝合金如Al—Mg—Si系合金在室温停留后再进行人工时效，合金的强度指标达不到最大值，而塑性有所上升。如ZLl01铸造铝合金，淬火后在室温下停留一天后再进行人工时效，强度极限较淬火后立即时效的要低10---20MPa，但塑性要比立刻进行时效的铝合金有所提高。3．4．2合金化学成分的影响一种合金能否通过时效强化，首先取决于组成合金的元素能否溶解于固溶 第三章时效处理的基本原理体以及固溶度随温度变化的程度。如硅、锰在铝中的固溶度比较小，且随温度变化不大，而镁、锌虽然在铝基固溶体中有较大的固溶度，但它们与铝形成的化合物的结构与基体差异不大，强化效果甚微。因此，二元铝一硅、铝一锰、铝一镁、铝一锌通常都不采用时效强化处理。而有些二元合金，如铝一铜合金，及三元合金或多元合金，如铝一镁一硅、铝一铜一镁一硅合金等，它们在热处理过程中有溶解度和固态相变，则可通过热处理进行强化。若按照获得最大强化的规程进行淬火时效，N--元合金硬度增量与合金元素含量关系如图3．4qbAmnp线所示郴一1。浓度低于C1的合金不能时效。在其他条件相同时，合金C3可能得到较合金C2更高浓度的过饱和固溶度，因而脱溶相密可能更大，这就是mn段硬度增量升高的原因。循此规律，C5合金应有最大时效效果，但实际上要得到C5浓度的过饱和固溶体需从共晶温度淬火，从工艺上讲会发生过烧而不可能实现。所以，接近极限故固溶度的C4合金在时效后获得最大强化值。浓度超过极限固溶度(C6、C7)的合金，在统一温度下淬火并在同一温度时效后，强化增量降低。t裔B4图3-4时效后硬度可能的最大增量与二元系合金成分关系AH为时效后及淬火后合金硬度值差[4813．4．3合金的固溶处理工艺影响为获得良好的时效强化效果，在不发生过热、过烧及晶粒长大的条件下，淬火加热温度高些，保温时间长些，有利于获得最大过饱和度的均匀固溶体， 第三章时效处理的基本原理并在某些情况下提高硬度峰值。其原因有一下几点：(1)随固溶处理温度升高，空位数量增加，淬火后就能保留更高的过饱和空位浓度，加速扩散过程，促进过饱和固溶体分解；．(2)固溶处理温度愈高，强化相在固溶体中溶解愈彻底，因而淬火后固溶体过饱和度愈大，使随后时效脱溶加速，并使合金得到更大的硬度和强度；(3)提高固溶处理温度还可以使合金成分变得更均匀，晶粒变粗，晶界面积减小，有利于时效时普遍脱溶。固溶处理的冷却速率对时效的影响也很大。不同合金过饱和固溶体稳定性不同，因而抑制冷却过程中固溶体分解所要求的临界冷却速率也不同。淬火冷却速度愈快，时效后硬度也愈高。3．4．4时效温度和时间的影响在不同温度时效时，析出相的临界晶核大小、数量、成分以及聚集长大的速度不同。当时效温度过高时，扩散易进行，过饱和固溶体中析出相的临界晶核尺寸大，时效后强度、硬度偏低，即产生过时效，即随着时效时间的增加，合金的抗拉强度、屈服强度、硬度将达到最大值后开始下降(如图3．5中T2与T3曲线)。若温度相当低，由于扩散困难，GP区不易形成，合金因共格脱溶相密度增大并长大变粗而不断强化。但这过程及相应的强化达一定程度后就基本停止发展(如图3-5中Tl曲线)。在相同时效条件下，时效后强度性质与时效温度关系如图3-6所示。时效温度升高，强度逐渐升高，达到一极大值后右降低。当时效温度足够高时，有些合金的强度可低于新淬火的状态，这种强烈的过时效是由于脱溶相明显聚集，以及基体中合金元素浓度大大降低所造成的。除强度性iI多4,，伸长率在时效强化阶段明显降低，在过时效时改变不大，略有降低或升高。时效时问一图1-4在不同温度(TIZ笆警1】孓1墨掣髫时赣什t问，d(a)时教Ⅳt'阿／d(b)图l一7Al-Cu合金130。