不同冷却条件下高强Al–Cu–Li与Ag/Zr/Sc改性Al–Zn–Cu–Mg合金FSW接头显微组织、析出相稳定性及力学性能对比研究

《Materials》：A Comparative Study on Microstructure and Mechanical Properties of Friction Stir Welded Butt Joints Produced Under Different Cooling Conditions in a High-Strength Al–Cu–Li Alloy and an Al–Zn–Cu–Mg Alloy Modified with Ag, Zr, and Sc

　　

本研究对高强Al–Cu–Li合金与经Ag、Zr和Sc改性的Al–Zn–Cu–Mg合金在不同冷却条件（环境空气和强制水冷）下搅拌摩擦焊（friction stir welding, FSW）对接接头的显微组织演变和力学性能进行了全面且新颖的比较研究。通过横向拉伸测试和显微硬度分布测试评价力学性能。本工作的科学新颖性在于揭示在改变热循环下主导每种合金的独特相稳定性和晶粒细化机制。实验结果表明，强制水冷有效限制焊接峰值温度并缩短热暴露时间，从而显著抑制两种合金搅拌区（stir zone, SZ）的动态再结晶（dynamic recrystallization, DRX）晶粒长大。首次确立焊后硬化响应的关键差异：在Al–Cu–Li合金中，加速冷却部分阻止亚稳T₁-Al₂CuLi相的完全溶解，从而促进更高的接头恢复。相反，经Ag、Zr和Sc改性的Al–Zn–Cu–Mg合金表现出优异的结构稳定性；发现热稳定的Al₃(Sc, Zr)纳米析出相产生强Zener钉扎（Zener pinning）效应，即使在环境空气条件下也保持超细晶组织（≤1 μm），并在快速冷却过程中完全防止晶界剪切。因此，水冷改性Al–Zn–Cu–Mg接头获得超过85%的优异接头效率（joint efficiency），使典型热影响区（heat-affected zone, HAZ）失效位置向热机械影响区（thermomechanically affected zone, TMAZ）边界转移。

研究背景方面，Al–Cu–Li与Al–Zn–Mg–Cu（经Ag、Zr、Sc改性）铝合金因高比强度和高比刚度而广泛用于航空航天与火箭工程减重。第三代Al–Cu–Li合金如AA2050、AA2195、AA2198、AA2098和AA2199的开发目标是兼顾强度、工艺性、耐蚀性和循环疲劳寿命。Al–Cu–Li合金的高力学性能受固溶状态和二次弥散相控制，主要包括T₁-Al₂CuLi、θ′-Al₂Cu和δ′-Al₃Li，其析出取决于化学成分、预变形、淬火条件和人工时效制度。高强Al–Zn–Cu–Mg合金同样由沉淀硬化机制主导，淬火和时效后形成溶质团簇、Guinier–Preston（GP）区和亚稳η′-MgZn₂；提高Zn、Mg、Cu含量虽增强强度，但缩小热处理温度窗口，常规熔焊易产生热裂纹、元素偏析和粗大铸态组织。Sc微合金化在Zr存在时形成共格Al₃(Sc, Zr)弥散相，在热变形和焊接温度下稳定，并通过Zener机制钉扎晶界、抑制再结晶晶粒长大。FSW可在不熔化母材的情况下连接这些先进合金，接头通常包括SZ、TMAZ和HAZ，各区域在晶粒尺寸与形貌、位错密度、织构、残余应力和强化析出相状态方面差异显著。已有研究表明，Al–Cu–Li合金FSW参数不能在不同合金间直接迁移；7xxx合金FSW的主要冶金挑战是HAZ弱化，峰值温度足以溶解或粗化强化相但不足以再结晶，形成W型显微硬度分布并控制变形局部化和拉伸失效。厚板FSW中温度历史和冷却速率沿板厚形成陡梯度，焊缝表面下、SZ中心和焊缝根部组织差异明显。现有研究采用水下焊接、强制液冷、受控热输入方案和改型FSW制度应对该问题。尽管关于多种Al–Zn–Mg–Cu合金FSW的文献较多，但改变冷却速率对先进Ag、Zr、Sc改性Al–Zn–Mg–Cu体系接头性能的具体影响仍有限，尤其环境空气与强制液冷路径在多种微添加元素共存时如何改变各焊缝区显微组织演变和瞬态相状态尚不清楚。为此，研究人员开展两种有前景Al–Cu–Li与Al–Zn–Mg–Cu（Ag, Zr, Sc）合金在不同局部散热制度和焊后人工时效下FSW接头的显微组织演变、相组成和力学性能的综合比较分析，建立先进微合金化元素与外冷却速率之间的协同机制，揭示两种根本不同的沉淀硬化系统，并提供工程化高性能FSW接头的可靠路径。

