6005A-T6鋁合金雙軸肩攪拌摩擦焊接頭的斷裂行為

鈕旭晶，梁濤，高超，高博，梁晨

(中車唐山機車車輛有限公司 制造技術(shù)中心，河北 唐山 063035)*

作為固相連接技術(shù)，攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding，F(xiàn)SW)相較于傳統(tǒng)熔化焊方法，在焊接效率、接頭質(zhì)量、制造成本和作業(yè)環(huán)境等多方面都體現(xiàn)出了明顯的優(yōu)勢，從根本上解決了諸如氣孔、裂紋、偏析、變形等鋁合金熔化焊接頭常見的焊接缺陷，已經(jīng)逐漸取代熔化焊技術(shù)成為鋁合金車體的主導(dǎo)連接方法[1,2].然而，在實際生產(chǎn)中越來越多的發(fā)現(xiàn)，傳統(tǒng)攪拌摩擦焊仍存在不小的弊端，主要是焊接過程中背部需要剛性支撐，因而難以實現(xiàn)復(fù)雜空間無支撐曲面結(jié)構(gòu)的焊接，并且在接頭根部易產(chǎn)生未焊透缺陷.在這種情況下，雙軸肩攪拌摩擦焊(Bobbin Tool FSW；BTFSW)應(yīng)運而生.BTFSW是傳統(tǒng)FSW的一個重要變體，其下軸肩取代了FSW的背部墊板，使BTFSW技術(shù)能夠成功應(yīng)用于中空及空間無支持結(jié)構(gòu)的焊接，并且徹底消除了根部未焊透缺陷[3].

目前很多學(xué)者對2xxx[4]、6xxx[5]系列以及Al-Li合金[6]的BTFSW進行了深入的研究.同時，BTFSW也成功地應(yīng)用于AZ31鎂合金和鋼的焊接[7-8].Sued等人[5]研究了不同攪拌針特點和尺寸對AA6082-T6接頭的性能的影響，并開發(fā)了一個將基本物理原理與實際焊接生產(chǎn)過程聯(lián)系起來的模型.Esmaily等人[9]對AA6005-T6的BTFSW與FSW的研究表明，與FSW相比，BTFSW的攪拌區(qū)形成了更細(xì)的微觀組織，使得BTFSW硬度值更高，同時極限抗拉強度略高于FSW.Chen等人[10]分析了AA6082-T6在不同焊接速度和轉(zhuǎn)速的BTFSW過程中金屬的塑性流動.

在攪拌摩擦焊接過程中，無論單軸肩還是雙軸肩，在焊核區(qū)域都會出現(xiàn)“之”形線.Chen等人[10]認(rèn)為“之”形線是由對接表面氧化層在被攪拌針攪碎后無法與母材合成一體而形成；Sato等人[11]認(rèn)為“之”形線的形成與焊縫塑化金屬的流動行為有關(guān).在單軸肩攪拌摩擦焊接中，很少出現(xiàn)在之形線處發(fā)生異常斷裂的情況；但對于BTFSW，曾出現(xiàn)過在“之”形線處發(fā)生異常斷裂的情況，引起人們的廣泛關(guān)注.南昌大學(xué)冀海貴等人[12]發(fā)現(xiàn)當(dāng)焊接參數(shù)選擇不當(dāng)時，會在“之”形線處發(fā)生異常斷裂.

本文從6005A-T6鋁合金在“之”形線的異常斷裂入手，研究正常斷裂與異常斷裂情況下，“之”形線的本質(zhì)區(qū)別及形成機理.

