7A04铝合金是一种超高强度铝合金，属Al-Zn-Mg-Cu系铝合金，具有比强度高、抗腐蚀性能好、韧性好、易成型等优点，已广泛应用于航空航天、船舶、车辆等工业领域。在7A04铝合金实际应用中，焊接是其加工过程中的关键技术。采用钨极气体保护焊、熔化气体保护焊、等离子弧焊等传统焊接方法，焊接接头容易产生气孔、裂纹等缺陷，很难进行高效优质连接，焊接接头强度仅为母材的50%～70%^{[1, 2]}。

搅拌摩擦焊接(Friction Stir Welding,FSW)是一种新型的固相连接技术^[3]。在该种焊接过程中，被焊接材料发生了剧烈的塑性变形，实现了焊接接头晶粒细化和组织均匀化。由于FSW具有较低的热循环作用，使熔化焊接中容易产生的缺陷得到较大程度的避免，抑制了焊接时组织严重粗化的倾向，提高了焊接接头的强度和塑性^[4-6]。近年来国内外的一些学者对常用的2系、7系铝合金FSW进行了大量的研究表明：与传统的熔化焊接方法比较，FSW可有效提高高强铝合金焊接接头性能，但在焊接时也产生了由摩擦和塑性变形而引起的大量热量，从而引起了焊接接头的热软化效应，导致焊接接头强度明显低于母材^[7-11]。为解决以上问题，国内外学者尝试使用强制冷却介质对FSW过程中的工件进行实时冷却或焊后冷却，可有效地减少被焊接工件的热输入量，减小再结晶晶粒和析出相长大的驱动力，进而达到细晶强化和沉淀强化的目的，使焊接接头的强度有所提高，抗拉强度可达到母材的70%～80%，但仍明显低于母材^[12-14]。BENAVIDES等^[12]对比研究了空气中和水下2024铝合金FSW接头的组织性能。结果表明：在空气中FSW时，板材最高温度达到330℃，焊接接头晶粒尺寸为10μm，在水下FSW时，板材最高温度只有140℃，晶粒尺寸为0.8μm，焊接接头性能有了较大的提高。

为进一步提高焊接接头性能，国内外学者尝试在FSW后进行焊后热处理(Post Weld Heat Treatments,PWHT)^[15-17]。HU等^[15]对2024铝合金FSW接头进行200～450℃不同温度的热处理，结果表明：热处理后的焊接接头性能有所提高，450℃热处理2h后的接头强度明显提高，只略低于母材的强度。BOONCHOUYTAN等^[16]对半固态成形的356铝合金FSW接头进行焊后热处理，热处理后接头最高抗拉强度达到228.92MPa，最高硬度为98.1HV，相比于FSW未热处理接头强度有明显提高。焊后热处理可改善焊接过程中产生的组织不均匀性及强化相分布，从而提高焊接接头性能。目前，关于焊后热处理对7系超高强铝合金焊接接头组织性能的影响研究报道较少，特别是针对水下搅拌摩擦焊接后的焊接接头进行焊后热处理的研究更是鲜有报道。本工作对7A04-T6铝合金板进行水下搅拌摩擦焊接(Submerged Friction Stir Welding,SFSW)，并对焊接接头进行焊后热处理，重点研究焊后热处理对析出相尺寸及分布的影响，以期为实现7A04超高强铝合金高效优质连接提供实验数据和理论支持。

1 实验材料与方法

实验选用轧制态的7A04-T6铝合金板材，实验前将板材剪切为尺寸60.0mm×60.0mm×2.8mm，该材料的化学成分见表 1。

SFSW实验在改造后具有循环水冷却系统的X5032型立式升降台铣床上进行，搅拌头工具材料选用W18Cr4V，搅拌头轴肩直径为12mm，搅拌针直径为3.4mm，针长为2.5mm，旋转速率为950r/min，焊接速率为150mm/min，实际压下量为0.2mm。焊接前，先将板材需要焊接的连接面用砂纸打磨平整并清洗，冷却系统的循环水流速为0.15L/s。对SFSW后的板材进行PWHT，热处理工艺为475℃保温1h后水冷，再进行120℃保温24h的时效处理后炉冷。

