6005A-T5與7N01-T4異種鋁合金攪拌摩擦焊接接頭組織與力學(xué)性能

董 陽

(山東兗礦輕合金有限公司，山東 鄒城 273515)

近年來，隨著交通運(yùn)輸和航天工業(yè)的發(fā)展，鋁合金的焊接技術(shù)也在不斷發(fā)展。攪拌摩擦焊(FSW)是一種新型的固態(tài)焊接方法，在焊接領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用[1]。由于鋁合金在某些復(fù)雜結(jié)構(gòu)件中的應(yīng)用不同，不同類型的鋁合金攪拌摩擦焊的應(yīng)用也逐漸增多。由于兩種鋁合金在物理和力學(xué)性能上的不同，加大了對(duì)異種鋁合金之間進(jìn)行焊接的難度。目前，國內(nèi)外逐漸對(duì)異種鋁合金攪拌摩擦焊進(jìn)行了相應(yīng)的研究[2-10]。Pouya等[8]對(duì)AA7075-O與AA2024-T4異種鋁合金攪拌摩擦焊進(jìn)行研究，結(jié)果表明攪拌頭轉(zhuǎn)速對(duì)焊接接頭的拉伸性能影響較大，而焊接速度對(duì)焊接接頭拉伸性能的影響可以忽略不計(jì)。但Elangovan等[9]認(rèn)為攪拌頭轉(zhuǎn)速對(duì)焊接接頭的力學(xué)性能影響不大。焊接接頭的力學(xué)性能不僅與焊接參數(shù)有關(guān)，同時(shí)也受材料放置位置、晶粒尺寸和晶體取向的影響。Aval等[10]對(duì)AA5086和AA6061鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦試驗(yàn)的結(jié)果表明，當(dāng)AA5086鋁合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，焊接接頭擁有更好的力學(xué)性能。

在鋁合金中，可熱處理的6×××系和7×××系鋁合金應(yīng)用最廣泛[7]，其中，6005A和7N01鋁合金在軌道交通行業(yè)中得到了廣泛的應(yīng)用。6005A鋁合金由于其優(yōu)異的耐腐蝕性能和擠壓成形性能，常用作車體結(jié)構(gòu)的側(cè)壁和頂板[11-13]。由于具有較高的強(qiáng)度和良好的熱穩(wěn)定性，7N01鋁合金一直被用作底架和枕梁等承重結(jié)構(gòu)件[14]。在高速列車車體的制造中，兩種材料之間的焊接是不可避免的。因此，有必要對(duì)6N01/7N01異種鋁合金焊接接頭的組織和性能進(jìn)行研究。本試驗(yàn)著重討論板材放置位置和焊接速度對(duì)6005A-T5與7N01-T4鋁合金攪拌摩擦焊接接頭組織和力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)與材料

試驗(yàn)選用規(guī)格為300 mm×110 mm×4.5 mm的6005A-T5和7N01-T4鋁合金板材為焊接母材(BM)，兩種合金的化學(xué)成分和力學(xué)性能如表1和表2所示。焊接前，所有板材均經(jīng)過酸堿洗表面處理，去除氧化層和油污。試驗(yàn)用北京賽福斯特技術(shù)有限公司生產(chǎn)的龍門式攪拌摩擦焊機(jī)完成。所使用攪拌針長(zhǎng)度為4.2 mm，軸肩直徑為15 mm，壓下量0.3 mm，攪拌針傾角為2.5°，焊接工藝參數(shù)見表3。

表1 母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of the base metal alloys(wt/%)

表2 母材的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the base metal alloys

表3 攪拌摩擦焊工藝參數(shù)Table 3 Process parameters of friction stir welding

所有試樣均由電火花線切割機(jī)垂直于焊接方向切割。通過光學(xué)(OM)和背散射電子衍射(EBSD)分析焊接接頭的微觀結(jié)構(gòu)特征。金相試樣經(jīng)過拋光處理，然后用Keller試劑處理約60 s，將EBSD試樣打磨拋光，然后在電壓為25 V、電流為0.5 A～1 A下于(10 mL HClO4+ 90 mL C2H5OH)溶液中電拋光6 s～8 s。用VH1150型維氏硬度計(jì)測(cè)定焊接接頭的維氏硬度，加載29.4 N持續(xù)15 s，在試樣橫截面每間隔0.5mm處進(jìn)行測(cè)試。為保證接頭焊核區(qū)位于拉伸試樣中心，拉伸試樣按照GB/T 228.1-2010制備，拉伸方向垂直于焊接方向，拉伸試驗(yàn)用WD3100試驗(yàn)機(jī)在室溫進(jìn)行，拉伸速率為1 mm/min。

