吳 瑋，張廣川，戚浩杰，黃 宏，鄧展鷹，殷相杰

（1.重慶理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400054；2.重慶市特種焊接材料與技術(shù)高校工程研究中心，重慶 400054；3.陜西漢德車橋有限公司，陜西 寶雞 722408）

內(nèi)燃機(jī)將燃油的化學(xué)能轉(zhuǎn)化成機(jī)械能的效率的關(guān)鍵在于活塞。活塞的使用環(huán)境要求其具有較高的結(jié)構(gòu)強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度，同時(shí)具有耐高溫、耐磨損以及適當(dāng)?shù)臒崤蛎浵禂?shù)等性能［1-2］。隨著內(nèi)燃機(jī)的發(fā)展，對(duì)活塞的要求也越來(lái)越高，不僅要能夠適應(yīng)多種燃料，承受更高的壓力和溫度，還要保證較低的自重，減小摩擦損耗，提高燃油利用率［3］。因此，材料上的創(chuàng)新，顯得尤為重要了。

目前國(guó)內(nèi)外活塞的材料除鋁硅合金外，還有鑄鐵、鋁基復(fù)合材料、陶瓷等［4］。鑄鐵密度大，強(qiáng)度高，鑄鐵活塞一般鑄造成型后再進(jìn)行機(jī)加工，制造難度大且成本高，主要用在高功率柴油機(jī)上［5］。汽油機(jī)的活塞頭部形狀一般較為復(fù)雜，不易加工，同時(shí)汽油機(jī)轉(zhuǎn)速普遍較高，為克服高轉(zhuǎn)速引起的高慣性力的問(wèn)題，對(duì)活塞輕量化要求高，所以鑄鐵活塞［6］還沒(méi)有在汽油機(jī)上批量應(yīng)用。

鋁硅合金具備密度低、強(qiáng)度較高、導(dǎo)熱性好、耐磨性能優(yōu)良、鑄造性能好、易機(jī)加工、成本低等眾多優(yōu)點(diǎn)［7］，已廣泛應(yīng)用于汽油機(jī)和低功率柴油機(jī)活塞［8］。但是，由于活塞的工作環(huán)境較為復(fù)雜，不同部位對(duì)性能的要求也有著較大的差異［9］。因此，以不同工藝或材料制造活塞的不同部位，然后采用焊接的方法進(jìn)行活塞的整體制造就顯得非常具有研究?jī)r(jià)值。其中Al-Si-Cu-Ni-Mg系活塞鋁合金在活塞制造材料中占據(jù)著重要地位［10］。目前國(guó)內(nèi)外很少見(jiàn)到關(guān)于Al-Si-Cu-Ni-Mg系活塞鋁合金焊接研究的報(bào)道，關(guān)于此系鋁合金焊接過(guò)程對(duì)接頭性能影響情況的研究也較少。對(duì)此，本文針對(duì)Al-Si-Cu-Ni-Mg系活塞鋁合金，采用不同的慣性摩擦焊接工藝參數(shù)進(jìn)行了研究，然后對(duì)接頭的力學(xué)性能、斷面形貌、斷面組織等進(jìn)行了研究表征，為活塞鋁合金的應(yīng)用提供了有力的實(shí)踐支撐。

1 試驗(yàn)方法與材料

試驗(yàn)采用直徑為φ14 mm的棒狀鑄態(tài)Al-Si-Mg-Ni-Cu系活塞鋁合金作為焊接試驗(yàn)材料，試樣長(zhǎng)度分別為60 mm和80 mm。圖1為此種材料的初始金相組織圖可以看到，材料母材組織均勻性較差，存在著各種第二相，這些第二相的出現(xiàn)在一定程度上提高了材料的高溫強(qiáng)度，但會(huì)導(dǎo)致材料在室溫條件下的脆性增大、塑韌性降低［11］。從材料的金相組織圖中可以看到，此種材料是由初晶-Si、Mg2Si、α-Al基體以及Al3Ni和（CuNi）2Al3混合組織組成［12］。

試驗(yàn)采用CT-J150／235型特種摩擦焊機(jī)進(jìn)行?？紤]Al-Si-Mg-Ni-Cu系活塞鋁合金的室溫脆性較大的因素，焊接時(shí)采用一級(jí)慣性摩擦焊接方法進(jìn)行試驗(yàn)，即摩擦轉(zhuǎn)速等于頂鍛轉(zhuǎn)速、摩擦壓力等于頂鍛壓力的工藝方法，其具體的工藝參數(shù)如表1所示。