将母材、SFSW及PWHT工件沿横截面切割制作试样。使用401MVD型显微硬度计进行硬度测试，测试位置为沿试样横截面厚度中心水平方向，硬度测试间隔为0.5mm。沿平行于焊缝方向切取透射电子显微观察试样，试样研磨至50μm后采用MTP-1型双喷减薄机进行减薄。减薄后的试样在JEM-3010型透射电子显微镜下观察。室温拉伸实验在 Instron-8801试验机上进行，拉伸实验按照ASTM-E8/E8M-08标准执行，沿垂直于焊缝方向切取拉伸试样，平行试样3个，拉伸速率为1mm/min。拉伸断口形貌采用JSM-6700F型场发射扫描电子显微镜观察。

2 结果与分析 2.1 接头宏观形貌

图 1所示为7A04-T6铝合金SFSW接头的横截面宏观形貌。由图 1可见，SFSW接头主要包括焊核区(Nugget Zone,NZ)、热机械影响区(Thermo-mechanically Affected Zone,TMAZ)、热影响区(Heat-affected Zone,HAZ)。由于循环水在SFSW过程中的强制冷却作用，抑制了由摩擦热和塑性变形热引起的高温，使热影响区的组织因受热产生的变化较小，因此热影响区较为不明显。位于前进侧(Advancing Side,AS)的TMAZ区与NZ区的分界面较后退侧(Retreating Side,RS)清晰。这是因为在SFSW过程中，位于AS侧的金属在搅拌针旋转剪切的作用下，流动方向与焊接方向相同，而RS侧金属的流动方向与焊接方向相反。同时，在搅拌针的移动过程中，AS侧和RS侧的金属同时受到搅拌针的前进挤压作用，使得两侧金属都向焊接方向的反方向流动，造成AS侧金属在搅拌针旋转剪切和前进挤压作用下形成了相反的流动方向，金属在该区域形成强烈的相对运动，从而形成清晰的分界面。

2.2 微观组织

7A04铝合金的主要强化机制是沉淀时效强化，合金的强度主要由沉淀析出相的特征决定，这里主要对合金在不同加工工艺下的沉淀析出相特征进行讨论。图 2所示分别为母材、SFSW接头和PWHT接头NZ区微观组织形貌，从图 2可见，7A04铝合金母材经T6人工时效导致晶粒内部和晶间沉淀析出细小的平衡相η-MgZn^[18]₂(见图 2(a))。

在SFSW时，搅拌头摩擦热和机械搅拌作用使处于NZ的金属发生剧烈的塑性变形。从热量的角度来看，随着转速的增大，焊接接头热输入量越高，当转速在950r/min时，较大的热输入量使SFSW接头瞬时温度超过了析出相η-MgZn₂的固溶温度，在强塑性变形的联合作用下，大部分析出相发生了固溶，未固溶的析出相发生长大，由于循环水的快速冷却，使得接头NZ在冷却时只有少量的析出相从基体中析出，呈现出少量析出相分散分布的特征(见图 2(b))。在对焊后接头进行固溶热处理的过程中，使得析出相重新发生固溶反应，并在时效处理过程中从基体中析出大量析出相，使PWHT接头NZ呈现出弥散分布的细小析出相形貌(见图 2(c))。

2.3 力学性能

图 3所示分别为母材、SFSW接头和PWHT接头的显微硬度分布图。由图 3可见，SFSW接头和PWHT接头的硬度较母材都有所降低。SFSW接头硬度降低明显，这是由于焊接过程中的热软化作用破坏了母材T6峰值时效状态，导致接头中析出相η-MgZn₂产生的沉淀强化作用减弱。SFSW接头硬度分布曲线呈现“W”型，这是因为在转速950r/min时，NZ材料经受了大量的摩擦热，并产生了剧烈塑性变形，使得析出相发生了固溶，在焊后循环水冷却过程中，NZ有少量析出相从基体中析出，发生了析出时效效应，使得NZ硬度明显回升，NZ平均硬度达到129.1HV。

PWHT接头硬度分布较为均匀，未出现明显的硬度下降区域。这是由于SFSW接头在固溶处理过程中，组织均匀化的同时析出相重新固溶到基体中，并在后续的时效处理过程中从基体中析出大量细小弥散分布的析出相，使得硬度明显升高，平均硬度达到168.8HV。

