1. 前言
高强铝合金，特别是Al-Cu-Mg系及Al-Zn-Mg-Cu系合金，因其优异的比强度、比刚度和疲劳性能，已成为航空航天、轨道交通及现代车辆制造等工业领域不可或缺的关键结构材料。以Al-Cu-Mg系铝合金为例，其作为典型的可热处理强化铝合金，主要通过Cu、Mg等元素形成Al2CuMg (S/S'相)和Al2Cu (θ/θ'相)等纳米级沉淀强化相来获得高强度[1]-[3]。该合金在T6热处理状态下抗拉强度可达481 MPa，屈服强度可达377 MPa，尤其可在150℃以下保持稳定的力学性能，因此被广泛应用于飞机蒙皮、骨架、翼梁等关键承力部件。
然而，高强铝合金的传统熔焊连接(如TIG、MIG焊)长期面临着严峻挑战。在高能束流作用下，焊缝区金属经历熔化与凝固过程，极易产生凝固裂纹、气孔等缺陷。以航空航天领域常用的2A14铝合金(成分类似于2024)为例，其高强低韧的物理属性和沉淀强化机制使其在焊接过程中比其他铝合金更易产生裂纹。同时，焊接热循环会导致热影响区(HAZ)发生过时效，强化相粗化、溶解，形成“软化区”，使该区域成为接头力学性能的薄弱环节，严重制约焊接结构的安全服役性能[4] [5]。为解决高强铝合金焊接难题，研究者们尝试了多种方法，如华中科技大学蒋平教授团队针对2024-T4铝合金激光焊接，创新性地设计了“锆芯铝壳”新型绞股焊丝，通过促进焊缝区形成平均尺寸仅4 μm的超细等轴晶组织，成功抑制了凝固裂纹，并使接头抗拉强度达到349 MPa (强度系数78.9%)。尽管如此，寻找更可靠、更普适的连接方法仍是当前研究的热点。
搅拌摩擦焊(Friction Stir Welding, FSW)作为英国焊接研究所(TWI)于1991年发明的一种固相连接技术，为高强铝合金的高质高效连接开辟了新途径。其基本原理是通过高速旋转的搅拌头扎入待焊板材，并随之沿焊接方向移动，搅拌头轴肩与搅拌针通过与工件材料的摩擦产生热能，使局部金属处于热塑性状态，在搅拌针的机械搅拌与挤压作用下实现材料的冶金结合[6]。由于FSW过程温度低于母材熔点，可有效避免熔焊相关的凝固裂纹、气孔等缺陷，同时具有残余应力小、变形小等一系列优点，被国际焊接界认为是近年来最具革命性的焊接技术之一，尤其适合于传统熔焊难以焊接的Al-Cu-Mg系及Al-Zn-Mg-Cu系高强铝合金。
FSW接头质量在很大程度上由焊接工艺参数所决定，主要包括旋转速度、前进速度(焊接速度)、轴向压力以及搅拌头几何形状等。这些参数共同影响着焊接过程中的热输入、材料流动行为以及最终的微观组织。其中，前进速度作为关键参数之一，直接决定了焊接效率，并对热循环特性和塑性材料的流动模式有显著影响。一般而言，在固定旋转速度下，较低的前进速度意味着更高的热输入和更长的热作用时间，这往往导致焊核区(Nugget Zone, NZ)晶粒粗大；而过高的前进速度则可能因热输入不足、材料塑性流动不充分，引发“孔洞”、“吻接”等缺陷。例如，对6063-T6铝合金的FSW研究表明，当旋转速度固定为1500 rpm，焊接速度从300 mm/min增至1400 mm/min时，接头力学性能呈现先升高后降低的趋势，表明存在一个最优的前进速度窗口。
为进一步提升FSW接头性能，各种工艺创新与方法改进不断涌现。例如，双轴肩搅拌摩擦焊(BT-FSW)可用于改善板厚方向的组织均匀性；水下FSW和热沉辅助FSW通过增强冷却以抑制不利相变、减小热影响区软化；焊前表面纳米化(HSNC)预处理则展示了通过在材料表面制备梯度纳米结构(GNS)表层，使其在焊接过程中以复杂“S”线形式分布在TMAZ和NZ，形成纳米层区(NLZ)，从而同步提高接头强度和塑性变形能力的潜力[7] [8]。杨建海等人的研究证实，经HSNC处理的2A14铝合金FSW接头，其抗拉强度和延伸率分别比原始样品提高了6.4%和14.1%。