表1 慣性摩擦焊接工藝參數(shù)

焊接完成后分別采用上海華龍測(cè)試儀器生產(chǎn)的微機(jī)控制電子萬(wàn)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接頭拉伸試驗(yàn)，采用JSM-6460LV掃描電子顯微鏡及其配套的能譜儀進(jìn)行接頭斷面分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 外觀形貌

慣性摩擦焊是一種高效率的焊接方法，整個(gè)焊接過(guò)程只有30 s不到的時(shí)間。焊接過(guò)程中接頭界面處的金屬會(huì)被擠出形成飛邊，飛邊的形態(tài)能夠在一定程度上反映出接頭的連接質(zhì)量［13］。由于接頭的飛邊形貌無(wú)明顯差異，試驗(yàn)采用機(jī)加工的方法將外側(cè)飛邊車掉，如圖2所示。然后對(duì)接頭外觀形貌進(jìn)行觀察，可以看到，不同焊接參數(shù)下焊接得到的接頭外觀上均存在著一定缺陷，接頭的連接不是很充分。出現(xiàn)外觀缺陷的原因是，此種金屬室溫下塑韌性較差，焊接時(shí)在摩擦力的作用下會(huì)導(dǎo)致界面金屬呈塊狀被擠出，隨后塑性層金屬又來(lái)不及填充進(jìn)縫隙中，從而形成圖中樣式的外觀缺陷。但是，結(jié)合焊接參數(shù)的變化情況可以發(fā)現(xiàn)，隨著轉(zhuǎn)速的增加，接頭界面處的外觀缺陷逐漸減小。轉(zhuǎn)速為1 200 r／min時(shí)，如圖2（a）所示，焊縫外觀缺陷呈連續(xù)長(zhǎng)條狀；轉(zhuǎn)速增加到1 300 r／min時(shí)，外觀缺陷總長(zhǎng)度明顯縮短，且斷續(xù)存在，如圖2（b）所示；當(dāng)轉(zhuǎn)速增加到1 500 r／min時(shí)，外觀缺陷基本消失，僅存在較小的一個(gè)點(diǎn)狀缺陷，如圖2（c）所示。這是因?yàn)?，隨著轉(zhuǎn)速的增大，界面的熱輸入隨之增大，界面溫度升高，使界面處達(dá)到塑性狀態(tài)的金屬增多，焊接時(shí)能夠及時(shí)填充到縫隙中的塑性金屬增多，接頭產(chǎn)生的外觀缺陷也就隨之減小。僅從外觀形貌來(lái)看，較高摩擦轉(zhuǎn)速時(shí)，接頭連接質(zhì)量明顯優(yōu)于較低摩擦轉(zhuǎn)速條件下得到的接頭。

2.2 接頭抗拉強(qiáng)度測(cè)試

焊接完成后，將不同焊接參數(shù)條件下焊接得到的接頭按如圖3所示尺寸進(jìn)行機(jī)加工，拉伸試樣以焊縫為中心，總長(zhǎng)100 mm，承載面直徑為10 mm。隨后在萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行接頭抗拉強(qiáng)度測(cè)試。

測(cè)試結(jié)果如圖4所示，圖中橫坐標(biāo)為焊接時(shí)所采用的摩擦轉(zhuǎn)速，縱坐標(biāo)為接頭抗拉強(qiáng)度值。從圖4中可以看出，接頭抗拉強(qiáng)度隨摩擦轉(zhuǎn)速的增加，隨之增加。當(dāng)摩擦轉(zhuǎn)速為1 200 r／min時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度僅有105.4 MPa，斷裂發(fā)生在焊縫處；當(dāng)轉(zhuǎn)速增加到1 300 r／min時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度上升到146.3 MPa，斷裂發(fā)生在焊縫熱機(jī)影響區(qū)；當(dāng)轉(zhuǎn)速達(dá)到1 500 r／min時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值177.9 MPa，斷裂同樣發(fā)生在焊縫熱機(jī)影響區(qū)。接頭抗拉強(qiáng)度的變化情況，與外觀觀察得出的結(jié)論基本吻合。