C(a)及190"C(b)时效时硬度与时效时间和脱溶相结构的关系[48】 第三章时效处理的基本原理3．6时效规程的选择最主要的时效工艺是等温时效或单级时效，即选择一定温度保持一定时间，以达到所要求的性能。这种工艺简单易行，但有时不能得到均匀的显微组织，因而材料的综合性能也不十分理想。为进一步改善材料的性能，某些合金采用分级时效工艺，就是某一温度时效一定时间后，再提高(或降低)时效温度，完成整个时效过程。(1)等温时效等温时效分自然时效及人工时效两类。在室温，大多数时效型合金的时效过程不能进行，或进行极为缓慢，因此只能采用人上时效。只有热处理强化的变形铝合金才能明显的自然强化效应。扎哈洛夫通过大量实验发现合金达最大硬度及强度值的人工时效温度与合金熔化温度间存在着一定关系，即蜀≈o．5～o．6珞(5-1)此式曾在各种铝、镁、铜及镍基合金中证明了其正确性。淬火后稳定性小的材料，如变形状态，特别是淬火还进行一定变形的材料，采用下限温度；稳定性大，扩散过程缓慢的材料，如铸态零件及耐热合金等，采用上限温度。(2)分级时效分级时效第一阶段温度一般较第二阶段低，即先低温后高温、低温阶段合金过饱和度大，脱溶相晶核尺寸小而弥散，这些弥散的脱溶相可作为进一步脱溶的核心。高温阶段的目的是达到必要的脱溶程度以从获得尺寸较为理想的脱溶相。与高温一次时效相比较．分级时效使脱溶相密度更高．分级更均匀，合金有较好的抗拉、抗疲劳、抗断裂以及抗应力腐蚀等综合性能【511。3．72024时效后的组织及性能2024铝合金脱溶相为e相(CuAl2)及S相(A12CuMg)，其脱溶序列为14&541：0【过饱和一GP区_÷a+S”+O”_时S’+07_时S+0其中Q指合金中的基体金属Al原子晶体。GP区IjPGuinier．Preston区，是溶质原子沿基体的一定晶面富集，而形成的偏聚区GP区与母相共格，往往呈薄片状。2024合金自然时效是以生成偏聚区和GP区为主，而偏聚区和GP区的质点是28 第三章时效处理的基本原理很不稳定的，当材料受热时，原子发生扩散，结果使偏聚区和GP区消失，使材料的常温力学性能恢复到接近于新淬火状态。因此自然时效的材料在高温下是不稳定的，只能在室温下使用。时效温度升至150℃以上，GP区的直径急剧长大，而且Cu，AI，Mg原子逐形成正方有序化结构，一般称为S”和0”相(或GP(II)区)。S”和0”过渡相与基完共格，且在过渡相附近造成一个弹性共格应变场，或晶格畸变区，从而阻碍位错动，使合金的硬度、强度，尤其是屈服强度明显增加。继续增加时效时间或提高时效温度，过渡相逐渐转变为S’和0’相。180℃一200℃以S’和07过渡相为主，且过渡相与基体间的界面上存在位错环，形成半共格，从而减少晶格畸变，使合金硬度和强度下降，开始进入过时效阶段。S’和07相是一种独立的新相，S’和0’是脱溶中期的产物，它要比GP区稳得多。由于S’和0’两相是在高温下形成的，因此，人工时效状态材料的耐热性能好，材料在150℃温度下可以长期使用。29 第四章时效处理对2024．T3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响第四章时效处理对2024．T3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响4．1自然时效对2024．T3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响4．1．1自然时效对FSW接头组织的影响自然时效是合金在室温放置过程中，发生时效强化的过程。搅拌摩擦焊接头金属虽然未达到熔融状态，但是在搅拌头的机械搅拌和高温(大约0．