李于朋,皇甫宇,董 瑋,劉 鑫

(1.長春工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,吉林 長春 130012; 2.吉林省人力資源和社會保障教育中心,吉林 長春 130062)

攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)是一種新型固相連接技術(shù)[1],具有焊接速度快,焊接變形小,易于自動化,節(jié)能環(huán)保等特性,已被廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、裝備制造等領(lǐng)域[2-5]。在傳統(tǒng)攪拌摩擦焊接過程中,為了促進(jìn)焊縫中心塑性金屬的流動和焊縫表面成形,保證焊接接頭質(zhì)量,攪拌頭上方須向后方傾斜2°～5°[6]。后傾角在改善焊接性的同時也使軸肩與母材表面存在一定的壓入量,進(jìn)而造成了焊縫厚度減薄,在一定程度上影響了接頭的力學(xué)性能[7]。另外在焊接平面內(nèi)曲線焊縫時,為保持?jǐn)嚢桀^的后傾角,焊接設(shè)備必須裝備機(jī)頭隨動裝置,這進(jìn)一步增加了設(shè)備的復(fù)雜性和制造成本。因此,如果對攪拌頭傾角進(jìn)行調(diào)整,采用零傾角攪拌摩擦焊技術(shù),焊接過程中攪拌頭垂直于焊接母材表面,將極大地提高攪拌摩擦焊接在平面內(nèi)曲線焊縫的適用性,降低焊縫減薄量,提高接頭的力學(xué)性能。趙慧慧等采用無傾角攪拌摩擦焊方法,成功實(shí)現(xiàn)了2 mm厚2219鋁合金的焊接,焊縫外觀及內(nèi)部質(zhì)量良好,但搭接界面處存在Hook現(xiàn)象[8]。王敏等對含有光面攪拌針、光面帶切臺攪拌針和螺紋帶切臺攪拌針的攪拌頭進(jìn)行無傾角焊接試驗(yàn),闡述了攪拌針幾何形態(tài)對無傾角攪拌摩擦焊縫的影響及其機(jī)制[9]。肖熙等研究了工藝參數(shù)對4 mm厚2A12鋁合金板材零傾角攪拌摩擦焊接成形及力學(xué)性能的影響[10]。呂志軍等采用無傾角攪拌摩擦焊用攪拌頭,對 5 mm厚6061T6鋁合金板材進(jìn)行試驗(yàn),研究了焊縫成形及接頭力學(xué)性能,分析了接頭組織特征[11]。上述學(xué)者對零傾角攪拌摩擦焊的適應(yīng)性、攪拌針幾何形狀與接頭質(zhì)量以及零傾角的焊接工藝進(jìn)行了研究,但在零傾角異種鋁合金焊接領(lǐng)域的研究還存在空白。因此,本試驗(yàn)以6061T6鋁合金和2024T4鋁合金為研究對象,開展零傾角異種鋁合金攪拌摩擦焊工藝實(shí)驗(yàn),分析了焊接速度對焊縫組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響,為零傾角異種鋁合金攪拌摩擦焊高質(zhì)量焊接提供技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用材料為6061T6鋁合金和2024T4鋁合金,試板尺寸均為300 mm×120 mm×4 mm,其化學(xué)成分和力學(xué)性能如表1和表2所示。

表1 6061T6和2024T4鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Compositions of 6061T6 and 2024T4 aluminum alloys (wt/%)

表2 6061T6和2024T4鋁合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 6061T6 and 2024T4 aluminum alloys

試驗(yàn)所使用的焊接設(shè)備為FSW-LM-AL25龍門型攪拌摩擦焊專機(jī)。所用攪拌頭如圖1所示,軸肩直徑16 mm,軸肩上分布有寬度1 mm、深度0.5 mm呈順時針旋轉(zhuǎn)的螺旋形溝槽。攪拌針呈圓錐形,攪拌針外側(cè)有V形螺旋紋,圓周上設(shè)置有3個對稱切面,攪拌針前端平面加工有順時針螺旋溝槽,螺旋槽寬度0.25 mm,深度0.125 mm。焊接時攪拌頭垂直零傾角安裝。