1 試驗材料及方法

試驗材料選用4 mm厚的6005A-T6型材作為母材，其供貨狀態(tài)為固溶處理+人工時效.6005A鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為：0.46Mg，0.63Si，0.17Cu，0.24Fe，0.2Mn，Bal. Al.采用FSW-LM-AM16-2D型攪拌摩擦焊設(shè)備對鋁合金型材進行雙軸肩攪拌摩擦焊接.選用軸肩直徑16 mm，攪拌針直徑6 mm，以及攪拌針長度為3.9 mm的攪拌頭.焊前用酒精擦拭對接面以祛除油污，組對時保證不存在對接間隙.焊接過程中攪拌頭上下軸肩的壓入量均控制在0.05 mm，攪拌頭的傾斜角為0°.

拉伸試樣使用線切割沿垂直于焊縫方向截取，按GB/T 228-2002執(zhí)行，并使焊縫位于拉伸試樣中心.每組工藝參數(shù)選3個試樣，室溫條件下在MTS810拉伸實驗機上進行拉伸實驗，拉伸速率為5×10-3s-1.

對金相試樣磨、拋后使用keller試劑(90mL H2O, 2mL HNO3, 4mL HF, 4mL HCl)腐蝕.采用LEICA DM2700M型光學(xué)顯微鏡對金相組織觀察.掃描電子顯微鏡(SEM，JSM-6700F)用于區(qū)別“之”形線存在的差異.電子背散射衍射(EBSD，JEOL JSM-7800F)用于表征雙軸肩攪拌摩擦焊接頭不同區(qū)域的微觀組織.

2 試驗結(jié)果

與常規(guī)單軸肩拌摩擦焊接頭不同，雙軸肩攪拌摩擦焊接頭呈“啞鈴形”形貌，如圖1(a)所示，焊接質(zhì)量較好無隧道型孔洞等缺陷.另外，在焊核區(qū)可以清晰的看到“之”形線.圖1(b)、1(c)所示的是轉(zhuǎn)速600 r/min、焊接速度120 mm/min下接頭的母材、焊核區(qū)及熱機械影響區(qū)的EBSD形貌，在圖1黑色方框中的熱影響區(qū)，母材與熱機械影響區(qū)過渡區(qū)截取EBSD試樣.母材(圖1(b))晶粒呈現(xiàn)典型的纖維狀特征；焊核區(qū)為細(xì)小的等軸晶粒，平均晶粒尺寸約為6 μm；熱機械影響區(qū)晶粒同時受到熱和力的作用，呈彎曲變形晶粒特征(圖1(c)).進一步地，圖1(d)給出了對應(yīng)的晶粒變形解析.可以看出，焊核區(qū)的等軸晶主要是焊接過程中動態(tài)再結(jié)晶的結(jié)果，存在少量變形晶粒；熱機械影響區(qū)主要由變形晶粒和部分亞晶構(gòu)成.

圖1 接頭的光學(xué)形貌及對應(yīng)的EBSD結(jié)果

拉伸結(jié)果表明，當(dāng)試樣不存在任何缺陷時，在熱影響區(qū)附近發(fā)生拉伸斷裂，如圖2(a)所示，其抗拉強度較高，可以達到母材抗拉強度的80%以上，并且斷口附近出現(xiàn)典型的縮頸，屬于韌性斷裂(圖2(b)).在焊核區(qū)可以清晰看到完整的之形線，證明之形線不是拉伸斷裂的薄弱區(qū).在部分參數(shù)下，焊核區(qū)厚度中部會出現(xiàn)孔洞缺陷；當(dāng)接頭中存在較大孔洞缺陷，拉伸斷裂位置位于焊核區(qū)孔洞缺陷處，抗拉強度僅為母材的60%左右，此時在焊核中心仍然可以清晰的看到之形線，說明與孔洞缺陷相比，之形線同樣不是力學(xué)性能的薄弱區(qū).然而，在工藝參數(shù)中，存在較為異常的一種斷裂方式，焊核區(qū)沒有出現(xiàn)孔洞缺陷的情況下，在“之”形線處發(fā)生了脆性斷裂，抗拉強度僅為母材的30%左右，此時之形線成為了力學(xué)性能的薄弱區(qū)，斷口形貌如圖2(c)所示，與我們對之形線的認(rèn)識不符.因此研究此類異常斷裂對保障雙軸肩攪拌摩擦焊接頭質(zhì)量尤為關(guān)鍵.