2.3 接頭斷面分析

試驗(yàn)采用掃描電鏡（SEM）配合能譜分析儀（EDS）對(duì)拉伸實(shí)驗(yàn)得到的斷口進(jìn)行觀察分析。拉伸試樣的斷面形貌，能夠在一定程度上反映接頭受到拉伸載荷時(shí)，斷裂面組織的宏微觀變化情況。同時(shí)，對(duì)拉伸式樣斷面進(jìn)行觀察分析，能夠?qū)宇^的斷裂過(guò)程進(jìn)行一定的分析。對(duì)斷面典型區(qū)域進(jìn)行能譜點(diǎn)掃描，分析各區(qū)域的元素含量，鑒定斷面各區(qū)域的相組成，并根據(jù)分析結(jié)果探究接頭強(qiáng)度變化的具體原因。

圖5為轉(zhuǎn)速1 200 r／min參數(shù)下的試樣斷口宏觀下的SEM圖。從宏觀上觀察可以發(fā)現(xiàn)，斷面整體較為平整，斷面左側(cè)有部分區(qū)域顏色明顯有別于其他區(qū)域，這是由于此區(qū)域在焊接過(guò)程中塑性金屬填充不夠充分，從而形成的宏觀裂紋區(qū)。對(duì)斷面其他位置進(jìn)行觀察（如圖6所示），為宏觀裂紋區(qū)放大后的SEM圖。從圖6中可以看到此區(qū)域斷面呈層狀且沿一定方向分布。此種斷面形貌的出現(xiàn)，是由于界面熱輸入較低，僅能使接頭表面較薄的材料達(dá)到熱塑性狀態(tài)。同時(shí)由于室溫下材料塑韌性較差，在摩擦焊接的初始階段材料被成塊擠出，從而形成圖中樣式的形貌。此接頭抗拉強(qiáng)度僅有105.4 MPa，絕大部分原因是邊緣位置宏觀裂紋區(qū)的存在。進(jìn)行接頭拉伸試驗(yàn)時(shí)，由于缺口效應(yīng)，導(dǎo)致此區(qū)域出現(xiàn)嚴(yán)重應(yīng)力集中的現(xiàn)象。同時(shí)由于材料室溫下塑韌性較差，一旦形成裂紋，將會(huì)迅速擴(kuò)展，從而導(dǎo)致接頭強(qiáng)度很低。

圖7 為1 300 r／min摩擦轉(zhuǎn)速下焊接得到接頭的宏觀形貌SEM圖。相比于1 200 r／min轉(zhuǎn)速接頭，斷面的各個(gè)區(qū)域的形貌特征更為一致，不存在宏觀裂紋區(qū)，但仍然存在明顯的脆性斷裂、穿晶斷裂的特征。從宏觀斷口形貌觀察可以發(fā)現(xiàn)，斷面四周存在大量棱狀形貌，整個(gè)斷面基本不存在塑性變形。

此試樣斷裂發(fā)生在靠近焊縫的熱機(jī)影響區(qū)，將斷面局部區(qū)域放大，如圖8所示，仔細(xì)觀察SEM圖可以發(fā)現(xiàn)，斷面中存在大量細(xì)小的顆粒狀組織。同時(shí)，在這些細(xì)小的顆粒狀組織之間能夠發(fā)現(xiàn)許多微小的裂紋。在慣性摩擦焊接過(guò)程中，接頭熱機(jī)影響區(qū)既受到焊接熱的影響，又受到機(jī)械力的影響。由于此試樣摩擦轉(zhuǎn)速仍然較低，在慣性摩擦焊接過(guò)程中，界面塑性變形層較薄，近焊縫區(qū)域受力的影響較熱的影響更大。因此，在機(jī)械力的作用下，母材中的部分組織被擠碎成小顆粒狀，而此區(qū)域的熱量又不足以使這些破碎的晶粒緊密地結(jié)合在一起，從而在細(xì)小顆粒間形成大量微小的裂紋。這些微裂紋的出現(xiàn)，嚴(yán)重限制了接頭的連接質(zhì)量，使得接頭強(qiáng)度仍然較低，但由于接頭界面不存在宏觀裂紋區(qū)，所以此試樣相比于1 200 r／min轉(zhuǎn)速下得到的接頭，強(qiáng)度有所提高，達(dá)到了146.3 MPa。