圖1 零傾角攪拌摩擦焊用攪拌頭Fig.1 The tool of zero inclination friction stir welding

焊前采用鋼絲刷對6061T6和2024T4鋁合金板待焊位置進(jìn)行機(jī)械打磨,去除表面氧化物后用酒精擦拭,然后按對接形式組對并固定裝夾于焊接操作臺上,其中6061T6鋁合金板置于前進(jìn)側(cè)(advancing side,AS),2024T4鋁合金板在后退側(cè)(retreating side,RS)。焊接時攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度為1 500 r/min，焊接速度分別采用500 mm/min、700 mm/min、900 mm/min、1 100 mm/min。焊后采用Lecia DMI3000M型金相顯微鏡對各接頭的宏觀截面形貌和顯微組織進(jìn)行觀察。采用FM700型顯微硬度儀對接頭各區(qū)域的顯微硬度進(jìn)行測試,載荷100 N,保載時間10 s。用WDW-100型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)對接頭的拉伸性能進(jìn)行測試,加載速度2 mm/min。采用ZEISS Supra 40掃描電子顯微鏡對拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭宏觀形貌

不同焊接速度的接頭表面形貌如圖2所示。由圖2可見,各焊接速度下接頭均成形良好,焊縫表面弧形紋理排列規(guī)整,未發(fā)現(xiàn)未焊透、氣孔等外觀缺陷。

圖2 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭表面形貌Fig.2 Surface morphologies of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

通過表面形貌可明顯看出,焊縫前進(jìn)側(cè)邊緣有少量飛邊,且隨著焊接速度的增加,飛邊量逐漸減少。這主要是由于在相同旋轉(zhuǎn)速度下,攪拌頭對塑性金屬的驅(qū)動效率和驅(qū)動總量是恒定的,焊接速度較快時,被攪拌頭轉(zhuǎn)移的塑性金屬與攪拌頭前進(jìn)而形成的空腔體量相當(dāng),因此飛邊較小。而當(dāng)焊接速度降低后,被轉(zhuǎn)移的塑性金屬量遠(yuǎn)大于攪拌頭前進(jìn)所形成的空腔,因此塑性金屬被擠出至攪拌頭軸肩邊緣,形成飛邊。

對所有焊接速度接頭的截面形貌拋光腐蝕后進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖3所示。可看出所有焊接接頭左右兩側(cè)的顏色區(qū)別明顯,左側(cè)顏色較深,右側(cè)顏色偏白。這是因?yàn)樽髠?cè)為6061鋁合金,右側(cè)為2024鋁合金,兩側(cè)鋁合金對腐蝕劑的耐腐蝕能力不同而造成的。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，所有工藝焊接的接頭中的焊核區(qū)(stir zone,SZ)均較為明顯，位于接頭中心區(qū)域。此區(qū)域由攪拌針高速攪拌擠壓而形成,塑性金屬流動狀態(tài)復(fù)雜,晶粒變形程度高,因此此處可看到兩種不同基體金屬相互交織的現(xiàn)象。此外還可發(fā)現(xiàn)SZ中間有一道貫穿上下表面的彎曲線條,此線條即為“S”線。一般研究認(rèn)為“S”線是由母材對接面上的氧化膜經(jīng)熱機(jī)械變形后所形成的,“S”線的成分與氧化膜相同,但形態(tài)取決于焊接工藝參數(shù)[12]。接頭中SZ左右兩側(cè)對稱分布著熱機(jī)械影響區(qū)(thermo-mechanically affected zone,TMAZ)、熱機(jī)械影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)和母材(base metal,BM)。

圖3 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭截面形貌Fig.3 Cross section morphologies of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

2.2 接頭微觀組織

在上述研究基礎(chǔ)上,進(jìn)一步對900 mm/min焊接速度下接頭各區(qū)域的顯微組織進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖4所示。由圖4a和4g可以看出,6061T6鋁合金和2024T4鋁合金母材均為軋制狀態(tài),晶粒為長條狀α鋁晶粒,方向與軋制方向相同,其中6061T6的晶粒尺寸長度為100 μm～120 μm,2024T4鋁合金的晶粒長度約為70 μm～100 μm。

圖4 900 mm/min焊接速度時零傾角攪拌摩擦焊接頭各區(qū)域金相組織Fig.4 Metallographic structures of each area of zero-inclination friction stir welding joint at 900 mm/min