8Tin)作用，母材中的析出相发生了溶解，得到了过饱和固溶体，在室温放置，过饱和固溶体将会分解，从而影响接头的性能。铝合金搅拌摩擦焊接头可分为不同区域(如图4．1)，即母材区(BaseMetal，BM，图中e位置)、焊核区(WeldNugget，图中a位置)、机械热影响区(ThermalMechanicalAffectedZone，TMAZ图中b、C位置)和热影响区(HeatAffectedZone，HAZ，图中d位置)。一般来说，搅拌摩擦焊接头的微观组织沿焊缝横截面方向，焊核区的晶粒最小，热机影响区的晶粒其次，热影响区的晶粒最大，基本和母材相当，并且有发生回复的迹象。在焊核区，Biallas[65】等人指出搅拌摩擦焊焊核中心存在类似“洋葱环”的组织，并且这种组织是由于搅拌针带动焊缝中心处于高温塑性状态的金属相对较低的焊缝边壁接触所形成的层状组织，而层间距与搅拌头转速和焊速有关。但由于腐蚀与拍摄效果不好，未能从图4．1中观察到“洋葱环”的组织特征。从图4一l(a)、图4．2(a)、图4．3(a)、图4．4(a)、图4．5(a)可以看出焊核区最典型的特征是它由一系列细小的等轴再结晶颗粒相组成。焊核是焊接工具直接搅拌的区域，材料在焊接工具的“搅拌(stirred)"下发生了强烈的塑性变形。在搅拌摩擦焊接过程中，焊接工具轴肩下方的被焊材料加热到产生塑性变形或塑性流动的温度，而搅拌头前方的材料在搅拌头的进给运动下被挤压，在搅拌头的旋转运动下被剪切，使焊核的温度超过了硬的沉淀强化相的溶解温度，但低于铝合金的熔化温度，即焊核温度约为合金熔点的0．8TM，从而实现了晶粒在搅拌摩擦焊接过程中重结晶和沉淀强化相的再分配，最终得到了细小的等轴晶粒结构[66-67J。在焊核与母材之间存在一过渡区，细小的等轴晶粒突然过渡到粗大晶粒状态，并且在搅拌头两侧的过渡线并不对称，这个区域就是热机影响区(参看图30 第四i时敲*mW2024-T3搅拌摩擦*接头组织&性能的％响3-l(”、(c))，它是靠近搅拌探头边缘外侧的焊缝组织出现的相对粗大的再结晶晶粒结构。这部分组织的形成是由于受到热和塑性变形的双重影响．是搅拌头的搅拌作用不充分导致晶粒迅速长大。在微观表征上，呈条状的母材被高度扭曲，形成一种高度变性的弧形条状汇合于焊核16”。研究表明，该区域的温度仪次于焊核，但未发生类似于焊核的再结晶过程。图4一】(0、图4．2(c)、图43(c)、图4．4(c)、图4-5(c)是前进侧热机影响区，焊核与母材的分界线明显．这是由于搅拌针对该区域金属主要为热剪切作用。该处材料在搅拌头旋转力和前进力的双重作用下，相对于母材发生较大的晶粒变形，因此母材和焊缝之同分界线较明显。图4．1CO)、图4_2(b)、图4—30)、图4_4(b)、图4—5(b)是后退侧热机影响区，由图可看出焊核与母材的分界线不明显，焊接中不但分布了与前进侧焊核相近尺寸的晶粒还有一些与母材晶粒大小相当的晶粒。由于该侧金属不但受到搅拌头的挤压、摩擦作用，还受到旋转面前方金属的挤压作用，因此该侧金属的相对变形较小，熟塑金属过渡较为均匀，母材与焊缝的分界线较模糊脚】。紧挨着热机影响区的是热影响区，如图4．1(d)、图4-2(d)、图4—3(d)、图4_4(d)、图4-5(d)的位置，从图中可咀看出，此区域的组织形态与母材(如图3-1(e))相近，只是在焊接过程中随着温度升高，晶粒有长大趋势。对比图4-l、图4．2、图4．3、图4．4、图4-5中相同区域的金相组织。可以看出各个时效周期的光学显微组织朱发生变化。焊核区，都是再结晶等轴晶粒，晶粒明显细化；热机影响区出现了晶粒粗化现象，由母材的细纤维组织变形为具有一定弧度的弯曲粗纤维组织；热影响区组织与母材相似，但热影响区的晶粒较母材的粗大。