5083鋁合金攪拌摩擦焊接頭拉伸行為研究

杜勇，夏?，|，王益可，陳玉華，武鵬博

5083鋁合金攪拌摩擦焊接頭拉伸行為研究

杜勇1，夏?，|1，王益可2，陳玉華2，武鵬博3

（1.中國船級社廣州分社，廣州 510235；2.南昌航空大學，南昌 330000；3.哈爾濱焊接研究所，哈爾濱 150028）

研究5083鋁合金攪拌摩擦焊接（FSW）的組織、力學性能和拉伸應變，分析接頭的拉伸行為。采用數碼相機、光學顯微鏡、電子掃描顯微鏡等表征分析方法，對焊縫的表面宏觀成形、微觀組織、斷口形貌進行分析；利用拉伸機、三維數字動態散斑應變測量分析系統和顯微維氏硬度計對接頭的力學性能和拉伸應變進行測試。不同焊接工藝參數下FSW接頭的最低抗拉強度為305 MPa，斷后延伸率達到了14%以上；焊核區拉伸應變沿板厚方向呈現上高下低和上寬下窄的不均勻梯度分布，發生了較大程度的變形強化，直到拉伸應力達到抗拉強度。斷裂失效前300/120接頭的最大拉伸應變在晶粒粗大的母材區，500/120和500/200接頭的最大拉伸應變則位于晶粒尺寸差異較大的后退側焊核區與熱力影響區交界處。接頭拉伸斷口宏觀上均為45°剪切韌性斷裂，微觀上均以韌窩韌性斷裂為主，而高熱輸入500/120接頭出現脆性斷裂特征，其延伸率明顯降低。高熱力耦合輸入使鋁合金FSW接頭薄弱區發生轉變，強韌性降低。

5083鋁合金；攪拌摩擦焊接；微觀組織；力學性能；拉伸應變

5083鋁合金具有較高的比強度、較強的耐蝕性、較好的成形性和可焊性，屬于不可熱處理強化Al-Mg系合金，合金元素Mg固溶在鋁基體中，或與基體中的Al形成Al3Mg相，同時該合金還含有少量的Mn、Fe和Si等元素，能夠有效地提高強度和耐蝕性。因此，該合金被廣泛應用于船舶制造等行業[1-7]。

船體5083鋁合金結構件的焊接制造是不可避免的，目前，在工業應用中關于5083鋁合金的焊接方法主要有鎢極氬弧焊、熔化極惰性氣體保護焊、激光電弧復合焊接等[1,4,8]。固相焊接技術-攪拌摩擦焊接（Friction Stir Welding，FSW）的發明為鋁合金的連接帶來了革命性飛躍，與傳統熔焊相比，其焊接過程無煙塵與飛濺、不需要保護氣體、無熔化/凝固冶金缺陷且焊后殘余應力較低，特別適用于鋁合金結構件的焊接[9-15]。目前，國內外對5083鋁合金的焊接主要開展了以下研究，王家威等[16]采用ER5183鋁合金焊絲作為填充材料，對6 mm厚5083-H111鋁合金進行了MIG焊，結果表明，接頭最大抗拉強度可達307 MPa，連接效率為96%，焊縫發生完全再結晶后形成粗大等軸晶，同時Fe和Mn發生嚴重偏析，形成Al6(Fe,Mn)的低硬度區-熱影響區，發生韌性斷裂。閆德俊等[1]發現5 mm厚5083鋁合金變極性等離子焊接頭抗拉強度可達295 MPa，延伸率為10%，熔合線附近的粗大等軸晶粒以及Mg含量偏低且分布不均勻，導致該區域成為接頭薄弱部位。在不同旋轉速度和焊接速度下，6 mm厚5083-H112鋁合金FSW接頭微觀組織和拉伸性能的研究結果表明，隨著焊接速度的增大或旋轉速度的降低，焊核區的完全再結晶晶粒尺寸細化，顯微硬度和拉伸強度升高，延伸率降低[17]。110 mm厚5083鋁合金雙面FSW研究結果表明，焊縫表面無滲漏、內部無氣孔和隧道等宏觀缺陷，接頭抗拉強度可達母材的98%以上，沿板厚方向，焊縫晶粒分布均勻且有富Mg相析出，抗拉強度呈先降低后升高的V形分布趨勢，微觀斷裂機制由韌性斷裂向脆性斷裂轉變，接頭斷裂機制為韌-脆混合斷裂[10]。

