其中σ为接头的屈服强度， σ0为常数， σppt代表析出强化，σdisl代表位错强化，ky和D分别为常数和平均晶粒直径。使用霍尔佩奇关系（ Hall–Petch relationship）假设HAGBs来计算晶界强化。此外，LAGBs（图4白线）可能是由于LFW过程中的位错重排导致的，也可将此考虑为另一种晶界强化机制。我们采用Ashby-Orowan模型来理解沉淀强化，利用Bailey方程来理解位错强化。屈服强度计算公式如下：
江苏激光联盟导读：
沉淀强化铝合金的常规焊接的一个主要问题是过程中形成的软化区域会导致机械性能的恶化。本文研究的高压LFW工艺可以为获得高性能铝合金接头提供更多信息，并且可以将此扩展到受高温软化的其他沉淀强化铝合金中去。
摘要：
沉淀强化铝合金的常规焊接的一个主要问题是过程中形成的软化区域会导致机械性能的恶化。该研究表明线性摩擦焊接(linear friction welding-LFW)可以通过引入大的剪切应变、控制界面温度来完全抑制沉淀强化的AA6061-T6合金中的软化区域。该研究发现LFW过程导致极低的界面温度，随着施加的压力从50兆帕增加到240兆帕，温度下降。这种方法可以抑制软化和硬化区域，使铝接头中硬度分布均匀。因此，这里展示的高压LFW工艺可以为获得高性能铝合金接头提供更多信息，并且可以将此扩展到受高温软化的其他沉淀强化铝合金中去。
1. 介绍
在汽车工业中，轻质结构材料对于降低油耗和排放非常必要。在过去的几十年里，由于轻质铝合金的高比强度和高耐腐蚀性，其在车辆中的应用迅速增加。通过用铝合金替代部分钢，可以成功减轻车辆重量、实现轻质化。在铝合金中，沉淀强化铝镁硅合金因优异的力学性能备受关注。然而，与这些合金的常规焊接相关的主要问题之一是高温下软化区域的形成。此外，从冶金角度来看，熔化和固化使粗晶粒可聚集在一起。由于那些有助于基体材料强化的沉淀物发生了溶解，在热影响区(heat-affected zone，HAZ)发生显著的软化，从而降低了接头的机械性能并限制了它们的广泛应用。
▲图1 自反应搅拌摩擦焊接工具图
为了解决这些问题，进行了搅拌摩擦焊(friction stir welding-FSW)以连接Al6061合金。Lim等人在研究报告中称，由于热影响区发生软化，接头的拉伸性能仅为基材80%左右。Liu等在没有形成焊接缺陷的情况下成功地制备了完好的Al6061接头（参考图1）。然而，发现峰值拉伸强度仅相当于基材的69%，并且所有接头在性能弱化的热影响区全部断裂。
▲图2 所有预制接头焊接界面的扫描电镜照片
据此，研究表明，通过使用外加压力控制温度，LFW可以有效地抑制沉淀强化铝合金中热影响区的软化。在本研究中，我们表明LFW极高的外加压力导致了AA6061合金的极低温焊接。这种方法有望从根本上抑制铝-镁-硅合金热影响区的软化。此外，由于快速加热和冷却以及较大的诱导剪切应变，所获得的接头在焊缝中心形成了平均直径小于1微米的高度细化的晶粒。这种高压焊接方法可以推广到其他的2系、7系等沉淀强化铝合金，这些合金对高温软化很敏感。
2. 结果
2.1 硬度分布
▲图3 在50兆帕和240兆帕的外加压力下获得的铝6061-T6接头和FSW铝6061-T6接头的硬度分布。TD、OD和PD分别代表横向、振动方向和压力方向。
图3显示了AA6061接头作为距焊缝中心线距离函数的维氏硬度分布，这些接头是在50和240兆帕的压力下、通过传统的FSW制造的。结果发现硬度分布明显取决于施加的压力。值得注意的是，在高外加压力(即240兆帕)下获得的LFW接头完全抑制了软化区的形成。随着施加的压力从50兆帕增加到240兆帕，焊缝中心的硬度从74增加到119 Hv。在240兆帕下获得的接头中没有观察到软化区域，并且硬度分布是均匀的。这些接头表现出相对较低的界面温度。同时，在50兆帕下制造的FSW接头和LFW接头中观察到软化区域较宽，其原因在于这一情况下的高界面温度。
2.2 接头显微结构
▲图4 EBSD反极图。(a)基材。在50兆帕MPa下获得的接头——(b)焊缝中心；( c)距离焊缝中心0.5毫米；以及(d)距离焊缝中心2毫米。在240 MPa时获得的接头—(e)焊缝中心，(f)距离焊缝中心0.5毫米，以及(g)距离焊缝中心2毫米。黑线和白线分别代表HAGBs和LAGBs。