對(duì)圖8中各特征區(qū)域進(jìn)行能譜分析（EDS），分析結(jié)果如表2～表4所示。從表2中的EDS結(jié)果可以知道，點(diǎn)1處深色區(qū)域主要是Si元素，含有少量的Al元素，以及微量的Ni、Cu元素，從其質(zhì)量及原子比可以判斷此區(qū)域?yàn)槌蹙Ч?。初晶Si是Al-Si系活塞合金組織中的第二相，它可以改善此類合金的鑄造性能，其形狀和分布與合金的力學(xué)性能密切相關(guān)［14］。當(dāng)Si相細(xì)小、圓整、分布均勻時(shí)，既能提高力學(xué)性能，又能改善合金的加工性能［15］。從圖8中還可以看出，此區(qū)域初晶硅的形狀較為圓整，但是晶粒尺寸較大，對(duì)材料的力學(xué)性能提升不大。

表2 圖8點(diǎn)1處EDS檢測(cè)結(jié)果 %

表3 圖8點(diǎn)2處EDS檢測(cè)結(jié)果 %

表4 圖8點(diǎn)3處EDS檢測(cè)結(jié)果 %

從表3的檢測(cè)結(jié)果可知，點(diǎn)2處所含有的元素以Al元素為主，含有一定量的Si元素，以及少量的Cu元素。從元素質(zhì)量及原子比可推測(cè)，此處應(yīng)為此類活塞合金的α-Al基體。在室溫條件下測(cè)試此類活塞鋁合金的抗拉強(qiáng)度，不僅取決于第二相對(duì)材料的強(qiáng)化，更重要的是依靠固溶強(qiáng)化相對(duì)α-Al基體的固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)α-Al基體的尺寸和形貌對(duì)材料的強(qiáng)度也有著很大的影響［16］。從斷面的形貌可以看出，α-Al基體的連續(xù)性較差，甚至在局部區(qū)域存在著大量的微裂紋，因此，導(dǎo)致此參數(shù)下得到的接頭的抗拉強(qiáng)度仍然較低。

同理，從表4的結(jié)果中可以看出，點(diǎn)3位置處所含元素以Al元素為主，Cu、Ni元素也在此處出現(xiàn)富集。根據(jù)各元素的原子比，可以推測(cè)，此處應(yīng)為Al3Ni與（CuNi）2Al3兩相的混合組織。圖9為1 500 r／min轉(zhuǎn)速下獲得接頭的斷面宏微觀形貌。從宏觀來(lái)看，此接頭仍然不存在明顯的塑性變形，接頭形貌仍保持脆性斷裂的特征。但相比于1 300 r／min轉(zhuǎn)速條件下得到的接頭，其形貌存在明顯的變化，局部區(qū)域能夠看到有材料呈浮起的云朵狀，這是因?yàn)榇嗽嚇咏M織存在一定的塑性，斷裂過(guò)程中局部區(qū)域組織發(fā)生少量的塑性變形，導(dǎo)致部分材料從基體上撕起，從而形成如云朵狀的形貌。局部區(qū)域塑性的提高，導(dǎo)致此接頭的抗拉強(qiáng)度明顯高于較低參數(shù)下得到的2個(gè)接頭，達(dá)到了177.9 MPa。

圖10 為斷面局部區(qū)域放大后的斷面微觀形貌。從圖10中可以看出，斷面仍然為脆性斷裂，存在明顯的穿晶斷裂特征。但是相比于前2種參數(shù)得到的接頭斷口，此接頭斷面處的各組織更為均勻，沒(méi)有明顯的粗大晶粒出現(xiàn)，從而在一定程度上提高了接頭強(qiáng)度。仔細(xì)觀察斷面，可以發(fā)現(xiàn)局部區(qū)域仍然存在少量微裂紋。這些微裂紋的存在，導(dǎo)致接頭在這些微裂紋處應(yīng)力集中，承受拉伸載荷時(shí)，后續(xù)裂紋從這些薄弱處萌生并迅速擴(kuò)展，造成接頭強(qiáng)度有所提高但仍較母材強(qiáng)度低。

同樣，對(duì)此接頭斷面各特征區(qū)域，如圖10中所標(biāo)記的4、5、6位置進(jìn)行能譜點(diǎn)掃描，測(cè)試結(jié)果列于表5～表7中。從表5中的EDS測(cè)試結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，點(diǎn)4處元素種類和各元素含量與表2非常接近，由此可以推斷點(diǎn)4位置應(yīng)為初晶硅相。同樣的，對(duì)比表6和表3、表7和表4，可以發(fā)現(xiàn)，其元素種類和含量差別也不大。因此，可以判斷點(diǎn)5與點(diǎn)2應(yīng)同為α-Al基體，點(diǎn)6與點(diǎn)3應(yīng)同為Al3Ni與（CuNi）2Al3兩相的混合組織。