尽管FSW技术及其工艺研究已取得长足进步，但针对特定高强铝合金体系，系统揭示前进速度这一单一变量如何通过调控热输入和材料流动，进而影响接头微观组织(包括晶粒尺寸、形态、织构、第二相粒子分布)与力学性能(硬度、强度、塑性、断裂机制)之间内在关联的研究仍待深化。特别是在不同的前进速度下，接头各区域组织的梯度特征演变、软化行为及其对整体力学性能的制约机制尚需精细刻画。此外，前进速度与旋转速度等参数之间的交互作用对缺陷形成、材料流动模式及最终接头性能的影响规律也需进一步明确。
本研究以Al-Cu-Mg系2024铝合金为研究对象，但并不局限于该合金，其研究思路可推广至其他高强铝合金体系。我们重点考察不同前进速度对搅拌摩擦焊接头微观组织与力学性能的影响规律，旨在深入理解FSW工艺参数–组织–性能之间的内在联系，为高强铝合金搅拌摩擦焊工艺的精准控制和优化提供详实的实验数据与理论支撑，进而推动该先进连接技术在高端装备制造领域的更广泛应用。
2. 实验材料及方法
2.1. 实验材料与制备
本研究采用轧制态Al-Cu-Mg系2024铝合金板材作为实验材料，板材尺寸为300 mm × 150 mm × 4 mm，其化学成分如表1所示。该合金在T4状态(固溶处理加自然时效)下具有中等强度和高韧性，是航空航天结构件的典型材料状态。焊接前，使用丙酮溶液彻底清洗待焊区域，以去除表面油污和氧化膜，确保焊接质量的一致性。
Table 1. Chemical composition of AA2024 aluminum alloy (mass fraction, %)
表1. AA2024铝合金化学成分(质量分数，%)
元素 |
Cu |
Mg |
Mn |
Fe |
Si |
Zn |
Ti |
Al |
含量 |
4.2 |
0.6 |
0.8 |
0.7 |
0.8 |
0.3 |
0.15 |
余量 |
2.2. 搅拌摩擦焊接工艺
本文焊接均在赛福斯特龙门型搅拌摩擦焊设备上进行，选用H13钢制搅拌头，其轴肩直径为12 mm，搅拌针为带螺纹的锥形搅拌头，长度5 mm (略小于板厚以确保全厚度焊接且不穿透)，搅拌头倾斜角度设置为2.5˚。进行焊接前，用砂轮打磨拼接面，防止表面氧化物对试样产生影响。将打磨处理好的试样置于工作台表面，并装夹固定，设置好参数后进行搅拌焊接。
为系统研究前进速度对焊接接头的影响，本研究固定旋转速度为1000 rpm，变化前进速度分别为80、100、120 mm/min，形成3组对比实验。该旋转速度范围的选择基于文献调研，已被证明能够在较宽的前进速度范围内获得无缺陷焊缝。表2为搅拌摩擦焊接工艺方案。
Table 2. Friction stir welding process plans
表2. 搅拌摩擦焊接工艺方案
合金 |
旋转速度(r/min) |
进给速度(mm/min) |
1 |
1000 |
80 |
2 |
1000 |
100 |
3 |
1000 |
120 |
2.3. 微观组织表征方法
金相试样制备过程为经粗砂纸打磨→细砂纸打磨→清洗→抛光→清洗→烘干→腐蚀→酒精清洗→烘干。腐蚀溶液为凯勒试剂(2.5% HNO3 + 1.5% HCl + 1% HF + 95% H2O，体积分数)，腐蚀时间10~15 s。用Nikon-MR5000型光学金相显微镜观察合金在不同状态下的组织形貌。采用ZEISS Sigma500型扫描电子显微镜观察试样的高倍显微组织特征，并对拉伸断口形貌进行观察；同时利用能谱仪(EDS)测定元素的成分，所用试样为抛光后腐蚀的金相试样。
2.4. 性能测试
Figure 1. Sampling location and dimensions of tensile test specimens from friction stir welded aluminum alloy (Unit: mm)
图1. 搅拌摩擦焊接后铝合金拉伸试样切割位置及试样尺寸(单位：mm)