关键技术方法概括（不超过250字）：材料为1.9–2.0 mm厚高强Al–Cu–Li与Ag/Zr/Sc改性Al–Zn–Cu–Mg合金板；FSW在俄罗斯科学院西伯利亚分院强度物理与材料科学研究所（ISPMS SB RAS）专用实验设备上完成，工具针高1.8 mm、轴肩直径12 mm，对比环境空气与强制水冷（水温8–12 °C），部分试样焊后人工时效（Al–Cu–Li：170 °C/32 h；Al–Zn–Cu–Mg：160 °C/36 h）；采用电火花加工（EDM）取样，通过横向拉伸、维氏显微硬度（ASTM E384，载荷50 g，保载10 s）、光学显微、扫描电镜（SEM）断口及透射电镜（TEM）/选区电子衍射（SAED）分析组织与性能。未涉及临床样本队列。

研究结果如下。3.1 Al–Cu–Li合金FSW接头的宏观与显微组织：通过全景宏观截面和光学显微观察发现，空气冷却接头具有典型分区结构，SZ与相邻TMAZ在蚀刻反差和局部结构不均匀性上明显不同于母材，可见由第二相粒子拔出留下的微孔及不同蚀刻强度区域；液冷条件下分区序列保持，显微组织连续性好，未见明显宏观缺陷，加速散热限制材料在促进强化纳米析出相溶解和粗化的临界温度区间停留，改变DRX动力学、稳定第二相高度弥散状态并减轻基体热退化；液冷加焊后人工时效后宏观结构保持连续，时效改变整个热机械影响区结构状态，SZ、TMAZ和HAZ局部沉淀硬化响应不同。3.2 Al–Zn–Cu–Mg（Ag, Zr, Sc）合金FSW接头的宏观与显微组织：通过宏观和光学显微观察发现，空气冷却接头SZ清晰，相对前进侧（AS）和后退侧（RS）呈不对称形貌，TMAZ保留初始冷变形母材的拉长晶粒特征；液冷后各特征区过渡边界不如空气冷却明显，整体宏观均匀性增强，SZ晶粒高度细化，邻近热机械影响区结构过渡逐渐；液冷接头焊后人工时效未引起明显宏观结构重排，SZ几何轮廓及TMAZ、HAZ空间边界与焊态液冷状态几乎相同，时效主要影响铝基体内强化析出相的纳米级形核和再分布，并反映在显微硬度、拉伸性能和高分辨电镜数据中。3.3 FSWed Al-Cu-Li合金SZ精细结构：通过TEM明场、暗场和SAED鉴定，空气冷却Al–Cu–Li合金SZ主要析出T₁-Al₂CuLi和θ′-Al₂Cu；液冷使T₁-Al₂CuLi和θ′-Al₂Cu粒子更薄、更短；水冷后170 °C/32 h时效使弥散粒子粗化、体积分数增加，部分粒子可能失去与基体共格，但新GP区形成有助于强化。3.4 FSWed Al–Zn–Cu–Mg（Ag, Zr, Sc）合金SZ精细结构：通过TEM和SAED发现，空气冷却SZ晶内同时存在粗大和细小析出相；液冷接头SZ动态再结晶晶粒内存在高密度细小共格GP区，其周边有明显应变诱发弯曲轮廓，表明铝基体与共格粒子间晶格错配造成局部弹性应变场；160 °C/36 h时效使已有GP区粗化，并析出大量新GP区和细小粒子。3.5 Al–Cu–Li与Al–Zn–Cu–Mg（Ag, Zr, Sc）合金SZ内焊缝金属力学性能：通过显微硬度分布和横向拉伸测试发现，Al–Cu–Li合金液冷加时效SZ硬度最高，焊态液冷接头硬度低于空气冷却接头，二者均呈W形并在TMAZ出现结构弱化区，时效后焊缝硬度不均匀性显著降低；Al–Zn–Cu–Mg合金呈相反冷却条件依赖性，焊态水冷SZ显微硬度高于空气冷却，时效后达到最高硬度，TMAZ仍保留软化区但时效SZ硬度等于或超过母材。拉伸结果显示，Al–Cu–Li液冷加时效接头强度最高，相对应变约0.02时应力约450 MPa，试验末约520–525 MPa；液冷焊态接头变形抗力最低，试验末约390 MPa。空气冷却焊态拉伸曲线出现重复载荷下降，液冷试样波动较弱，时效后几乎消失，这是Portevin–Le Chatelier（PLC）效应及动态应变时效（dynamic strain aging, DSA）的表现，Cu、Li等溶质原子向位错芯迁移形成Cottrell气团并钉扎位错；液冷通过抑制溶质快速迁移、促进空位湮灭而减弱锯齿，时效则因Cu、Li从固溶体耗尽形成T₁和θ′而消除PLC效应。Al–Zn–Cu–Mg合金液冷加时效接头最大抗拉强度约610 MPa，流变应力约560 MPa后曲线平滑上升至颈缩；液冷焊态约560 MPa但应变硬化速率较低；空气冷却最低约510 MPa。断口SEM以微孔和韧窝为主，主要为微孔聚合驱动的韧性断裂；Al–Cu–Li液冷加时效试样局部可见平坦解理面和脆性特征。