图4显示了在50和240兆帕下获得的LFW接缝和基材的电子背散射衍射(EBSD)反极图。观察到的区域是焊接界面和距离焊接中心0.5和2毫米的区域。基材由平均直径约为45 μm的粗等轴晶粒组成。当工件经历严重的塑性变形、动态修复和快速冷却时，LFW在焊缝中心产生了显著细化的显微组织(图4b，e)。当施加的压力从50兆帕增加到240兆帕时，焊缝中心形成的等轴晶粒的平均直径从2.4微米减小到0.3。这种差异归因于LFW期间界面温度降低(例如240兆帕时)下的动态再结晶(dynamic recrystallisation-DRX)。在50兆帕时，焊缝中心的等轴晶粒比240兆帕时形成的晶粒粗。此外，晶粒通过塑性变形在剪切方向上完全变平；这些细化和再结晶的晶粒主要表现出<111>取向。
这些结果表明，由于高界面温度，在50兆帕下获得的接头焊缝中心发生了连续动态再结晶。同时，在240 MPa下形成的晶粒极其细化，并呈现随机分布的织构，这可能是由于不同取向的成核作用。如图4e所示，即使存在一些小角度晶界（low-angle grain boundaries-LAGBs)，大角度晶界(high-angle grain boundaries-LAGBs)的部分也增加了。基于这些观察，可以说，由于界面温度低，在240兆帕下制造的接头的焊缝中心发生了不连续动态再结晶。同时，在距离焊接界面0.5和2 mm处形成的晶粒(图4c，d，f，g)比在焊缝中心形成的晶粒(图4b，e)粗得多。即使施加的压力不同(硬度值显著不同)，在距离焊缝中心0.5和2 mm的区域，接头显微结构并没有显著差异。这一现象将在本文后面讨论。
▲图5 透射电镜图像。(a)基材；在50兆帕MPa下获得的接头——(b)焊缝中心,( c)距离焊缝中心0.5毫米；(d)距离焊缝中心2毫米。在240 MPa时获得的接头—(e)焊缝中心；(f)距离焊缝中心0.5毫米，以及(g)距离焊缝中心2毫米
沉淀强化是AA6061合金最主要的强化机制，因此，有必要根据沉淀物的大小、形状、分布密度和化学成分来检查沉淀物。为了检查在不同施加压力下获得的接头的显微结构，通过透射电子显微镜(TEM)观察了所制造的接头和基材的横截面。图5a显示了基材的显微结构。如红色箭头所示，在AA6061合金中观察到针状的Mg5Si6沉淀物，这种沉淀物通常存在于低温时效的铝-镁-硅中。图5b–g显示了在50和240 MPa下获得的接头中焊缝中心和距离焊缝中心0.5和2 毫米区域的显微结构。显然，在240兆帕下获得的接头的焊接中心形成了极其细化的等轴晶粒(图5e)。此外，在LFW过程中，基材中的针状沉淀转变为球形沉淀。
这可能是由于基材中形成的沉淀物已经分解成更细小的碎片，在LFW接头的焊缝中心形成球形。此外，也可以认为沉淀物在LFW期间在高温下经历溶解，随后在冷却期间再沉淀(图5b)，类似于在FSW中的情况。当沉淀物的平均直径减小时，由于界面温度的降低，它们的体积分数随着施加压力的增加而变大。大量沉淀物在较高温度下溶解，并在冷却过程中生长。类似地，在距离焊接中心0.5和2 mm的区域可以观察到比在焊接中心更多的沉淀物。根据透射电镜图像(图5b–e，g)评估的位错密度相对较低。然而，在240兆帕下获得的接头，特别是在更靠近焊缝中心的区域(0.5毫米)，在LFW这一过程中似乎在低温下承受了更高的应变，这导致位错密度增加(图5f)。然而，不考虑施加的压力，可发现在距离焊缝中心0.5和2毫米处形成的沉淀物直径和体积分数没有显著差异。
3. LFW接头的性能
为了评估所制造的LFW AA6061接头的机械性能，进行了拉伸试验。测试方向垂直于焊接线，这些接头是在不同的外加压力下制造的(图6)。在50 MPa时，接头强度效率仅为82%，并且由于软化区域的存在，还伴随着较差的延伸性。而在240兆帕下，接头表现出优异的拉伸性能，几乎与基材的拉伸性能相当(接头效率为100%)，延伸性也只是略有降低，几乎为基材延伸性的90%。在50兆帕下获得的接头拉伸试样在焊缝界面附近断裂，而在240兆帕下获得的接头在基材中断裂。
▲图6 (a)在50兆帕和240兆帕的不同压力下获得的基材和接头的应力应变曲线，以及(b)通过各种焊接方法获得的焊接接头的拉伸强度和延伸率之间的关系。本研究中获得的结果如红色虚线表示