虽然，在实验过程中使用的观察手段，未能明显的观察到接头金相组织的变化，但是依照理论，接头的各个区域存在GP区与偏聚区的形成和分解。图4-I2024-T3搅拌摩擦焊接头宏观组织(10x) 第日章时敲*目对2024-T]搅拌摩擦焊接头组织＆性能的g响隧b)后退删热机影响区c)前进侧热帆影响区d)燕影响区(e)母材图40第一自然时效周期(7天)的金相组织 第目章目m*Ⅱ目2024·T3搅##捧焊接头目目丑#＆∞影自(a)焊棱中心(b)后退侧热机影响匡 第四章目#＆理对2024·T3搅拌摩撺4《头组织&性能的E响(砷后退侧热机影响区(d)热影响区图}5第四自然实敬周期(28天)的金相组纸 第口i目m*目对2024-T3搅拌摩擦*接曼组织＆性能的Ⅳ响a)焊榜圉翟霪1慧鳓蘩霾骥一专鲻绷满(c)前进侧热机影响区(d)热影区图4-5第五自然实效周期(35天)的金相组织4．1．2自然时效对FSW接头硬度的影响图4-6是2024-T3搅拌摩擦焊接头各个自然时效周期的硬度分布曲线。从图中可知，各个时效周期的硬度分布趋势基本一样。焊缝的硬度高于热机影响区，低于母材，两端热机影响区的硬度值相差不大且低于焊缝，最高硬度出现在两侧的热影响区，而且随着时间的增加，各区的硬度值都在降低。第一时效周期焊缝硬度变化较大，最大值为125HV，是小为107HV，平均值为l16HV；第二时效周期也有变动，但变化不大，最大值为125HV，最小值为113HV，平均值为I19HV，略比第一时效周期的高；从第三时效周期开始焊缝的硬度趋于稳定，硬度值为IIS±2HV；第四与第三周期的焊缝硬度分布趋势基本一致，硬度值为115±2HV，这种趋势和抗拉强度的变化一致：但第五周期的硬度值为 第四章时效处理对2024-T3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响107士2HV，较第三、四周期低大约5～10HV左右，这可能是仪器误差，或者可能操作失误引起的，也可能是一种硬度变化趋势，其原因有待研究。至于第一、二周期焊缝硬度变化较大的原因，可能是析出物的分布不均匀与不稳定造成的，形成的偏聚区和GP区随着时间的变化逐渐扩散分解或者转变为S和0，性能随之趋于稳定。从图中还可以看出，经过自然时效后，热机影响区、热影响区的硬度都最终都降低，在第五时效周期时，热机影响区的硬度值基本与焊缝一样。▲7days一14days七一64’2O2468Distancetmm)图4-6自然时效确12024搅拌摩擦焊接头硬度的影响4．1．3自然时效对搅拌摩擦焊接头拉伸性能的影响21days28days35days图4．7、4．8分别为2024．T3搅拌摩擦焊接头抗拉强度、延伸率随着自然时效周期增加的变化趋势。由图4．7可知，前三个时效周期抗拉强度随着时间的增加而增加，在第三时效周期达到峰值，然后趋于稳定。由图4—8可知，延伸率一直随着时间的增加而增加，但变化范围不大，焊态下为3．73％，第一时效周围为4．12％，第五时效周期为4．34％。在焊态时接头抗拉强度仅353MPa，达到母材的69％，而延伸率仅仅为17％；经过自然时效后，接头最高抗拉强度为373MPa，达到了焊前母材的73％左右，而延伸率最高也仅为19％左右，这种结果可能是由于背部未焊透、微裂纹造成的，如图4．9、4．10。虽然进行试验之前，试样都经过X—Rad探伤，但不能检测出背部未焊透、微裂纹等缺陷，在拉伸试验中，这些缺陷就成为开裂源，御怫懈瑚饼馏m伽∞鼢粥一>工葛∞mc琶嚣工 第四章时效处理对2024．