圖2 應(yīng)力-應(yīng)變曲線及相應(yīng)的斷口形貌

圖3所示為BTFSW接頭正常斷裂與異常斷裂金相試樣在不同倍數(shù)下的之形線光學(xué)形貌圖.圖3(b)，3(e)為放大100倍的光學(xué)形貌圖，圖3(c)，3(f)為放大200的光學(xué)形貌圖.可以看出，

在低倍下兩種之形線的形態(tài)和襯度幾乎沒有差異；但在高倍下，發(fā)現(xiàn)異常斷裂的之形線有微裂紋的特征，而正常斷裂為不連續(xù)的孔洞，僅通過高倍金相組織觀察很難對其進行嚴(yán)格的區(qū)分.

圖3 正常斷裂試樣與異常斷裂試樣“之形線”在光學(xué)顯微鏡下的形貌

3 討論

截止目前，在公開發(fā)表的論著中，F(xiàn)SW接頭中之形線的表征都是在進行金相腐蝕后的橫截面中進行.從拉伸及金相試驗結(jié)果來看，很容易得出之形線是微裂紋.值得注意的是，多數(shù)情況下，BTFSW接頭的斷裂并非是沿之形線進行，這與之形線是微裂紋的觀點極為沖突.

由于金相腐蝕的原理是電化學(xué)腐蝕，其結(jié)果是將低電位的組織腐蝕掉，也就是說，兩類之形線上看到的微裂紋也有可能是金相腐蝕造成的.因此，為了弄清楚之形線的本質(zhì)，必須要盡量排除腐蝕液帶來的影響.因此，對腐蝕后的樣品標(biāo)記出之形線的位置后，再次進行精磨和長時間的機械拋光，以達到清除表面腐蝕層的目的，在電鏡下重新對之形線進行觀察，如圖4所示.其中圖4(a)、4(b)是正常斷裂時的之形線，而4(c)、4(d)為異常斷裂時的之形線.

圖4 正常斷與裂異常斷裂“之形線”SEM形貌

根據(jù)圖4(a)、4(b)正常斷裂“之”形線最初形貌及相應(yīng)的EDS分析結(jié)果，可以得出，正常斷裂時之形線上基本上是Al2O3和AlSi兩類顆粒聚集的結(jié)果.其中后者是鋁合金熔煉過程中無法避免的結(jié)晶相，其分布沒有特定的規(guī)律，基本是彌散分布，熱力學(xué)上很穩(wěn)定，BTFSW過程僅可能發(fā)生結(jié)晶相的形貌的改變.而Al2O3顆粒的來源可能有兩種情況：一是焊接過程中Al與O的反應(yīng)；另一個是試板上的氧化膜，包括試板對接面和表面.從圖中也可以看出，焊核區(qū)Al2O3顆粒的分布狀態(tài)就是之形線的基本形態(tài).而異常斷裂時的之形線在掃描電子顯微鏡下觀察發(fā)現(xiàn)，“之”形線為微裂紋(圖4(c)、4(d))，因此可以得出結(jié)論，在金相腐蝕后觀察到的兩類相似的之形線，其本質(zhì)完全不同.

而造成金相腐蝕之后兩類之形線相似的原因如下：對于正常斷裂的之形線來說，無論是Al2O3顆粒還是AlSi相，在腐蝕介質(zhì)中表現(xiàn)出的電位為正數(shù)，而Al是典型的賤金屬，呈現(xiàn)出負(fù)電位(-1.68VSHE)，因此在進行金相腐蝕時，之形線上顆粒周圍的Al將被優(yōu)先溶解，形成腐蝕坑，隨著腐蝕時間的進行，腐蝕坑逐漸變大、合并，形成長的、連續(xù)的腐蝕坑.并且，當(dāng)顆粒周圍的基體被溶解掉時，這些顆粒將從試樣中脫落，在光鏡和電鏡下呈現(xiàn)出典型的黑色裂紋特征.腐蝕過程示意圖如圖5(a)所示.異常斷裂之形線處在高倍下為未連接缺陷，在金相腐蝕過程中，未連接邊緣優(yōu)先發(fā)生腐蝕，將原本未連接的區(qū)域擴大，形成更寬的未連接區(qū)域，腐蝕過程原理圖如圖5(b)所示.