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭的宏觀組織

圖1為6005A-T5與7N01-T4異種鋁合金FSW接頭的表面與橫截面形貌。由圖1可見，在接頭表面有攪拌摩擦焊接頭獨(dú)特的弧頂和弧槽。同時(shí)，并沒有發(fā)現(xiàn)明顯的飛邊存在。在接頭的橫截面上可以清晰地識(shí)別出“碗狀”的焊核區(qū)。由于兩種母材的耐蝕性不同，經(jīng)Keller試劑腐蝕后兩種合金呈現(xiàn)出不同的襯度，6005A-T5鋁合金顏色較深，7N01-T4鋁合金顏色較淺。此外，可以清楚地看到洋蔥環(huán)位于焊核區(qū)的中下部。焊接過后，兩種合金在焊核區(qū)進(jìn)行混合。隨著焊接速度的增加，接頭的材料混合成程度減少。這意味著焊接速度增加，材料攪拌和混合的時(shí)間就越短。對(duì)比不同板材放置位置的接頭，當(dāng)6005A-T5鋁合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，接頭材料混合更加充分。這種現(xiàn)象在焊接速度較低時(shí)更為明顯。這是由于7N01-T4鋁合金的流動(dòng)性能比6005A-T5鋁合金的差，在攪拌摩擦焊過程中，前進(jìn)側(cè)的材料隨著攪拌針的轉(zhuǎn)動(dòng)不斷流向后退側(cè)，因此更多的6005A-T5鋁合金材料進(jìn)入了7N01-T4鋁合金的側(cè)面。

圖1 6005A-T5與7N01-T4異種鋁合金FSW接頭的表面和橫截面形貌Fig.1 Surface and cross section morphologies of 6005A-T5 and 7N01-T4 dissimilar aluminum alloy FSW joints

2.2 焊接接頭微觀組織

圖2為兩種母材的組織。在6005A-T5鋁合金中可以觀察到大量等軸晶，晶粒的平均尺寸約為25.1 μm。7N01-T4鋁合金的晶粒形態(tài)呈現(xiàn)為典型的軋制狀態(tài)下的纖維狀，平均晶粒長(zhǎng)度為200 μm～250 μm。

圖2 兩種母材合金的EBSD圖Fig.2 EBSD diagram of two base metal alloys

由于不同板材放置位置的接頭組織具有相同的規(guī)律性，本試驗(yàn)僅給出了焊接速度為400 mm/min時(shí)接頭的微觀組織。圖3為S3和S4試樣中焊核區(qū)(NZ)的組織。與母材相比，焊接接頭焊核區(qū)的晶粒形態(tài)和尺寸都發(fā)生了明顯的變化。在焊核區(qū)中，由于塑性變形嚴(yán)重，熱輸入大，晶粒發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。對(duì)于6005A-T5鋁合金(圖3a、c),晶粒形態(tài)依舊為等軸狀,但隨著焊接速度從100 mm/min增大到400 mm/min時(shí)，其平均晶粒尺寸從17.0 μm減少到13.4 μm。這可以解釋為隨著焊接速度的增加，熱輸入減少，而較少的熱輸入意味著晶粒長(zhǎng)大的時(shí)間較少。對(duì)于7N01-T4合金(圖3b、d)，晶粒形態(tài)由原來的細(xì)長(zhǎng)晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶。隨著焊接速度從100 mm/min增大到400 mm/min時(shí)，平均晶粒尺寸從6.0 μm減少到4.9 μm。值得注意的是，7N01-T4鋁合金側(cè)面的晶粒尺寸明顯小于6005A-T5鋁合金側(cè)面的晶粒尺寸，這一結(jié)果與以往的報(bào)道一致[15-16]。Srinivasan等[15]認(rèn)為晶粒尺寸的差異是由于初始晶粒尺寸的差異造成的。然而，Guo等[16]認(rèn)為這種差異是由合金元素決定的。在本試驗(yàn)中，7N01-T4鋁合金的初始晶粒尺寸遠(yuǎn)大于6005A-T5鋁合金的。因此，第一種解釋似乎不合理。在鋁合金中加入Zr和Cr可以有效地細(xì)化晶粒。由表1可知，7N01鋁合金中Cr和Zr的含量高于6N01鋁合金的，這就可以解釋焊核區(qū)中兩種合金晶粒尺寸的差異。

圖4為S3和S4試樣熱影響區(qū)(HAZ)的組織。與母材相比，熱影響區(qū)的晶粒形態(tài)和尺寸均無明顯變化。在焊接過程中，熱影響區(qū)受到的熱輸入遠(yuǎn)小于焊核區(qū)的，導(dǎo)致晶粒尺寸的變化幅度很小。