T3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响最终造成焊缝的抗拉强度下降，延伸率下降。湖-50510152025303540Naturalageingtime(day)图4．7自然时效2024对搅拌摩擦焊接头拉伸性能的影响4134％0510152025303540Naturalageingtime(day)图4-8自然时效对2024搅拌摩擦焊接头延伸率的影响37∞弱幻蕈堇差|堇蛳一∞乱蓬一Db鼢毫苎1，4一零一◇ 第日章目*ngW2024一T3##镕擦焊接头蛆织＆性啦∞影目闺49接头背部来焊透缺骼陆。。。；。。。。．：釜：翼辘——型毒l一圈4-10接头背部徽裂纹缺陷4．2人工时效对2024搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响4．21人工时效FSW接头组织的影响图4一11与4-12分别是时效规范I80"0／10h、45"C／12h的金相组织。从二者的宏观图E仍然未在焊核中心找到类似“洋葱环”的组织，这也是可能由于腐蚀与拍摄效果不好。从图4-11(曲、图4-12(a)、可以看出焊核区最典型的特征是它由一系列细小的等轴再结晶颗粒相组成。以现有的观察手段，二者的金相组织未能看出明显区别，但是依据理论，180"C--200℃时效时析出相以s哪07过渡相为主；温度低I50"O时效时主要形成GP区与偏聚区，但随着时间的增加，最终形成S和0相。在焊核与母材之间存在一过渡区，即热机影响区，前进侧与后退侧两边的热机影响区不对称。圈4-11(b)、图4-12(b)是前进倒热机影响区，焊核与母材的分界线明显，图4-I1(c)、图4．12(c)是后退侧热机影响区，由图可看扭埠核与母材的分界线不明显。图4-11(d)、圈4—12(d)是接头热影响区，从图中可以看出，时效规范为180"C／10h比45"Oil2h的晶粒尺寸大一些，这是由于时散前接头热影响区的组织就有粗化倾向，所阻在180℃时效时，加剧了这种粗化趋势。 第¨章时散n4对2024．T3搅拌《#焊接头m‰及性能的影响震0)前进例热机影响区(d)热影响区图4-11时效规范为180℃／10h的金相组织蒸麟 镕口i时效处4对2024-T3搅拌l擦焊接韭目织敷性能的髟目鏊蒸辫一‘⋯二t。3j锰．(b)前进侧热机影响区(d)热影响区圈4-12时敢规范为45"C／12h的金相组织4．22人工时效对FSW接头硬度的影响从图4-13可以观察到，经过180"C／10h的时效后，接头硬度分布没有规律可循。焊缝的硬度波动较大．最低硬度值为10IHV，最高值为115HV，平均值为108HV：|前进侧和后退侧熟机的硬度高于焊缝，低于母材：硬度最高点仍然出现在热影响区．硬度值为132HV。经过45'C／12h的时效后，接头的硬度分布趋势与自然时效的基本一致，只是各个区域的硬度都比自然时效的高。焊缝的 第四章时效处理对2024．T3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响硬度分布波动也很大，最大硬度值为136HV，最小的为115HV，平均值为约为126HV；前进侧热机影响区的硬度高于后退侧的，前进侧热机影响区最低硬度值为115HV，后退侧的为109HV：硬度最高点也是出现在热影响区，最高硬度达到159HV。·naturalageing(35days)▲artificialageln9{45℃n2砩毒占．4．2o2468Distance(mm)185℃／．10h)图4一13不同时效规范2024搅拌摩擦焊接头硬度的影响4．2．3人工时效对FSW接头拉伸性能的影响由图4．