目前，關于5083鋁合金FSW接頭拉伸行為的研究主要集中在拉伸性能的變化規律和斷裂機理方面[10,16,18-25]，而有關深入理解接頭拉伸行為的應變變化規律以及拉伸應變與強韌性、斷裂相關性的研究較少。本文擬采用FSW對5.2 mm厚5083-H116鋁合金熱軋板進行不同旋轉速度和焊接速度條件下的焊接試驗，研究焊接工藝參數對焊縫成形、組織和拉伸性能的影響規律，并利用三維數字動態散斑技術研究拉伸過程中的應變演變，進而分析接頭拉伸性能的變化規律。

1 試驗

試驗用材料為5.2 mm厚的5083-H116鋁合金軋制板，待焊板的尺寸為300 mm×150 mm×5.2 mm，焊接方向與軋制方向同向，焊前用機械打磨去除包鋁層，并用酒精擦拭待焊縫，將待焊板剛性固定在專用夾具上。試驗用攪拌頭的軸肩直徑為14.95 mm，攪拌針根部和端部直徑分別為6.5 mm和3.7 mm，針長為4.95 mm。焊接過程中選擇的攪拌頭旋轉速度為300 r/min和500 r/min，焊接速度為120 mm/min和200 mm/min，對應的接頭分別記為300/120、500/120和500/200；攪拌頭的旋轉方向為逆時針方向，焊接傾角為2.5°，接頭形式為對接。

在電子萬能試驗機上進行拉伸試驗，拉伸速率為1 mm/min，拉伸標距為50 mm，采用LX500激光引伸計測量試樣標距段的位移。利用三維數字動態散斑應變測量分析系統（XTDIC）測量接頭橫截面的拉伸應變，應變測量精度為0.005%，進而得到接頭橫截面拉伸應變的分布云圖。在每個狀態下測試3個平行試樣。沿焊縫橫截面板厚方向中心線進行顯微硬度測試，加載載荷為200 g，保壓時間為20 s，相鄰2個測試點的間隔為0.5 mm。

2 結果與分析

2.1 焊縫宏觀形貌

不同焊接工藝參數下5083鋁合金FSW焊縫表面宏觀形貌如圖1所示?？芍?，在不同旋轉速度和焊接速度下，5083鋁合金FSW焊縫表面成形良好，魚鱗紋呈均勻分布，在焊縫表面和攪拌頭拔出所留匙孔中均未見明顯的孔洞、溝槽等宏觀缺陷。與低旋轉速度300 r/min相比，高轉速500 r/min下形成的塑性軟化金屬較多，同時塑化金屬具有較高的線速度，在未塑化金屬和攪拌頭組成的“擠壓?！眱缺粩D出，導致焊縫表面的飛邊明顯增多，見圖1b。當焊接速度升高到200 mm/min時，“擠壓?！眱人芑饘賳挝惑w積的鍛壓力不足，過多的金屬沿軸肩與未塑化金屬的接觸面溢出，形成較大的飛邊，如圖1c所示。

2.2 焊縫微觀組織

5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數下FSW焊縫微觀組織如圖2所示。由圖2a可知，5083鋁合金母材（BM）因軋制加工而使晶粒沿變形方向被拉長，形成了板條狀組織，第二相粒子呈彌散分布。FSW后近焊縫的母材區晶粒和第二相粒子均發生了粗化和等軸化（見圖2b和圖2c）。焊核區（WNZ）經歷了最高溫度的熱循環和最劇烈的攪拌頭機械攪拌作用，發生了完全再結晶，形成了細小的等軸再結晶晶粒，見圖2d、圖2e和圖2f，高熱輸入500/120焊縫WNZ塑化材料經歷了較高溫度和較長時間的熱循環作用，與300/120和500/200焊縫相比，等軸晶粒發生了明顯的長大粗化，導致其強韌性降低。由圖2g、圖2h和圖2i可見，FSW焊縫熱力影響區（TMAZ）的晶粒沿最大塑性流動剪切力方向發生變形，與300/120接頭相比，高轉速500/120和500/200接頭的WNZ/ TMAZ過渡區分界更明顯，在高溫長時作用下WNZ晶粒較粗大，TMAZ晶粒受到較大的機械攪拌作用，變形程度更大。僅受到摩擦熱循環作用的焊縫熱影響區（HAZ）晶粒發生了粗化，500/120焊縫晶粒粗化程度明顯大于300/120的，與500/200焊縫相比，較長時間的高溫熱循環作用導致粗化晶粒的晶界發生彎曲。

