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    焊前和焊后熱處理對(duì)2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響

    2022-03-02 05:54:14張?bào)K俊曹菊勇邢彥鋒張成聰
    機(jī)械工程材料 2022年2期
    關(guān)鍵詞:核區(qū)晶粒熱處理

    張?bào)K俊,曹菊勇,邢彥鋒,張成聰

    (1.上海工程技術(shù)大學(xué)機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院,上海 201620;2.上海航天設(shè)備制造總廠,上海 200245)

    0 引 言

    近年來(lái),隨著航天事業(yè)的發(fā)展,航天器輕量化對(duì)提高運(yùn)載能力、降低運(yùn)輸成本具有重要意義,其中研發(fā)新型材料以及結(jié)構(gòu)輕量化成為首要目標(biāo)。2195鋁鋰合金因具有低密度、高強(qiáng)度、較好的高溫與低溫性能等特點(diǎn)而成為理想的結(jié)構(gòu)材料,并廣泛應(yīng)用于航天器中的機(jī)身框架、整流罩、火箭貯箱等[1]。然而鋁鋰合金表面極易形成鋰的化合物,如LiOH、Li2CO3等,在傳統(tǒng)熔焊下,這些化合物在高溫下分解形成的氫會(huì)擴(kuò)散至熔池中,導(dǎo)致接頭中產(chǎn)生氣泡等缺陷[2]。因此,如何連接鋁鋰合金并保證其接頭強(qiáng)度,成為新的技術(shù)難點(diǎn)。

    攪拌摩擦焊(friction stir welded, FSW)是由英國(guó)焊接研究所發(fā)明的一種固相焊接技術(shù),具有焊接強(qiáng)度高、殘余應(yīng)力低以及綠色環(huán)保等特點(diǎn)[3]。由于焊接溫度低于固相線溫度,在攪拌摩擦焊過(guò)程中可以有效避免焊縫中鋰元素的損失[4]。盡管攪拌摩擦焊能夠有效連接鋁鋰合金,但卻無(wú)法避免焊接區(qū)域的強(qiáng)度損失。焊接時(shí)的熱輸入使不同區(qū)域的強(qiáng)化沉淀物發(fā)生粗化或溶解,導(dǎo)致焊接接頭的顯微硬度呈“W”型分布[5-7]。研究[8-11]表明,熱處理和噴丸處理都能提高鋁鋰合金FSW接頭的強(qiáng)度。ZHANG等[10]指出焊后熱處理會(huì)提高接頭強(qiáng)度,但由于焊核區(qū)與熱機(jī)影響區(qū)中晶粒明顯粗化而導(dǎo)致延展性降低。GAO等[10]研究發(fā)現(xiàn),固溶處理后大量T1相和少量S′(Al2CuMg)相的析出是鋁鋰合金FSW接頭抗拉強(qiáng)度增加的原因。LIN等[11]研究發(fā)現(xiàn),對(duì)Al-Cu-Li合金的FSW接頭進(jìn)行應(yīng)變量3%預(yù)變形和152 ℃×30 h回歸再時(shí)效處理后,接頭的屈服強(qiáng)度增加了27%,抗拉強(qiáng)度增加了20%,且延展性并未過(guò)度降低。戴明亮等[12]通過(guò)固溶+冷變形+時(shí)效的處理工藝,抑制了鋁鋰合金FSW接頭焊縫處異常晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象的發(fā)生,從而提高了接頭的強(qiáng)度。

    隨著新型材料以及加工技術(shù)的不斷發(fā)展,火箭燃油貯箱箱底的成形技術(shù)已從復(fù)雜的瓜瓣組合焊接成形技術(shù)轉(zhuǎn)變?yōu)閱我话宀牡臎_壓成形技術(shù),即板材攪拌摩擦焊后經(jīng)過(guò)熱處理再進(jìn)行沖壓成形。由于板材焊接后,過(guò)大的體積使得熱處理較難實(shí)施,且焊后熱處理會(huì)導(dǎo)致焊縫處產(chǎn)生異常晶粒長(zhǎng)大,接頭在沖壓過(guò)程中易產(chǎn)生裂紋,因此提出將熱處理工藝置于焊接之前,并且在熱處理工藝中加入退火步驟,使材料軟化以方便后續(xù)的沖壓成形。作者對(duì)比研究了相同工藝焊前與焊后熱處理(退火+固溶+人工時(shí)效)對(duì)2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭顯微組織與力學(xué)性能的影響,以期為2195鋁鋰合金的工程應(yīng)用提供一定的理論支持和參考。