14知，经过180℃／10h时效的接头抗拉强度为358MPa，达到了焊前母材的70％；时效规范45"C／12h的为353MPa，到达了焊前母材的69％。由图4—15知，时效规范为180℃／10h下的延伸率为4．15％，是焊前母材的19％；时效规范45℃／12h下为4．13％，是焊前母材的18％。从拉伸试验结果看，两种时效工艺的接头性能无明显变化，而且接头断裂位置都在焊缝中心。至于延伸率低的原因，也可能是背部未焊透、背部微裂纹的原因，如图4．16，4．17。4l饼佛懈御仲懈饼m雠∞静∞一>Z)s协mcpJ田z 第目章时m*4对2024-T3搅拌摩捧焊接头组织&性能的影响自#*m篇^1∞℃Hm45℃112h4H图4-14不同时效规范对2024搅掉摩擦焊接头的抗拉强度●网●4#自％目*35元'∞℃110('145℃，1盈圉4-15不周时效规范2024搅拌摩擦焊接头的延伸辜蚴徭蛳{暑啪。富t=一口b 第四章时菇*理目2024-T3搅拌■*焊接弘m目＆＆能白寸髟自砌日^K1鲨。二-一一-■■翻圈4一16接头背部未焊透缺陷圈舢】7接头背部微裂纹缺陷4．3自然时效与人工时效的对比综上，2024搅拌摩擦焊接头在焊后焊核区的组织为细小的等轴晶粒，热机影响区的晶粒其次，热影响区的晶粒最大，基本和母材相当。在经过自然、人工时效后，焊核仍为细小的低等轴晶，180℃，IOh比45℃，12h、自然时效下的热机影响区与热影响区的晶粒粗大一些。由图4-13可知，经过45℃门2h时效后焊缝的硬度的最大且波动也最大．经过180"C／IOh时效的次之，经过35天自然时效后的波动最小。出现这种情况，是由于焊缝析出相水同或者含量不同造成的。图4．17，4-】8．4-19分别是自然时效35天、45℃，12h、】80"C110h的焊缝的XRD物相衍射图。从图中可以看出．45"C／12h的析出物(AIaCuMg)最多占总面积的73％，自然时效35天与180℃门0h相差不大，前者的为5．3％，后者的为5．8％。又A1．Cu-Mg合金系强化相0(CuAI：)、e(M92A13)、S(CuMgAl2)、T(CuM勘A16)中的S相强化作用最激烈””，这就导致45"C／12h的焊缝的硬度最高，其它两者硬度平均值相等。波动较大可能是由于s相的不均匀析出造成的。由圈4一14、4—15可知，经过35天自然时效后的接头抗拉强度要高于人工时效的，而两种人工时效规范下的基本没有差别，但是延伸率三者基本没有差别．都比较低，不到焊前母材的20％，这可能是背部未焊透、微裂纹引起的。背部未焊透是接头的薄弱环节，在拉应力作用下，未焊透将会引发裂纹：而微裂纹在拉应力作用下将继续扩展，导致接头断裂，从而影响接头的抗拉强度与延伸率。从图4—2¨4．23中可以看出，接头由于缺陷的影响，都从焊缝中心断裂。从弯曲试验结果来看，如图4．24q-27，接头在较小的弯曲角度背部就开裂，焊 第四章时效处理对2024．T3搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响态下10。左右开裂，第五时效周期25。左右，45。C／10h与180。C／10h基本一样，大约20。左右。虽然在各种状态下，开裂角度较小，但是经过时效的都比焊态下的角度大，这也证明尽管缺陷对接头的性能产生了很大影响，但是剔除此种影图4．17自然时效35天的焊缝的x射线衍射图图4．18时效规范为45℃／12h的焊缝的X射线衍射图 ％口$时教*理目2024-T3搅拌摩蝽焊接头m织＆性能的髟自j}flJI⋯-t||m||『1lIJif㈩f；㈣划。，iL^。“训‰h；舢。．。joUU‘。一J。