6061-T6/7075-T6 異種鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與性能

高士康，周利，張欣盟，張軍峰，李高輝，趙洪運(yùn)

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱,150001；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海),山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,威海,264209；3.中車長春軌道客車股份有限公司,長春,130062)

0 序言

鋁合金由于其低密度、高比強(qiáng)度、易加工成形以及耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于汽車制造、航空航天、船舶、機(jī)械制造等領(lǐng)域[1-2].由于鋁合金自身的熔點(diǎn)低，熱導(dǎo)率和線膨脹系數(shù)高，在使用傳統(tǒng)的熔焊技術(shù)時(shí)，容易產(chǎn)生氣孔、裂紋、孔洞等缺陷，導(dǎo)致接頭的力學(xué)性能下降[3].

攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW)是英國焊接所于1991 年發(fā)明的一種固相連接技術(shù)[4-5]，其工作原理是通過攪拌頭與材料之間的攪拌摩擦作用產(chǎn)熱使焊縫處材料軟化并發(fā)生熱塑性流動(dòng)從而實(shí)現(xiàn)連接，具有變形小、殘余應(yīng)力小等優(yōu)點(diǎn)，有效的解決了鋁合金熔焊過程中存在的氣孔、裂紋等問題.國內(nèi)外學(xué)者對(duì)異種鋁合金的FSW 接頭成形與微觀組織、力學(xué)性能等進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)由于材料的物理性能和化學(xué)性能存在差異，焊接熱作用及攪拌作用決定了沉淀相的粗化與溶解.在接頭成形方面，Doley 等人[6]對(duì)1 mm 厚的AA5052 和AA6061異種鋁合金的攪拌摩擦焊進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)焊接過程中材料從前進(jìn)側(cè)(advancing side,AS)轉(zhuǎn)移到后退側(cè)(retreating side,RS)，并在RS 產(chǎn)生堆積，從RS到AS 的材料流動(dòng)只發(fā)生在軸肩的近表面；將硬度較低的AA6061 置于AS 時(shí)，接頭的AS 熱力影響區(qū)比RS 熱力影響區(qū)的材料混合更為充分，且焊核區(qū)主要由AA6061 鋁合金組成.在接頭力學(xué)性能方面，韓麗娟等人[7]對(duì)10 mm 厚的5083/5052 鋁合金的攪拌摩擦焊進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，接頭平均抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為215 MPa 和21.0%，與5052鋁合金母材的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率(213 MPa 和21.0%)相近，RS 熱影響區(qū)在焊接過程中發(fā)生強(qiáng)化相聚集，晶粒粗化，強(qiáng)度下降，成為接頭的薄弱區(qū)域.

選取性能差異較大的可熱處理、時(shí)效硬化7075/6061 異種鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦焊，分析材料位置和轉(zhuǎn)速對(duì)焊接接頭成形、微觀組織及力學(xué)性能的影響，以期為7075-T6/6061-T6 鋁合金焊接板材在汽車車身等零部件的應(yīng)用提供試驗(yàn)和理論基礎(chǔ).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為6061-T6 和7075-T6 鋁合金，尺寸均為200 mm×100 mm×2 mm，其化學(xué)成分和力學(xué)性能如表1 和表2 所示.圖1 為6061-T6 和7075-T6母材的微觀組織形貌.如圖1a 所示，晶粒因軋制處理呈現(xiàn)扁平的纖維狀，且有大量強(qiáng)化相Mg2Si 彌散分布，晶粒平均尺寸為19.3 μm.圖1b 為7075-T6母材的微觀組織形貌，晶粒同樣呈現(xiàn)扁平纖維狀，強(qiáng)化相AlCuMg 和MgZn2彌散分布，晶粒平均尺寸為20.3 μm.

表1 材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of the base materials

表2 材料的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the base materials

圖1 母材的微觀組織Fig.1 Microstructure of BM.(a) 6061-T6;(b) 7075-T6

采用LQH-G15 型專用攪拌摩擦焊機(jī)進(jìn)行焊接試驗(yàn).攪拌頭形貌為圓錐右旋螺紋形，其軸肩直徑為7.5 mm，攪拌針長度為1.85 mm，其根部和端部直徑分別為3.5，2.5 mm；焊接時(shí)，保持?jǐn)嚢桀^傾斜角為3°，主軸旋轉(zhuǎn)方向?yàn)槟鏁r(shí)針，轉(zhuǎn)速為600～ 1 200 r/min，焊接速度為150 mm/min.焊前用砂紙打磨待焊表面，去除雜質(zhì)和氧化物，然后用酒精清洗，吹干后焊接.