图 4所示分别为7A04-T6铝合金母材、SFSW接头和PWHT接头的室温拉伸性能。由图 4可见，PWHT接头的抗拉强度为590MPa，达到母材抗拉强度(614MPa)的96.1%，明显比SFSW接头的抗拉强度系数85.2%(523MPa)高。这是因为焊后热处理条件下，弥散分布的细小析出相，造成基体晶格畸变，阻碍了材料塑性变形时位错运动。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，会在质点周围生成位错环以通过脱溶质点的阻碍。按照Orowan强化机制^[19]，当体积分数一定时，脱溶质点半径越小，强化值越大。焊后热处理改善了SFSW接头析出相形貌及组织不均匀的特点，从而改善了接头的拉伸性能，使PWHT接头强度较SFSW接头明显提高。同时，SFSW接头拉伸时集中在NZ和TMAZ交界处发生断裂失效，这是因为此接头区域具有较大的组织梯度和析出相尺寸，使得此区域塑性较低。PWHT接头由于组织及析出相的均匀分布，接头断裂位置在焊接区域内随机分布。

图 5所示为PWHT和SFSW接头拉伸真应力-真应变曲线，从图 5可见，PWHT和SFSW接头呈现出相似的应力应变行为，其中PWHT接头表现出较长的加工硬化历程。图 6所示为PWHT和SFSW接头拉伸加工硬化速率-真应变曲线。从图 6可以看出，PWHT和SFSW接头表现出相同的应变硬化阶段。在变形初始阶段，材料中位错存储速率较大，具有较高的加工硬化速率。随着变形的进行，材料的应变硬化速率持续下降，当位错的存储被动态回复所抵消且两者达到平衡时，出现了新的平衡阶段，材料的应变硬化速率保持恒定，由于损伤的积累，最终导致在该平衡阶段快结束时，材料发生失效。与SFSW接头相比，PWHT接头表现出较高的加工硬化程度，这是因为PWHT接头具有弥散分布的细小析出相，提高了可动位错运动障碍，从而提高了接头的应变硬化能力，使得接头在具有优良强度的同时，保持了较好的塑性。

2.4 拉伸断口形貌

图 7所示分别为SFSW接头和PWHT接头拉伸断口形貌。由图 7可见，不同工艺下接头的拉伸断口特征为微孔聚合和解理混合型，具有等轴状韧窝。解理断裂是一种穿晶断裂，断裂面沿一定的解理面分离。韧窝的形成与析出相及塑性变形有关，因析出相的强度、弹性模量和塑性等均与母材不同，塑性变形时，滑移沿基体滑移面进行，析出相起到阻碍作用，形成位错塞积群，进而在两者交界处造成应力集中，随着应变量的增大，应力集中加剧，过大的集中应力造成界面分离或析出相本身折断，形成细小的微孔，这是裂缝的起源点。随着塑性变形的继续，微孔间金属继续变形，材料局部被拉长，微孔钝化。微孔间的材料以内颈缩的方式断裂，拉伸破坏时，微观裂纹就在析出相周围形成，进而扩展断裂。从SFSW接头拉伸断口(图 7(a))可以看出，有颗粒状的析出相存在于部分韧窝内部，个别粗大的析出相颗粒在应力集中的作用下已经发生破裂脱落，并在析出相和基体界面处出现裂纹，粗大的析出相增加了界面开裂的几率和裂纹的扩展速率，降低了焊接接头的塑性。从PWHT接头(图 7(b))中可以看出韧窝呈细小等轴状分布均匀，这是由于焊后热处理状态下接头中析出相呈细小弥散分布，没有粗大的析出相出现，使得PWHT接头伸长率较SFSW接头有所提高。

3 结论

(1) 焊后热处理使得NZ析出相重新发生固溶反应，并在时效处理过程中从基体中析出大量析出相，使PWHT接头NZ呈现出弥散分布的细小析出相形貌，优于SFSW接头NZ的少量析出相分散分布的特征。

(2) SFSW接头硬度曲线呈“W”型，PWHT接头硬度分布均匀，平均硬度值为168.8HV，明显高于SFSW接头NZ平均硬度值129.1HV。

(3) PWHT接头的抗拉强度为590MPa，达到母材抗拉强度的96.1%，明显高于SFSW接头的强度系数85.2%，且PWHT接头的应变硬化能力增强，拉伸断口特征为微孔聚合和解理混合型。