本文力学性能测试包括显微硬度测试和室温拉伸试验。采用HVS-1000A型维氏硬度计测量搅拌摩擦焊接后试样的硬度。将试样表面磨平，并用砂纸打磨和机械抛光。测试选取的位置为搅拌摩擦焊接深度的中线处。加载载荷为1.96 N，保压时间为15 s。采用CMT5101万能试验机进行材料的室温拉伸测试，其中拉伸试样的形状及其尺寸如图1所示。拉伸试验中选择拉伸速率为1 mm/min。相同状态下的合金进行3~5次的拉伸，取平均值。为分析断裂机制，使用SEM观察拉伸断口的形貌特征，包括韧窝尺寸、形状及分布，以及可能的第二相粒子断裂情况。
3. 实验结果及讨论
3.1. 组织特征
铝合金FSW横截面全貌图如下图2所示，该图是在100倍镜下拍摄的不同区域的金相图拼接而成的全貌图，旋转速度为1000 r/min，进给速度为80 mm/min。在搅拌头的高速旋转、机械搅拌作用下，相较于原来的组织，搅拌区发生变形、破碎、混合而成新的组织。经过搅拌摩擦焊后，接头的宏观形貌清晰地揭示了典型的FSW接头的四个特征迥异的区域：母材(BM)、热影响区(HAZ)、热机影响区(TMAZ)以及焊核区(NZ)。
焊核区(NZ)是焊接过程的核心区域，位于焊缝中心，由搅拌针直接作用形成。该区域材料经历了最剧烈的塑性变形、摩擦生热以及随之发生的动态再结晶过程，NZ呈现出典型的盆状形貌，其顶部较宽的区域由搅拌头轴肩的旋转与摩擦作用形成，而底部较窄的部分则由搅拌针的机械搅拌作用主导[9]。宏观上，NZ最为显著的特征是其明亮的、无显著方向性的等轴晶组织，这与母材原始的轧制纤维状组织形成鲜明对比。
值得注意的是，接头呈现出明显的非对称性，即前进侧(AS)与后退侧(RS)的组织形貌与边界清晰度存在差异。一般而言，后退侧(搅拌针旋转切向速度与焊接方向相同的一侧)的TMAZ与NZ边界更为陡峭，晶粒流线弯曲更为剧烈；而前进侧(搅拌针旋转切向速度与焊接方向相反的一侧)的边界相对平缓。这种非对称性源于焊接过程中两侧材料所经历的不同的热–力耦合历史与材料流动模式。
Figure 2. Microstructure morphology of the friction stir welded aluminum alloy joint
图2. 铝合金经过搅拌摩擦焊接后接头的组织形貌图
图3(a)~(c)是不同前进速度下Al-Cu-Mg系铝合金焊接接头焊合区的微观组织图。由图可知，在所有实验参数下，NZ均形成了细小的等轴晶组织，这证实了该区域经历了完全的动态再结晶过程。在FSW过程中，搅拌针剧烈的塑性变形在材料内部积累了高密度的位错，同时摩擦热使材料温度升高，为再结晶提供了驱动力。两者共同作用，导致旧晶界被打破，并形成新的、无应变的小角度晶界，最终演变为细小的等轴晶。
前进速度对NZ晶粒尺寸有显著影响。可以观察到，随着前进速度从1号试样增加到3号试样，NZ的晶粒尺寸呈现减小的趋势。其机理在于：在固定旋转速度(1000 rpm)的前提下，前进速度直接决定了焊接的热输入率和材料在高温下的停留时间。当采用较低的前进速度(如1号样)时，单位长度焊缝上的热输入较高，且高温停留时间较长。这为再结晶后的晶粒长大提供了充足的热驱动力和时间，导致晶粒尺寸相对粗大。当采用较高的前进速度(如3号样)时，热输入率降低，且材料从峰值温度冷却的速率加快，高温停留时间缩短。这使得再结晶形成的细小晶粒没有足够的时间长大，从而被“冻结”下来，因此获得了更为细小的晶粒组织。根据Hall-Petch关系，晶粒越细小，材料的屈服强度通常越高。因此，仅从NZ的组织来看，较高的前进速度有利于获得更强的焊缝中心区域。
Figure 3. Microstructure of the weld nugget zone in Al-Cu-Mg series aluminum alloy welded joints: (a) No. 1; (b) No. 2; (c) No. 3
图3. Al-Cu-Mg系铝合金焊接接头焊合区的微观组织图：(a) 1号；(b) 2号；(c) 3号