圖5 正常斷裂與異常斷裂時電化學(xué)腐蝕之形線形成原理圖

在弄清兩類之形線的本質(zhì)區(qū)別后，進一步的研究兩類之形線的形成原因.為了弄清正常斷裂之形線上氧化膜的具體來源，做了兩組對比實驗：①用異種鋁合金型材進行BTFSW，結(jié)果如圖6(a)所示；②攪拌頭存在橫向偏移量(圖6(b)、6(c)).從圖6(a)中可以看出，異質(zhì)接頭中未發(fā)現(xiàn)之形線的存在，但是兩種材料的連接界面卻呈現(xiàn)出典型的之形線特征.由此可以推斷，之形線上的Al2O3顆?？赡苤饕獊碜杂趯用嫔系难趸?進一步的，當(dāng)對接面完全離開攪拌區(qū)后(試樣未經(jīng)過任何焊前處理)，焊核區(qū)的之形線消失，如圖6(b)所示，當(dāng)攪拌針逐漸向?qū)缑婵拷鼤r，之形線出現(xiàn)(圖6(c)).這說明：之形線上的氧化膜不是焊接過程中產(chǎn)生的，同時試板表面的氧化膜也不會大量進入到焊縫.

受到圖6(b)的啟發(fā)，當(dāng)攪拌針偏移出對界面時，呈現(xiàn)宏觀上的未連接缺陷，因此推測，未連接很有可能是由焊接過程中對接間隙超標(biāo)造成的.雖然在焊前可以保證對接間隙滿足施焊的要求，在進行長距離焊接過程中，攪拌頭前方的未焊材料受攪拌頭的作用存在較大的橫向拉伸應(yīng)力，在工裝側(cè)頂力不足的情況下，會造成實際間隙超標(biāo)，這是在大規(guī)模焊接過程中不可預(yù)見以及無法避免的.因此在保證嚴(yán)格的工藝裝配條件下，選擇對對接間隙允許量更大的攪拌頭可以有效的降低異常斷裂情況的出現(xiàn).

4 結(jié)論

(1)雙軸肩攪拌摩擦焊在焊核區(qū)域呈現(xiàn)“啞鈴”型特征，焊核區(qū)可以清晰的看到“之”形線，焊接過程中容易在前進側(cè)焊核邊緣出現(xiàn)孔洞缺陷;

(2)對正常斷裂之形線的研究結(jié)果表明：它實質(zhì)是鋁合金型材對接面上的氧化膜在攪拌頭作用下破碎后偏聚的結(jié)果，另外之形線上還存在少量AlSi結(jié)晶相；力學(xué)性能結(jié)果表明，之形線不是力學(xué)性能的薄弱區(qū)；當(dāng)接頭不存在缺陷時，斷裂出現(xiàn)在前進側(cè)靠近焊核外的熱影響區(qū)，抗拉強度超過200 MPa；當(dāng)接頭存在孔洞缺陷時，接頭的性能是由缺陷的尺寸和形態(tài)決定的;

(3)造成異常斷裂的根本原因是之形線上出現(xiàn)虛接，其抗拉強度僅為母材的30%左右，導(dǎo)致該問題出現(xiàn)的原因是長距離焊接過程中，攪拌頭前方的未焊材料受攪拌頭的作用存在較大的橫向拉伸應(yīng)力，在工裝側(cè)頂力不足的情況下，會造成實際間隙超標(biāo).