圖2 5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數FSW焊縫各區域微觀組織

2.3 拉伸性能

不同焊接工藝參數下5083鋁合金FSW接頭的室溫拉伸性能如圖3所示。5083-H116鋁合金的屈服強度、抗拉強度和斷后延伸率分別為（158±5）MPa、（312±6）MPa和（20.29±1.43）%，300/120接頭的屈服強度、抗拉強度和斷后延伸率分別為（161±8）MPa、（309±3）MPa和（18.12±0.47）%，當旋轉速度升至500 r/min時，屈服強度、抗拉強度和斷后延伸率分別降低為（143±6）MPa、（306±3）MPa和（14.44± 0.40）%，而當焊接速度提升到200 mm/min時，屈服強度、抗拉強度和斷后延伸率分別為（154±4）MPa、（308±1）MPa和（19.63±0.46）%。以FSW接頭抗拉強度與母材抗拉強度比值計算連接效率，300/120、500/120和500/200接頭的連接效率分別為99.17%、98.22%和98.71%；以屈服強度與抗拉強度之比獲得屈強比，300/120、500/120和500/200接頭的屈強比分別為0.52、0.47和0.50。與低轉速和低焊速（300/120）接頭相比，500/120接頭的屈服強度、抗拉強度和斷后延伸率分別降低了11.24%、0.96%和20.31%，高轉速和高焊速500/200接頭強度分別降低了4.45%和0.47%，而延伸率則提高了8.35%。在不同焊接工藝參數下5083鋁合金FSW后，接頭的抗拉強度均較高，連接效率均達到了98%以上。高轉速和低焊速500/120接頭的屈服強度和延伸率較低，這主要是由于FSW過程中的高轉速形成了較多的摩擦熱，“擠壓?！眱刃纬闪溯^多的塑性軟化金屬，同時塑化金屬經歷了較高程度的機械攪拌作用，以及低焊速導致焊縫單位長度的塑化金屬的高溫停留時間較長，晶粒粗化程度較大，第二相粒子較多發生固溶，部分發生聚集粗化，轉速與焊速匹配性較差，焊縫塑化金屬無法穩定有序流動，難以形成高質量的焊接接頭。因此500/120接頭的強韌性相對較差。

圖3 5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數下 FSW接頭拉伸性能

5083鋁合金BM和不同焊接工藝參數下FSW接頭橫截面的顯微硬度分布曲線如圖4所示?？梢?，5083鋁合金BM硬度呈均勻分布，顯微硬度平均值為（75±0.82）HV。沿板厚中心線，顯微硬度有3個波谷，分別位于前進側熱影響區、焊核區和后退側熱影響區，與低旋轉速度（300 r/min）相比，高轉速（500 r/min）焊縫熱影響區的顯微硬度較低，最低硬度區發生寬化。這主要是由于高轉速形成了較多的攪拌摩擦熱輸入且焊縫材料經歷了較長時間的高溫停留作用。

圖4 5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數下 FSW接頭顯微硬度曲線

2.4 拉伸變形

5083鋁合金BM和不同焊接工藝參數下FSW接頭橫截面拉伸應變分布云圖如圖5所示。在彈性變形階段，BM拉伸應變呈不均勻的條帶分布。當拉伸應力超過屈服強度（154 MPa）后，BM進入塑性變形階段，拉伸應變在平行段的下部首先屈服，發生應變局部化，產生應變硬化。隨著拉伸應力的升高，拉伸應變不斷升高，當拉伸應力達到抗拉強度（311 MPa）時，局部應變達到22.653%。隨著拉伸應力的繼續加載，應變在硬度較低的區域發生局部聚集，當最大局部應變達到34.995%時，BM發生宏觀45°剪切斷裂。

不同焊接工藝參數下FSW接頭在彈性變形階段的應變呈條帶分布。當拉伸應力達到屈服強度（300/120、500/120和500/200接頭的屈服強度分別為161、144、150 MPa）時，拉伸應變基本均在硬度最低的熱影響區發生局部化，此時300/120、500/120和500/200接頭的最大局部應變分別為0.683%、0.612%和0.571%；隨著拉伸應力的增大，FSW接頭的HAZ局部應變增大，同時可見宏觀塑性變形。當拉伸應力達到3種接頭各自的抗拉強度（300/120、500/120和500/200接頭的抗拉強度分別為312、304、307 MPa）時，300/120、500/120和500/200接頭HAZ此時的最大局部應變分別為18.346%、19.780%和23.819%；隨著拉伸試樣宏觀頸縮塑性變形的形成，拉伸應力降低，300/120、500/120和500/200接頭拉伸斷裂的最大局部應變分別為33.949%、32.729%和32.644%，所對應的拉伸應力分別為312、294和300 MPa。300/120接頭首先在后退側母材區發生屈服，形成應變局部化，進而發生應變硬化，而后隨著拉伸應力的升高，先發生應變局部化的區域因變形強化而強度升高，應變局部化向相對較軟的焊縫區轉移，進而在焊縫發生變形強化，當拉伸應力達到抗拉強度后，焊縫區由于發生快速硬化，比后退側的母材硬，應變局部化因此轉向相對較軟的后退側母材區，直到拉伸斷裂。