    1 試樣制備與試驗(yàn)方法

    試驗(yàn)材料為尺寸300 mm×200 mm×6 mm的2195鋁鋰合金板,軋制態(tài),其化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)分為3組,一組僅進(jìn)行焊接試驗(yàn),即為O態(tài)焊接,一組先進(jìn)行焊接前熱處理再進(jìn)行焊接試驗(yàn),最后一組先進(jìn)行焊接試驗(yàn)再進(jìn)行焊后熱處理。試驗(yàn)所用熱處理工藝:先進(jìn)行410 ℃×1 h的退火處理,爐冷至室溫,再進(jìn)行510 ℃×1 h固溶處理,水淬至室溫,最后進(jìn)行155 ℃×1 h的人工時(shí)效處理。焊接前先用砂紙磨去板材表面氧化膜,并用乙醇擦拭除脂。采用由上海航天設(shè)備制造總廠提供的攪拌摩擦焊設(shè)備進(jìn)行焊接試驗(yàn),攪拌頭形狀為錐形帶螺紋攪拌頭,焊接傾斜角為2.5°并采用平板對(duì)接方式進(jìn)行攪拌摩擦焊,正面焊接完后以相同方向?qū)Ψ疵孢M(jìn)行焊接,基于前期經(jīng)驗(yàn)設(shè)計(jì)的具體焊接參數(shù)如表2所示。

    表1 2195鋁鋰合金的化學(xué)成分

    表2 焊接工藝參數(shù)

    用線切割機(jī)以焊縫為中心垂直于焊接方向截取金相試樣和拉伸試樣,拉伸試樣的尺寸如圖1所示,圖中AS為前進(jìn)側(cè),RS為后退側(cè)。金相試樣經(jīng)機(jī)械拋光,用Keller試劑(95 mL H2O+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1.0 mL HF)腐蝕后,采用光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。按照GB/T 228.1-2010,采用MJDW-200B型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)拉伸試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為1 mm·min-1,試驗(yàn)結(jié)束后采用Jsm-6390A型掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口微觀形貌。按照GB/T 232-2010,在焊接接頭處以焊縫為中心垂直于焊接方向截取尺寸為186 mm×30 mm×6 mm的彎曲試樣,采用Z100 KN型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行三點(diǎn)彎曲試驗(yàn),支輥間距離為100 mm,測(cè)試試樣的最大彎曲角度。

    圖1 拉伸試樣的尺寸Fig.1 Dimension of tensile specimen

    2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

    2.1 對(duì)顯微組織的影響

    不同雙面攪拌摩擦焊接頭的宏觀形貌相似,均可分為4個(gè)區(qū)域,即焊核區(qū)(WNZ)、熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)、母材區(qū)(BM)。由圖2可以看出,O態(tài)焊接條件下焊縫整體呈“啞鈴型”,但后退側(cè)交界線不清晰。焊前熱處理接頭的宏觀形貌與O態(tài)焊接的宏觀形貌相似,但是其焊核區(qū)域的面積較小。焊后熱處理焊接接頭焊核區(qū)面積與O態(tài)焊接接頭相似,同時(shí)在宏觀形貌中可觀察到晶粒異

    圖2 不同條件下焊接接頭的宏觀形貌Fig.2 Macromorphology of welded joint under different conditions: (a) O state welding; (b) pre-weld heat treatment and (c) post-weld heat treatment