图4是不同焊接工艺下铝合金焊接接头前进侧的微观组织图。由图可知，不同焊接工艺下焊接接头的进给侧组织不同，前进侧各区域的过渡相对平缓。从NZ到TMAZ，晶粒形态由细小的等轴晶逐渐转变为被剧烈剪切和拉长的纤维状组织，晶粒流线方向与焊接方向呈一定的夹角。这种相对平缓的过渡是由于在前进侧，搅拌针的旋转方向与焊接方向相反，材料被“铲起”并带入焊接中心，其流动受到较大阻力，导致应变梯度相对和缓。
Figure 4. Microstructure on the advancing side of Al-Cu-Mg aluminum alloy welded joints: (a) No. 1; (b) No. 2; (c) No. 3
图4. Al-Cu-Mg铝合金焊接接头前进侧的微观组织图：(a) 1号；(b) 2号；(c) 3号
图5是不同焊接工艺下铝合金焊接接头前进侧的微观组织图。由图可知，不同焊接工艺下焊接接头的后退侧组织不同，该侧的组织梯度变化更为剧烈。TMAZ与NZ的边界通常比前进侧更为清晰陡峭。在后退侧，搅拌针的旋转方向与焊接方向相同，材料更容易被“卷吸”进入焊核区，流动速度更快，导致在TMAZ/NZ界面处存在一个极高的应变速率和应变梯度。因此，后退侧TMAZ的晶粒通常被拉伸得更长，弯曲程度更甚。
这种两侧的非对称性对接头的力学行为有重要影响。首先，两侧的硬度分布会有所不同。其次，由于后退侧TMAZ经历了更剧烈的变形且常与软化区相邻，它往往是微裂纹萌生和扩展的优先路径，在拉伸实验中，接头也常在此区域发生断裂。不同前进速度下，这种非对称性的明显程度可能有所不同。通常，较低的前进速度(热输入高，材料流动性好)可能使两侧过渡稍趋平缓，而极高的前进速度(热输入不足)可能加剧这种非对称性甚至引发缺陷(如孔洞)。
Figure 5. Microstructure on the retreating side of Al-Cu-Mg aluminum alloy welded joints: (a) No. 1; (b) No. 2; (c) No. 3
图5. Al-Cu-Mg铝合金焊接接头后退侧的微观组织图：(a) 1号；(b) 2号；(c) 3号
综合以上对各区域的分析，可以系统地阐述前进速度这一关键工艺参数对Al-Cu-Mg铝合金FSW接头微观组织的调控机制。在热输入控制方面，在旋转速度固定的情况下，前进速度是热输入的主要控制变量。前进速度越低，热输入越高，反之亦然；在对焊核区(NZ)的影响方面，高热量输入(低前进速度)促进再结晶晶粒长大，导致NZ晶粒粗化；低热量输入(高前进速度)抑制晶粒生长，有利于获得细晶组织；在对前进测组织的影响方面：高热输入会加剧TMAZ的回复过程和HAZ的过时效程度，可能导致软化区更宽、硬度更低。而低热输入虽然可能减轻软化，但若热输入过低，可能导致材料塑性流动不充分，在TMAZ/NZ界面产生“吻接”等缺陷；在对材料流动与非对称性的影响方面，适宜的热输入能保证材料具有最佳的塑性流动性，使材料在焊核区内充分混合，并形成均匀、致密的组织。过高或过低的前进速度都可能破坏这种平衡，要么因过热导致组织粗大，要么因流动不足而引入缺陷，并可能加剧接头的非对称性。
综上所述，通过微观组织分析证实，前进速度通过调控焊接过程的热输入和材料流动行为，从根本上决定了铝合金搅拌摩擦焊接头各区域的微观组织结构。这些微观结构的差异，特别是NZ的晶粒尺寸、TMAZ的变形程度以及HAZ的软化行为，将直接决定接头的最终力学性能。
3.2. 力学性能
图6为不同焊接工艺下铝合金焊接接头截面中心横向上硬度分布图，由图可看出，不同加工工艺下的焊接接头硬度不一样，焊合区的中心硬度略高；且同一接头上的各区域硬度也不一样，同一接头截面的硬度分布规律大致形成一不对称的“W”型。表3为根据铝合金焊接接头截面中心横向上硬度分布结果对焊合区的硬度进行了统计分析，结果发现，随着进给速度的增加，焊接接头焊合区的硬度先增加后降低，其中进给速度为100 mm/min时，焊合区的硬度达到最大值，为140.85 Hv。由于搅拌焊接中心受到了搅拌针的高速搅拌作用，原始组织破碎，摩擦产生热量，使得该区域组织发生回复动态再结晶，形成细小的等轴晶，高转速下焊接温度偏高，分散的强化相变得粗大，使得析出的强化效果变差，使得这一区域的硬度比基体低。热影响区因受FSW加热而仅进行热循环，析出物向非共格态的β相转化，导致析出物的强化效果降低[10] [11]，同时析出物的晶粒度比焊合区更大，该区域晶粒受热作用发生长大粗化。