圖5 5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數下FSW接頭拉伸應變分布DIC云圖

與5083鋁合金母材相比，在應變硬化階段，FSW接頭在焊核區發生的應變局部化沿板厚方向呈上高下低的趨勢。這是因為攪拌頭軸肩作用區的線速度較大，焊縫材料經歷了較高溫度摩擦熱循環和較大程度機械攪拌的共同作用，形成了較粗大的等軸再結晶晶粒，由Hall-Petch關系可知，FSW焊縫熱影響區的硬度和屈服強度均較低，拉伸屈服后易發生較大的塑性變形，進而導致靠近軸肩作用的焊核區材料的拉伸應變明顯高于攪拌針作用底部的拉伸應變，呈現沿板厚方向拉伸應變局部化上高下低的不均勻分布趨勢。

5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數下的FSW接頭沿板厚中心線上典型時刻的拉伸應變分布曲線如圖6所示?？芍?，在從5083鋁合金母材的拉伸應力低于屈服強度到發生屈服后直至272 MPa的過程中，沿板厚中心線上拉伸應變分布均勻，未見明顯波動，塑性變形均勻；隨著拉伸應力增大到291 MPa，拉伸應變發生了局部集中，該區材料發生塑性變形強化，直到拉伸應力達到其抗拉強度311 MPa，軟化區轉移到平行段中心，拉伸應變形成了明顯的局部化，且不斷升高，直到5083鋁合金母材拉伸試樣發生頸縮45°剪切斷裂。

圖6 5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數下的FSW接頭沿板厚中心線上拉伸應變分布曲線

不同焊接工藝參數下的5083鋁合金FSW接頭拉伸試樣均處于彈性階段，即拉伸應力達到各自的屈服強度（300/120、500/120和500/200接頭的屈服強度分別為161、144、150 MPa），沿板厚中心線上拉伸應變分布均勻，隨著拉伸應力的升高，FSW接頭拉伸試樣發生屈服，處于塑性變形階段，當拉伸應力達到抗拉強度前一特征時刻數值（300/120、500/120和500/200接頭拉伸應力分別為293、284、287 MPa）時，焊縫區拉伸應變的升高速率高于兩側母材區的升高速率，焊核區拉伸應變的增幅最大，呈現向外的“弓出狀”。與熱力影響區、熱影響區和母材區相比，焊核區材料發生了最大程度的塑性變形強化，拉伸應力進一步升高到各自的抗拉強度（300/120、500/120和500/200接頭的抗拉強度分別為312、304、307 MPa）時，由于變形強化，焊核區拉伸應變局部化區域開始向外轉移，300/120接頭最大拉伸應變出現在母材區，500/120和500/200接頭則出現在后退側的焊核區與熱力影響區交界處，而后拉伸應變在相應的母材區和焊核區與熱力影響區交界處不斷升高，直到在各自區域發生斷裂。

2.5 斷裂機理

不同焊接工藝參數下5083鋁合金FSW接頭拉伸試樣宏觀斷裂位置和形貌如圖7所示。所有的接頭拉伸失效均為45°剪切斷裂。低熱輸入的300/120接頭均斷在母材，高熱輸入500/120接頭均在WNZ/TMAZ交界處斷裂，500/200接頭部分在母材斷裂，部分在WNZ/TMAZ交界處斷裂。

5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數下FSW接頭典型拉伸斷口SEM形貌如圖8所示?？梢钥闯?，5083鋁合金母材和300/120接頭拉伸斷口存在明顯的深韌窩且布滿小韌窩的厚撕裂棱，呈韌性較好的斷裂特征。高熱輸入500/120接頭的微觀斷口形貌為淺韌窩，且撕裂棱較尖銳，同時可見一些準解理臺階，表明微觀脆性斷裂傾向升高，這與500/120接頭拉伸性能測試的斷后延伸率較低規律相一致。隨著焊速的升高，熱輸入降低，500/200接頭拉伸斷口又出現韌性較好的深韌窩，準解理臺階減少。

a 300/120

b 500/120

c 500/200

圖7 不同焊接工藝參數下5083鋁合金FSW接頭拉伸試樣宏觀斷裂形貌

Fig.7 Macro fracture morphology of 5083 aluminum alloy FSW joints under different welding parameters