表5 圖10點(diǎn)4處EDS檢測(cè)結(jié)果 %

表6 圖10點(diǎn)5處EDS檢測(cè)結(jié)果 %

表7 圖10點(diǎn)6處EDS檢測(cè)結(jié)果 %

2.4 熱機(jī)影響區(qū)組織形態(tài)分析

為探究接頭總是在熱機(jī)影響區(qū)斷裂的原因，以及斷面上觀察到的微裂紋在接頭未進(jìn)行拉伸前的狀態(tài)，試驗(yàn)對(duì)1 500 r／min轉(zhuǎn)速得到的接頭的組織形態(tài)進(jìn)行了進(jìn)一步的分析觀察。

圖11為接頭宏觀組織形貌圖。根據(jù)圖中不同區(qū)域的組織形貌的變化情況，可以將接頭分為焊縫區(qū)、熱機(jī)影響區(qū)。從圖11中可以看到，焊縫區(qū)域組織較為細(xì)小，整體沿著徑向分布。這是因?yàn)楹附舆^(guò)程中接頭界面的焊接熱相對(duì)較高，能夠使界面金屬達(dá)到塑性流變狀態(tài)，隨后在摩擦力的作用下，晶粒沿著接頭徑向被細(xì)化。同時(shí)從熱機(jī)影響區(qū)可以看到，組織存在明顯的變形，整體呈現(xiàn)由內(nèi)向外流線型分布。這是因?yàn)榇藚^(qū)域焊接熱輸入降低，材料的塑性變形能力減弱，在機(jī)械力的作用下此區(qū)域的組織被擠壓拉長(zhǎng)，形成圖中所示組織形貌。

考慮多次拉伸試驗(yàn)中接頭斷裂均發(fā)生在熱機(jī)影響區(qū)，試驗(yàn)對(duì)此區(qū)域組織形做了更進(jìn)一步的觀察，如圖12所示。

對(duì)比材料原始組織形貌（圖1），可以發(fā)現(xiàn)，此區(qū)域各種強(qiáng)化相出現(xiàn)碎化現(xiàn)象，并且形成了許多的細(xì)顆粒狀組織，顆粒之間產(chǎn)生微裂紋。這些細(xì)顆粒以及微裂紋的出現(xiàn)是因?yàn)楹附舆^(guò)程中，此區(qū)域溫度偏低，材料的塑性變形能力較差，區(qū)域內(nèi)的脆性相在機(jī)械力的作用下被擠壓，隨后發(fā)生碎裂，從而形成圖中所示的微裂紋。微裂紋的存在會(huì)對(duì)接頭強(qiáng)度產(chǎn)生很大影響，使用過(guò)程中，這些微裂紋能夠作為后續(xù)裂紋的源頭，在受到一定載荷時(shí)，發(fā)生迅速擴(kuò)展，從而導(dǎo)致接頭失效斷裂。這也成為限制接頭強(qiáng)度進(jìn)一步提高的關(guān)鍵問(wèn)題之所在。

3 結(jié)論

1）各參數(shù)下焊接得到的接頭均存在一定的外觀缺陷，摩擦轉(zhuǎn)速的大小對(duì)接頭外觀缺陷有較大的影響，隨著轉(zhuǎn)速的增大，外觀缺陷尺寸隨之減?。?/p>

2）摩擦轉(zhuǎn)速的大小對(duì)接頭連接強(qiáng)度有一定影響，隨著摩擦轉(zhuǎn)速?gòu)? 200 r／min升高到1 500 r／min，接頭抗拉強(qiáng)度也從105.4 MPa升高到了177.9 MPa；

3）焊接過(guò)程中機(jī)械力對(duì)接頭的熱機(jī)影響區(qū)有著很大的影響，機(jī)械力的作用會(huì)使接頭熱機(jī)影響區(qū)組織破碎，形成細(xì)顆粒組織，細(xì)顆粒間會(huì)產(chǎn)生一定數(shù)量的微裂紋，嚴(yán)重影響接頭的連接強(qiáng)度。