Figure 6. Transverse hardness distribution diagram across the center of aluminum alloy welded joints under different welding parameters
图6. 不同焊接工艺下铝合金焊接接头截面中心横向上硬度分布图
Table 3. Statistical table of average hardness of the weld nugget zone in aluminum alloy under different feed rates
表3. 不同进给速度下铝合金焊合区的平均硬度统计表
试样编号 |
平均值 |
极差 |
最大值 |
分散度 |
最小值 |
1 |
137.82 |
47.92 |
145.59 |
39.99% |
121.67 |
2 |
140.85 |
44.03 |
154.66 |
34.99% |
113.63 |
3 |
129.97 |
52.28 |
152.10 |
42.17% |
123.82 |
图7为不同焊接工艺下铝合金焊接接头的常温拉伸力学性能。由图7可以看出，当旋转速度不变时，随着进给速度的增大，铝合金焊接接头的抗拉强度也逐渐增大，在旋转速度为1000 rpm且前进速度为100 mm/min时，试样获得最大的抗拉强度值，为413 MPa，断裂伸长率为8.3%。这是因为旋转速度不变时，提高进给速度时，旋转搅拌的机械作用不变，单位时间单位体积内的焊接区域热量不变，进给速度较慢时，焊接区域热量较大，导致材料晶粒粗大；提高进给速度到100 mm/min，使得单位时间单位体积内的热量降低，有效地抑制了焊接区域的晶粒粗大现象；进一步增加进给速度到120 mm/min时，单位时间单位体积内热量降低，导致焊合区热量不够，影响了材料的抗拉强度[12]-[14]。基体铝合金抗拉强度为461 MPa，延伸率为12.5%；与旋转速度为1000 rpm且前进速度为100 mm/min时试样性能相比略高。
Figure 7. Variation curves of tensile strength and elongation after fracture of aluminum alloy under different friction stir welding parameters
图7. 不同搅拌摩擦焊接工艺下铝合金的抗拉强度与断后伸长率变化曲线
4. 结论
本文采用搅拌摩擦焊接技术对2024铝合金板材进行焊接，研究了不同进给速度下焊接接头的组织、硬度、抗拉强度及延伸率等方面的影响，并深入分析了搅拌摩擦焊接工艺对该系列铝合金焊接接头组织的影响规律及力学性能的提升机理。主要结论如下：
1) 随着前进速度的增加(在固定旋转速度1000 rpm下)，焊核区的晶粒尺寸减小。较高前进速度降低了热输入和材料在高温下的停留时间，抑制了再结晶后晶粒的长大，从而形成更细小的等轴晶组织。
2) 当前进速度为100 mm/min时，焊合区的平均硬度达到最大值(140.85 Hv)，同时接头的抗拉强度也达到峰值(413 MPa)。适中的前进速度能优化热输入，既抑制晶粒粗大又避免热输入不足导致的缺陷，从而实现最佳的硬度和强度平衡。前进速度过高或过低都会导致硬度下降和强度降低。
3) 接头的前进侧和后退侧在组织形貌和边界清晰度上存在差异，后退侧的热机影响区与焊核区边界更陡峭，晶粒流线更剧烈，易成为微裂纹萌生和扩展的优先路径。较低前进速度(高热输入)可能使过渡稍趋平缓，但可能加剧软化；较高前进速度(低热输入)可能加剧非对称性甚至引入缺陷，影响接头的力学行为和断裂位置。