圖8 5083鋁合金母材和不同焊接工藝參數FSW接頭拉伸斷口微觀SEM形貌

3 結論

1）攪拌摩擦焊接可實現對5083鋁合金的高質量連接，其焊縫成形良好，組織致密均勻，抗拉強度的平均值最低可達305 MPa，接頭連接效率可達98%以

上，強韌性良好。與低熱輸入300/120接頭相比，高熱輸入500/120接頭的屈服強度、抗拉強度和斷后延伸率分別降低了11.24%、0.96%和20.31%，500/200接頭的屈服強度和抗拉強度分別降低了4.45%和0.47%，而延伸率則提高了8.35%。

2）在拉伸過程中，5083鋁合金母材隨著拉伸應力的升高，先發生應變局部化的軟化區因變形強化而發生了轉移。當不同焊接工藝參數下的FSW接頭拉伸應力超過屈服強度后，焊縫區拉伸應變呈現向外的“弓出狀”，焊核區拉伸應變沿板厚方向呈現上高下低和上寬下窄的不均勻梯度分布。在斷裂失效前，焊核區材料發生了較大程度的變形強化，其強韌性升高，300/120接頭在最大拉伸應變的母材區斷裂，500/120和500/200接頭則斷在最大應變的后退側焊核區與熱力影響區交界處。

3）不同焊接工藝參數下的FSW接頭拉伸宏觀上均為45°剪切韌性斷裂，微觀上均以韌窩韌性斷裂為主，而高熱輸入500/120接頭在焊核區與熱力影響區交界處斷裂，微觀上呈淺韌窩、尖銳撕裂棱和少量準解理臺階形貌，因此其延伸率明顯降低。

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Tensile Behavior of 5083 Aluminum Alloy Friction Stir Welded Joints

DU Yong1, XIA Xiwei1, WANG Yike2, CHEN Yuhua2, WU Pengbo3

(1. China Classification Society-Guangzhou Branch, Guangzhou 510235, China; 2. Nanchang Hangkong University, Nanchang 330000, China; 3. Harbin Welding Institute Limited Company, Harbin 150028, China)

The work aims to study the microstructure, mechanical properties and tensile strain of 5083 aluminum alloy friction stir welded joints and analyze the tensile behavior of the joints. Digital camera, optical microscopy and scanning electron microscopy micro characterization analysis methods were adopted to analyze the macroscopic surface formation, microstructure, and fracture morphology of the weld. The mechanical properties and tensile strain of 5083 aluminum alloy friction stir welded joints were tested by means of the tensile machine, digital image correlation, and Vicker hardness tester. The ultimate tensile strength of the joints under different welding parameters was above 305 MPa, and the elongation to failure could reach over 14%. The tensile strain in the weld nugget zone presented an uneven gradient distribution from the high and wide strain localization at the top to the low and narrow strain localization at the bottom along the thickness direction of plate. A significant degree of deformation strengthening occurred until the tensile stress reached the ultimate tensile strength. The maximum tensile strain of the 300/120 joint before fracture was located in the base material with coarse grains, while that of the 500/120 and 500/200 joints were located at the boundary of the WNZ and thermal mechanical affected zone with significant difference in grain size on the retreating side. The tensile fracture surface of the FSW joint was mainly characterized by 45° shear toughness fracture and ductile fracture with dimples. However, the fracture surface of 500/120 joint under high heat input exhibited brittle fracture morphology, leading to significant reduction in elongation. The weak zone of the aluminum alloy FSW joint transforms under high thermal mechanical coupling input, deteriorating the strength and toughness of the joints.

5083 aluminum alloy; friction stir welding; microstructure; mechanical properties; tensile strain

10.3969/j.issn.1674-6457.2024.02.006

TG146.2

A

1674-6457(2024)02-0046-09

2023-12-22

2023-12-22

國家自然科學基金（52175326，51865035）

National Natural Science Foundation of China (52175326, 51865035)

杜勇, 夏?，|, 王益可, 等. 5083鋁合金攪拌摩擦焊接頭拉伸行為研究[J]. 精密成形工程, 2024, 16(2): 46-54.

DU Yong, XIA Xiwei, WANG Yike, et al. Tensile Behavior of 5083 Aluminum Alloy Friction Stir Welded Joints[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2024, 16(2): 46-54.