—1r————1r—————r———；=F——一—r—————i—————TJ图4-19时效规范为]80"C／10h的焊缝的X射线衍射图国潮圈4-20焊态下的拉伸断裂位置图4-2145"C／12h的拉伸断裂位置霜嗣圈4—22第五自然周期拉伸断裂位置 第四章时#女理对2024-T3搅#摩擦焊接头自绠厦性能的髟自圈4-2645"C／12h的弯曲试样 第目章时敢m理W2024-T3搅#摩攘焊接头g织厦性能的髟自舞霾图4-27180T?／10h的弯曲试样 第五章全文总结本文研究了不同时效制度一自然时效、180℃／10h、45℃／12h，对2024一T3的搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响，利用金相、硬度、拉伸、弯曲等手段对接头进行了分析讨论，综合全文，可以得到如下结论：1．金相试验表明，在现有观察条件下，自然时效各个周期的焊核组织基本不变，都为细小的等轴晶粒；两边热机影响区不对称，前进侧热机影响区与母材的分界线明显，后退侧的模糊，微观特征是呈条状的母材被高度扭曲，形成一种高度变性的弧形条状汇合于焊核；热影响区的组织特征基本上与母材的一致，只不过在焊接过程中受热的作用，晶粒有长大的趋势。180℃／10h与45℃／12h的焊核区组织与自然时效的一样，180。C／10h的热影响区、热机影响区的晶粒比45"12／12h和自然时效的粗大一些。但是经过XRD物相分析，三种时效制度中45℃／12h的焊缝析出的S相最多；2．硬度试验表明，自然时效状态下，接头各个时效周期的硬度分布基本一致，硬度最低点在热机影响区，焊缝的硬度高于热机影响区低于母材，而且五个周期的硬度平均值相差不大，硬度最高点出现在热影响区，而且随着时间的增加，接头各区域的硬度都降低；第一时效周期焊缝硬度的平均值为l16HV，第二周期的为119HV，第三周期的为118HV，第四的为115HV，第五周期107HV；经过180。C／10h时效的接头的硬度分布无规律，焊缝硬度波动较大，平均值为108HV；前进侧和后退侧热机的硬度高于焊缝而低子母材；硬度最高点仍然出现在热影响区，硬度值为132HV。经过45℃／12h时效的接头的硬度分布趋势与自然时效的基本一致，只是各个区域的硬度都比自然时效的高；焊缝的硬度分布波动也很大，平均值为约为126HV；前进侧热机影响区的硬度高于后退侧的，前进侧热机影响区最低硬度值为115HV，后退侧的为109HV；硬度最高点也是出现在热影响区，最高硬度达到159HV3．拉伸试验表明，经过自然时效后，搅拌摩擦焊接头最大抗拉强度ab在前三个时效周期随着时间的增加而增加，在第三时效周期达到峰值，然后趋于稳定都升高；延伸率6一直随着时间的增加而增加，但增加的趋势较缓。经过180℃／10h、45℃／12h时效的接头的6也优于焊态。焊态时接头抗拉强度仅353MPa，延伸率为3．73％：第五时效周期的ob为371MPa，6为4．34％。180℃／10h的CYb为358MPa，6为4．13％。45。C／12h的ab为353MPa，6为4．15％。三种时效制度中，自然时效优于人工时效，两种人工时效规范相差不大；49 第五章全文总结4．弯曲试验表明，由于存在背部未焊透、微裂纹等缺陷，导致弯曲试样在较小的角度小背部开裂。在拉应力的作用下这些缺陷特别容易成为起裂源，加快接头断裂速度，导致接头抗拉强度、延伸率下降。剔除缺陷对接头的影响，经过自然时效的接头弯曲性能好，两种人工时效的相差不大。焊态下在1O。左右开裂，第五时效周期250左右，45℃／10h与180。C／lOh基本一样，大约200左右。50 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