    常晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象。

    以2#工藝下焊接得到的接頭為例,對(duì)焊前和焊后熱處理接頭不同區(qū)域的顯微組織進(jìn)行觀察。由圖3可以看出:焊前熱處理接頭熱影響區(qū)的晶粒因熱循環(huán)的作用而粗化,平均晶粒尺寸為12.6 μm;熱機(jī)影響區(qū)晶粒受到攪拌針的機(jī)械攪拌作用以及焊接熱輸入的影響,晶粒發(fā)生扭曲變形,以向上流動(dòng)的方式旋轉(zhuǎn)和拉長(zhǎng);焊核區(qū)晶粒分布致密且細(xì)小,呈等軸晶粒狀,平均晶粒尺寸約為9.2 μm。通過(guò)退火處理可消除母材的加工硬化,使強(qiáng)度達(dá)到較低狀態(tài);固溶處理可使母材發(fā)生再結(jié)晶,未溶第二相顆粒減少,晶粒尺寸均勻;人工時(shí)效處理后接頭中析出相數(shù)量明顯多于未進(jìn)行熱處理接頭,且彌散分布[13]。在熱輸入和機(jī)械攪拌作用下攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)第二相粒子重新析出,晶粒細(xì)小且分布均勻。同時(shí),固溶態(tài)鋼板的硬度較低,在攪拌摩擦焊接過(guò)程中有較好的塑性流動(dòng)能力,從而減少了焊接缺陷。

    圖3 焊前熱處理焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructures of different zones in welded joint with pre-weld heat treatment

    由圖4可以看出:焊后熱處理接頭熱影響區(qū)的晶粒呈等軸狀,晶粒發(fā)生粗化現(xiàn)象,平均晶粒尺寸約為14.3 μm,且個(gè)別晶粒發(fā)生異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象;熱機(jī)影響區(qū)的晶粒在機(jī)械攪拌及焊接熱輸入的影響下發(fā)生粗化以及扭曲變形,沿焊縫兩側(cè)的晶粒流動(dòng)方向分布;焊核區(qū)晶粒出現(xiàn)了明顯的異常長(zhǎng)大現(xiàn)象,平均晶粒尺寸達(dá)到0.3 mm,且主要集中于上下軸肩與板材接觸位置。由于第二相粒子的不均勻分布和不均勻溶解,基體中微粒較少的晶粒在失去第二相粒子釘扎作用下發(fā)生長(zhǎng)大。晶粒異常長(zhǎng)大的過(guò)程是不連續(xù)的,第二相粒子、織構(gòu)、表面效應(yīng)和溶質(zhì)偏析導(dǎo)致局部邊界的驅(qū)動(dòng)力和流動(dòng)性不同,多邊界的大晶粒在穩(wěn)定的小晶粒周?chē)纬汕也粩嗤淌芍車(chē)?xì)小晶粒,是導(dǎo)致晶粒異常長(zhǎng)大的重要因素[14]。

    圖4 焊后熱處理焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructures of different zones in welded joint with post-weld heat treatment

    2.2 對(duì)拉伸性能的影響

    O態(tài)焊接接頭由于母材處于全軟狀態(tài)而具有良好的塑性,其平均抗拉強(qiáng)度為189 MPa,平均屈服強(qiáng)度為127.3 MPa,平均斷后伸長(zhǎng)率為15%。由圖5可知:焊后熱處理接頭,由于焊核區(qū)晶粒異常長(zhǎng)大,不同焊接參數(shù)下接頭的抗拉強(qiáng)度比O態(tài)焊接接頭提高了84%~110%,屈服強(qiáng)度提高了100%~120.7%,斷后伸長(zhǎng)率降低,僅為O態(tài)焊接接頭的30%~60%;焊前熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度比O態(tài)焊接接頭提高了94%~115.8%,屈服強(qiáng)度提高了80.7%~120.7%,斷后伸長(zhǎng)率比O態(tài)焊接接頭略有提高。焊前熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度以及斷后伸長(zhǎng)率都高于焊后熱處理接頭,其中抗拉強(qiáng)度提高約4.8%,斷后伸長(zhǎng)率提高了50%,這是因?yàn)楹盖盁崽幚斫宇^焊核區(qū)的晶粒細(xì)小,析出相分布均勻。但是焊前熱處理接頭的屈服強(qiáng)度低于焊后熱處理接頭的屈服強(qiáng)度,尤其是在焊接工藝4#下,降低了16.7%。

    圖5 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的拉伸性能Fig.5 Tensile properties of welded joints prepared by different processes with pre- and post-weld heat treatment:(a) tensile strength; (b) yield strength and (c) percentage elongation after fracture