從圖4d可看出,SZ區(qū)域的晶粒為等軸晶,大小為5 μm～8 μm,較母材大幅縮小。這主要是因?yàn)楹缚p區(qū)域的晶粒在攪拌頭的高速攪拌作用下被拉長并破碎,發(fā)生了高速率的大塑性變形;同時在摩擦熱作用下,變形金屬發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶,破碎晶粒成為晶核,最終長大為均勻較小的等軸晶。由于攪拌摩擦焊的熱輸入量較低且鋁合金散熱快,焊縫金屬的高溫停留時間較短,再結(jié)晶晶粒長大程度有限,故最終的晶粒尺寸依然較母材的晶粒小很多。

圖4c和4e分別為前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)的TMAZ金相組織。該區(qū)域位于SZ和HAZ之間,由于受到SZ塑性金屬的擠壓和影響,該區(qū)域晶粒形貌為彎曲變形的晶粒,且靠近SZ側(cè)的晶粒溫度高變形程度大,局部產(chǎn)生動態(tài)再結(jié)晶而使晶粒變小。近HAZ側(cè)的變形程度低,主要受高溫作用,因此晶粒的動態(tài)再結(jié)晶程度低,晶粒尺寸由小逐漸增大。圖4b和4f為6061T6側(cè)和2024T4側(cè)的HAZ金相組織形貌。該區(qū)域在焊接過程中僅經(jīng)受焊接熱循環(huán)的高溫作用,根據(jù)回復(fù)和再結(jié)晶理論,靠近母材區(qū)域的HAZ溫度較低,主要發(fā)生動態(tài)回復(fù),區(qū)域晶粒形貌及尺寸與BM相比變化不大,而近焊縫中心的HAZ可能存在再結(jié)晶現(xiàn)象,晶粒形貌和尺寸較母材稍有變化。

2.3 接頭顯微硬度

沿接頭截面中心線對不同焊接速度試樣做顯微硬度測試并繪制曲線,結(jié)果如圖5所示。從圖5可以看出,所有接頭的硬度分布大致成“W”形,6061T6和2024T4鋁合金兩側(cè)BM區(qū)域的硬度值最高,HAZ和TMAZ結(jié)合處的硬度值最低,SZ區(qū)域的硬度值稍高。在焊接過程中,SZ和TMAZ區(qū)域的熱循環(huán)溫度最高,母材原有的熱處理強(qiáng)化狀態(tài)因高溫而發(fā)生破壞,造成接頭局部軟化現(xiàn)象。SZ的細(xì)小等軸晶以及其存在的高密度位錯使得硬度值有一定增加;TMAZ的硬度值從焊縫中心向兩側(cè)逐漸降低,這是由于此區(qū)域存在有部分動態(tài)再結(jié)晶和高密度位錯;HAZ僅受熱循環(huán)峰值溫度影響,越靠近焊縫中心,溫度越高,原有強(qiáng)化相因高溫溶解越多,強(qiáng)化效果越低,因此HAZ的硬度值從BM到TMAZ呈逐漸降低趨勢,最低硬度值出現(xiàn)在HAZ和TMAZ結(jié)合處。

圖5 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭顯微硬度分布Fig.5 Distribution of microhardness of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

進(jìn)一步對不同工藝接頭的硬度值進(jìn)行對比發(fā)現(xiàn),接頭各區(qū)域硬度值隨著焊接速度的增大而升高,最低硬度值從500 mm/min時的56.85 HV升到1 100 mm/min時的64.57 HV,同時接頭軟化區(qū)范圍也逐漸縮小。究其原因是因?yàn)閿嚢桀^旋轉(zhuǎn)速度不變而焊接速度增加,接頭單位時間內(nèi)熱輸入量降低,晶粒長大趨勢減弱,晶粒細(xì)小,晶界增加。當(dāng)外力作用時,晶界將阻礙位錯運(yùn)動,導(dǎo)致硬度值升高。接頭軟化區(qū)范圍縮小也是因?yàn)樗俣仍黾訜彷斎肓拷档?接頭所經(jīng)受的最高溫度和高溫停留時間都降低,從而導(dǎo)致高溫區(qū)域?qū)挾葴p小,接頭的軟化區(qū)范圍相應(yīng)減小。因此適當(dāng)提高焊接速度可提高接頭的最低硬度值并降低軟化區(qū)寬度,對提高接頭性能有顯著影響。