通过常规方法（如钨极惰性气体电弧焊GTAW、FSW和混合FSW方法）获得的沉淀强化AA6061合金的焊接接头，存在抗拉强度低和延伸性差的问题(图6b)。相反，通过高压LFW获得的接头的抗拉强度几乎等于基材的抗拉强度(图6b)。能实现如此高强度的AA6061接头确实令人惊讶，可以说是此类材料的一个重大发现！可以认为高压LFW可以用来解决沉淀强化铝合金焊接中遇到的问题。在铝-镁-硅合金中，当沉淀物在200℃的较高温度下溶解时，AA6061发生软化，导致机械性能的恶化。高压力LFW能够在低于或接近该温度下进行焊接，从而有效抑制软化和硬化区域的形成。
3.1. 接头的强化机制
尽管关于晶粒直径、沉淀物和位错的微观结构因区域而异，在240兆帕下制造的接头中却观察到均匀的硬度分布。为了全面了解这些结果，进一步研究了接头的强化机制。考虑到LFW AA6061接头的机械性能与沉淀强化、位错强化和晶界强化有关，根据以下公式进行分析：
其中G是剪切模量(26 GPa)，b是Burgers矢量(0.286 nm)，v是泊松比(0.33)，d和λ分别是沉淀物的大小和间隔。此外，a是常数(0.5)，M是泰勒因子(3.06)，ρ是位错密度，由位错总长度除以样品总体积给出。对于AA6061合金，σ0和ky分别被认为是50 MPa和70 MPa μm1/2。同时，Sv为单位面积的LAGB长度，θ为LAGBs的平均取向差，β = 0.131。d和λ分别为沉淀物的平均直径(d)和体积分数(f)。
表1 预测在不同的施加压力和不同的区域Al6061接头屈服强度的相关参数
表2 不同施加压力和不同的区域温度下获得的Al6061接头强化机制
表1和表2列出了每种强化机制的计算值，以及在不同外加压力和基材下生产的LFW AA6061接头性能的必要参数。从结果可以推断，在焊缝中心和距离焊缝中心0.5和2毫米处，基材和高压LFW AA6061接头的强化机制不同，尽管硬度值接近(图3)。沉淀强化是基体材料中最有效的机制，晶界和位错强化的影响很小。然而，在焊缝中心，随着在基材中形成的沉淀物溶解，LFW大大降低了沉淀强化的效果。相反，当具有极其严重塑性变形的工件在相对较低的温度下动态再结晶时，晶界强化的效果增加，导致在LFW过程中形成超细晶粒(~ 300纳米)(图5e)。不考虑压力，位错强化在LFW接头的焊接中心的影响并不大。当在高压下进行LFW试验时，不连续动态再结晶(Discontinuous Dynamic recrystallization-DDRX)会产生许多HAGBs(图4e)。在距离焊缝中心0.5和2 mm处，析出强化和位错强化是主要机制，其次是晶界强化。LAGBs也产生相当大的影响。
4. 结论
加强机制的实际作用虽取决于离焊缝中心的距离，但尽管接头不同区域的显微组织发生了显著变化，硬度分布却出人意料地均匀。接头中不存在软化和硬化区域，从而保证可获得与基材相当的优异拉伸性能。从以上分析中，可以明晰外加压力对加强机制的重要影响，是否考虑外加压力会使结果形成重要差异。通过结果分析，高压LFW可以产生具有优异机械性能的良好接头，从而能够焊接沉淀硬化铝合金以及其他金属合金。
来源：Choi, JW., Li, W., Ushioda, K. et al. Flat hardness distribution in AA6061 joints by linear friction welding. Sci Rep 11, 11756 (2021). https://doi.org/10.1038/s41598-021-91249-5
参考文章：1.Barnet, M. R. & Montheillet, F. The generation of new high-angle boundaries in aluminium during hot torsion. Acta, Mater 50, 2285–2296 (2002).
2.Liu, G., Zhang, G. J., Ding, X. D., Sun, J. & Chen, K. H. Modelling the strengthening response to aging process of heat-treatable aluminium alloys containing plate/disc- or rod/needle-shaped precipitates. Mater. Sci. Eng. A 344, 113–124 (2003).