    由圖6可以看出:焊前熱處理接頭斷裂處存在明顯頸縮現(xiàn)象,為韌性斷裂的明顯特征;焊后熱處理接頭的斷裂位置均在焊核區(qū)與熱機(jī)影響區(qū),說(shuō)明母材區(qū)的抗拉強(qiáng)度高于焊縫,同時(shí)斷裂處未發(fā)現(xiàn)明顯頸縮現(xiàn)象,且斷口與拉伸方向呈45°,是脆性斷裂的表現(xiàn)特征。由圖7可以看出:焊前熱處理接頭拉伸斷口中存在大量韌窩,說(shuō)明斷裂形式為典型的韌性斷裂;焊后熱處理接頭拉伸試樣沿晶界斷裂,發(fā)生典型的晶間斷裂,說(shuō)明斷裂形式主要為脆性斷裂。

    圖6 拉伸試驗(yàn)后焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的宏觀斷裂形貌Fig.6 Macroscopic fracture morphology of weld joints prepared by different porcesses with pre- (a) and post-weld heat treatment (b)

    圖7 焊前和焊后熱處理2#工藝制備得到焊接接頭拉伸斷口微觀形貌Fig.7 Tensile fracture micromorphology of weld joints prepared by 2# process with pre- (a) and post-weld heat treatment (b)

    2.3 對(duì)彎曲性能的影響

    由圖8可知,對(duì)焊前熱處理接頭進(jìn)行三點(diǎn)彎曲時(shí),僅有1#工藝下接頭焊縫表面出現(xiàn)輕微裂紋,其余工藝下接頭中均未出現(xiàn)宏觀裂紋,具有良好的塑性。在三點(diǎn)彎曲過(guò)程中,焊前熱處理接頭焊核區(qū)的晶粒細(xì)小且致密,原子間結(jié)合力較大,具有較大的裂紋起裂和擴(kuò)展的阻力。在對(duì)焊后熱處理接頭進(jìn)行三點(diǎn)彎曲時(shí),焊縫金屬發(fā)生明顯變形,且沿著焊核區(qū)中線出現(xiàn)明顯裂紋。焊核區(qū)中異常長(zhǎng)大的晶粒影響其內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的距離和阻力,從而形成位錯(cuò)塞積而導(dǎo)致應(yīng)力集中,而熱機(jī)影響區(qū)中被拉長(zhǎng)的較大尺寸晶粒對(duì)于裂紋擴(kuò)展的阻力較小,裂紋擴(kuò)展更加容易,從而降低了接頭的彎曲強(qiáng)度和塑性變形能力[15]。

    圖8 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭三點(diǎn)彎曲試樣的宏觀形貌Fig.8 Macromorphology of three-point bending samples of welded joints prepared by different processes with pre- (a) andpost-weld heat treatment (b)

    由圖9可以看出,焊前熱處理接頭的平均最大彎曲角度為76°,而焊后熱處理接頭的平均最大彎曲角度為26.6°,說(shuō)明焊前熱處理接頭的塑性變形能力優(yōu)于焊后熱處理接頭。

    圖9 焊前和焊后熱處理不同工藝制備得到焊接接頭的最大彎曲角度Fig.9 Maximum bending angles of welded joints prepared bydifferent processes with pre- and post-weld heat treatment

    3 結(jié) 論

    (1) 經(jīng)退火+固溶+人工時(shí)效的焊前熱處理后,2195鋁鋰合金雙面攪拌摩擦焊接頭焊核區(qū)的晶粒呈等軸晶粒狀,平均晶粒尺寸為9.2 μm。經(jīng)相同工藝焊后熱處理后焊接接頭焊核區(qū)發(fā)生了異常晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象,平均晶粒尺寸達(dá)到0.3 mm。

    (2) 焊前與焊后熱處理均能有效提高焊接接頭的抗拉強(qiáng)度,且焊前熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度比焊后熱處理接頭高約4.8%。焊前熱處理接頭的斷后伸長(zhǎng)率較焊態(tài)接頭相比有所提高,而焊后熱處理接頭的斷后伸長(zhǎng)率大幅降低。焊前熱處理接頭具有良好的塑性,拉伸斷裂方式為韌性斷裂,而焊后熱處理接頭的斷裂方式為脆性斷裂。焊后熱處理焊接接頭三點(diǎn)彎曲的最大彎曲角度小于焊前熱處理接頭,塑性變形能力較差。

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