2.4 接頭拉伸性能

對不同焊接速度時的異種鋁合金零傾角攪拌摩擦焊接頭做拉伸性能測試,其斷裂位置均位于6061T6鋁合金側(cè)的HAZ,其抗拉強(qiáng)度和伸長率如圖6所示?？梢钥闯?當(dāng)攪拌摩擦焊的旋轉(zhuǎn)速度一定而焊接速度增加時,接頭的抗拉強(qiáng)度呈先增大后減小的趨勢,而伸長率卻呈現(xiàn)逐漸降低的現(xiàn)象。其中焊接速度為500 mm/min時,接頭的抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為240.34 MPa和7.82%;焊接速度為900 mm/min時的強(qiáng)度最高,為263.62 MPa;當(dāng)速度為1 100 mm/min時,抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為251.26 MPa和6.34%。這是由于焊接速度較慢時,熱輸入量相對較大,接頭的晶粒尺寸較大,接頭軟化區(qū)寬度較大,導(dǎo)致強(qiáng)度較低且伸長率高。隨著焊接速度的增加,單位熱輸入量呈降低趨勢,接頭最高溫度降低,高溫停留時間也縮短,軟化區(qū)范圍減小,接頭強(qiáng)度增加,在外力作用下接頭的抗拉強(qiáng)度提高但塑性變形能力減弱。當(dāng)焊接速度達(dá)到1 100 mm/min時,焊接接頭的硬度值相對最高,但塑性變形能力嚴(yán)重降低,從而導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度也出現(xiàn)降低。

圖6 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭強(qiáng)度與伸長率Fig.6 Tensile strength and elongation of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

采用掃描電鏡對斷口形貌進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖7所示。從圖7可看出,接頭斷口形貌為典型的韌窩狀斷口,韌窩較淺,韌窩底部存在有塊狀第二相,此顆粒為6061T6鋁合金中的常見的α-Al(FeMn)Si硬質(zhì)顆粒[13]。在接頭承受拉伸載荷過程中,由于接頭6061T6鋁合金側(cè)HAZ和TMAZ結(jié)合處的硬度較低,將率先屈服而發(fā)生塑性變形,由于α-Al(FeMn)Si顆粒的變形能力較弱,其與基體結(jié)合處由于變形能力差異將會產(chǎn)生微裂紋,在拉伸載荷的持續(xù)作用下,微裂紋也逐漸擴(kuò)大,直至發(fā)生斷裂。

圖7 零傾角攪拌摩擦焊接頭典型斷口掃描電鏡形貌Fig.7 Typical SEM fracture morphologies of zero-inclination friction stir welding joint

3 結(jié) 論

1)采用500 mm/min、700 mm/min、900 mm/min和1 100 mm/min的焊接速度對6061T6和2024T4異種鋁合金對接接頭進(jìn)行零傾角攪拌摩擦焊,各焊接速度下接頭均成形良好,未發(fā)現(xiàn)外觀缺陷。接頭中部為焊核區(qū),“S”線貫穿焊縫上下表面,焊核區(qū)兩側(cè)對稱分布著熱機(jī)械影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材。

2)金相觀察發(fā)現(xiàn)6061T6鋁合金和2024T4鋁合金B(yǎng)M的組織均為軋制狀態(tài)的呈長條狀α鋁晶粒,SZ由于產(chǎn)生動態(tài)再結(jié)晶形成等軸晶;TMAZ存在一定程度的動態(tài)再結(jié)晶,晶粒形貌為彎曲變形的晶粒;HAZ主要受高溫作用,晶粒形貌和尺寸與BM相比變化不大,近焊縫中心可能存在再結(jié)晶現(xiàn)象,晶粒形貌和尺寸較BM稍有變化。

3)不同焊接速度接頭的硬度分布均成“W”形,6061T6和2024T4鋁合金兩側(cè)BM區(qū)域的硬度值最高,HAZ和TMAZ結(jié)合處的硬度值最低,SZ區(qū)域的硬度值稍高。同時焊接速度增大,SZ硬度值呈增大趨勢,接頭軟化區(qū)范圍也逐漸縮小。

4)拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示,隨著焊接速度增加,接頭的抗拉強(qiáng)度均呈先增大后減小的趨勢,而伸長率卻呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢。焊接速度為900 mm/min時的強(qiáng)度最高,為263.62 MPa。接頭斷口形貌為典型的韌窩狀斷口,韌窩較淺,韌窩底部存在有塊狀α-Al(FeMn)Si顆粒。