讨论部分总结：文献中Al–Cu–Li合金FSW接头强度多低于母材，降低工具转速以减少总热输入可提高2195合金接头强度，说明降低SZ峰值温度、缩短热循环有助于提高焊后接头强度；Al–Cu–Li FSW接头普遍存在接头效率不足，原因是析出路径不受控和强化相不均匀溶解造成各区域局部力学性能差异，进而引起应变局部化和早期失效。主动热管理可调控FSW各分区析出动力学。空气射流冷却是中间散热速率，使Al–Cu–Li合金SZ在高温扩散区间停留较久，高密度位错促进T₁沿{111}_Al habit plane动态析出，焊态抗拉强度约450 MPa、SZ显微硬度约1.40–1.50 GPa；相同条件下Al–Zn–Cu–Mg（文中对应AA7075）体现高淬火敏感性，Zn、Mg向位错壁和晶界等缺陷汇迁移，异质析出粗大、热力学稳定但非共格η-MgZn₂，造成晶内固溶体局部贫化，焊态抗拉强度约500 MPa、SZ硬度约1.65–1.80 GPa并波动。强制水冷则提高散热速率，绕过连续冷却转变（continuous cooling transformation, CCT）图高温相变临界区，保留过饱和固溶体（supersaturated solid solution, SSSS）。Al–Cu–Li中水冷造成热晶格收缩、过量热空位坍塌湮灭，Li与空位结合能高，空位消失阻碍Li传输并阻碍FCC基体向T₁六方结构重构所需的弹性剪切应变协调，T₁和半共格θ′形核受抑，焊态SZ处于欠时效状态，抗拉强度最低约390 MPa、硬度约1.35–1.40 GPa；Al–Zn–Cu–Mg中水冷抑制晶界稳定η相长大和聚合，Zn、Mg保留在固溶体中，但易发生无势垒均匀团簇和自然时效，在SZ形成高密度纳米GP区，出现局部中心显微硬度峰约1.95–2.00 GPa。水冷后人工时效改变强度平衡：Al–Cu–Li在170 °C/32 h时，空位—溶质复合体扩散被激活，清洁过饱和固溶体使化学驱动力最大、临界形核半径最小，T₁沿{111}_Al、θ′沿{100}_Al共析出并互锁形成超密强化结构，抗拉强度峰值约525 MPa、硬度约1.80 GPa；Al–Zn–Cu–Mg在160 °C/36 h时GP区转变为密集均匀亚稳η′，抗拉强度超过600 MPa、硬度约2.20 GPa。空气冷却试样时效时基体已贫化且存在较粗预存核，直接进入Lifshitz–Slyozov–Wagner（LSW）扩散控制Ostwald熟化，细粒子溶质向粗粒子迁移，Al–Cu–Li中θ′界面能高于T₁，其粗化速率常数更高并趋于完全降解溶解，基体化学驱动力降至零，晶内二次形核被阻断，时效后呈过时效组织，位错易按Orowan机制绕过粗大粒子，故强度低且焊后时效响应有限。

研究结论（译）：第一，在改变热循环下首次确立微结构稳定机制的根本差异；两种合金均受益于强制水冷通过抑制SZ动态再结晶晶粒长大，但其相稳定性机制根本不同。第二，在Al–Cu–Li合金中，焊后硬化响应由强化相热溶解动力学控制；研究独特证明加速水冷部分阻止亚稳T₁-Al₂CuLi相完全溶解，直接驱动更高的焊后接头恢复。第三，经Ag、Zr和Sc改性的Al–Zn–Cu–Mg合金因热稳定Al₃(Sc, Zr)纳米析出相产生强Zener钉扎而表现空前结构稳定性，即使在环境空气条件下也保持超细晶组织（≤1 μm），并在快速冷却过程中完全抑制晶界剪切。第四，通过强制水冷优化冷却速率，改性Al–Zn–Cu–Mg合金获得超过85%的接头效率，使典型HAZ失效位置向TMAZ边界转移，为高强铝FSW接头结构优化提供新路径。