圖4 6005A-T5與7M01-T4異種鋁合金FSW接頭HAZ的EBSD圖Fig.4 EBSD diagram of 6005A-T5 and 7N01-T4 dissimilar aluminum alloy FSW joint HAZ

2.3 焊接接頭顯微硬度分布

沿樣品橫截面的中厚線測(cè)定維氏硬度，得到不同參數(shù)條件下的硬度分布曲線，如圖5所示。由圖5可見，攪拌摩擦焊接頭的硬度曲線沿焊縫中心呈非對(duì)稱分布。7N01-T4鋁合金側(cè)硬度曲線無明顯變化。然而，所有的硬度曲線在6005A-T5鋁合金一側(cè)都表現(xiàn)出明顯的軟化區(qū)。有趣的是，可以觀察到在NZ邊緣的7N01-T4鋁合金一側(cè)出現(xiàn)了一個(gè)硬度峰值，高于7N01-T4鋁合金母材的硬度。這可能與7N01-T4鋁合金側(cè)面晶粒細(xì)化有關(guān)(圖3b、d)，6005A-T5鋁合金側(cè)面NZ和HAZ的平均硬度值均遠(yuǎn)低于BM的，最小硬度位于HAZ處。最小硬度隨著焊接速度的增加而增加，這與HAZ中析出相的演化有關(guān)[12,17-19]。Dong等人研究了6005A-T5鋁合金攪拌摩擦焊接接頭HAZ中析出相的演化。他們發(fā)現(xiàn)，隨著焊接速度的增加，析出相的數(shù)量增加，析出相的尺寸減小。

圖5 焊接接頭的硬度(HV)分布曲線Fig.5 Hardness(HV) distribution curve of welded joints

2.4 拉伸性能

圖6為不同條件下接頭的拉伸性能。可以看出，所有接頭的抗拉強(qiáng)度Rm和伸長(zhǎng)率A都低于兩種母材的。在相同的板材放置情況下中，隨著焊接速度的增加，接頭的抗拉強(qiáng)度增大。當(dāng)6005A-T5鋁合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，隨著焊接速度的增加，抗拉強(qiáng)度從221 N/mm2增加到232 N/mm2，伸長(zhǎng)率從3.0%增加到5.0%。當(dāng)7N01-T4鋁合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，抗拉強(qiáng)度從214 N/mm2提高到227 N/mm2，伸長(zhǎng)率從4.5%提高到5.0%。焊接接頭的抗拉強(qiáng)度與焊接接頭的軟化程度有關(guān)。

圖6 焊接接頭的力學(xué)性能Fig.6 Mechanical properties of welded joints

拉伸試樣的斷裂位置如圖7所示。所有的斷裂都發(fā)生在6005A-T5鋁合金一側(cè)的HAZ處。結(jié)合硬度曲線(圖5)可以看出，斷裂位置與最小硬度位置一致。在焊接速度恒定的情況下，當(dāng)6005A-T5鋁合金接頭位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭的抗拉強(qiáng)度略高于7N01-T4鋁合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)接頭的抗拉強(qiáng)度。異種合金攪拌摩擦焊的熱輸入主要分為兩部分：一是攪拌頭軸肩產(chǎn)生的摩擦熱，摩擦熱主要由焊接參數(shù)決定；二是焊核區(qū)材料的變形熱。當(dāng)7N01-T4鋁合金位于AS上時(shí)，材料在NZ內(nèi)的變形熱較大，導(dǎo)致接頭的抗拉強(qiáng)度略有降低。

圖7 接頭斷裂位置Fig. 7 Fracture location of the joint

3 結(jié) 論

采用不同條件的攪拌摩擦焊將6005A-T5鋁合金與7N01-T4鋁合金進(jìn)行了FSW。對(duì)焊接接頭的材料流動(dòng)、組織、硬度和拉伸性能進(jìn)行了研究，主要結(jié)論如下:

1)當(dāng)6005A-T5鋁合金位于前進(jìn)側(cè)時(shí)，材料在焊核區(qū)的混合程度較好。焊接速度較低時(shí)，材料的混合更加充分。

2)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使焊核區(qū)晶粒尺寸變小。此外，7N01-T4鋁合金一側(cè)晶粒尺寸較小。

3)各工藝參數(shù)焊接接頭的硬度曲線呈非對(duì)稱分布。所有接頭在6005A-T5鋁合金一側(cè)存在明顯軟化區(qū)，同時(shí)存在一個(gè)硬度最低值。

4)所有拉伸斷裂均發(fā)生在6005A鋁合金一側(cè)的熱影響區(qū)。焊接接頭的抗拉強(qiáng)度隨焊接速度的增加而增加。板材放置位置對(duì)焊接接頭抗拉強(qiáng)度的影響不顯著。