焊接完成后，采用數(shù)控型電火花切割機(jī)切割截取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣及金相試樣.金相試樣經(jīng)磨拋后用Keller 試劑腐蝕15～ 60 s.利用Olympus-DSX510型光學(xué)顯微鏡觀察母材、接頭各區(qū)以及斷口截面的微觀組織，利用INSTRON 5967 電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)測(cè)試接頭的拉伸性能，拉伸速度為1 mm/min；利用ARTCAM-300SSI-C 數(shù)字轉(zhuǎn)塔型顯微硬度計(jì)測(cè)試接頭的硬度，加載載荷1.961 N，加載時(shí)間為10 s；利用K 型熱電偶及對(duì)應(yīng)USB7410 型16 通道數(shù)據(jù)采集模塊對(duì)測(cè)溫點(diǎn)的焊接熱循環(huán)曲線進(jìn)行測(cè)量，測(cè)量位置為距離焊縫中心6，11，16 mm 處.焊接前，在試板表面打孔并預(yù)置熱電偶線頭，熱電偶輸出端與采集卡相連，從而構(gòu)成整個(gè)數(shù)據(jù)測(cè)溫的通路.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭成形

圖2 為轉(zhuǎn)速為1 000 r/min、焊接速度為150 mm/min 條件下6061-T6 鋁合金和7075-T6 鋁合金分別置于AS 所獲得的攪拌摩擦焊接頭表面形貌.從圖2可以看出，當(dāng)6061-T6 鋁合金置于AS 時(shí)，在開始一段距離焊縫成形不良，出現(xiàn)了溝槽缺陷，這是由于RS 7075-T6 鋁合金塑性較差，因此流動(dòng)性也較差，材料在RS 堆積后無法及時(shí)回填至AS，在攪拌針前進(jìn)過程中形成溝槽缺陷；當(dāng)7075-T6 鋁合金置于AS 時(shí)，獲得了表面成形美觀、無明顯缺陷的接頭.

圖2 接頭的表面形貌Fig.2 Surface morphologies of the joints

圖3 為焊接速度150 mm/min 時(shí)不同轉(zhuǎn)速下將7075-T6 鋁合金置于AS 所獲得的攪拌摩擦焊接頭表面形貌.從圖3 可以發(fā)現(xiàn)，在600 r/min 和800 r/min 的低轉(zhuǎn)速條件下，由于熱輸入量不足，材料流動(dòng)性差，導(dǎo)致材料回填不充分，從而在焊縫表面產(chǎn)生了輕微的表面溝槽缺陷.當(dāng)轉(zhuǎn)速增加到1 000 r/min 后，熱輸入量增大,材料塑性流動(dòng)更為充分，接頭表面成形美觀、無缺陷.

圖3 不同轉(zhuǎn)速下接頭表面形貌Fig.3 Surface morphologies of the joints at different rotation speeds

2.2 焊接溫度場(chǎng)分布

圖4 為焊接速度為150 mm/min、轉(zhuǎn)速為1 000 r/min 時(shí)焊接過程中工件不同位置的熱循環(huán)曲線.在攪拌摩擦焊過程中，由于攪拌頭與被焊材料之間的攪拌摩擦作用產(chǎn)生了大量的熱量，當(dāng)焊接至待測(cè)點(diǎn)附近時(shí)，待測(cè)點(diǎn)的溫度急劇上升至峰值溫度.攪拌頭遠(yuǎn)離待測(cè)點(diǎn)后，其溫度迅速下降至室溫.從圖4 可以看出，隨著與焊縫中心的距離越遠(yuǎn)，峰值溫度從221.3 ℃逐漸降低到41.5 ℃，曲線變化趨勢(shì)一致.

圖4 不同測(cè)溫點(diǎn)的焊接熱循環(huán)曲線Fig.4 Welding thermal cycles of different temperature measure points

圖5 為焊接速度150 mm/min 時(shí)不同轉(zhuǎn)速下距離焊縫中心6 mm 處的熱循環(huán)曲線.由于焊接速度是固定的，所以熱循環(huán)曲線變化趨勢(shì)相同，在同一時(shí)間達(dá)到最高溫度.轉(zhuǎn)速為600 r/min 時(shí)焊接過程中的峰值溫度為128.5 ℃，熱輸入不足導(dǎo)致材料未充分軟化，從而使得材料未能充分回填產(chǎn)生表面溝槽缺陷.隨著轉(zhuǎn)速的提高，焊縫的峰值溫度逐漸增高，在轉(zhuǎn)速1 200 r/min 下達(dá)到最高峰值溫度252.4 ℃.且隨著峰值溫度的提高，焊接熱輸入量增大，材料軟化程度增加，有利于接頭宏觀成形.這一趨勢(shì)與攪拌頭和材料的摩擦產(chǎn)熱公式(1)一致.

圖5 攪拌針轉(zhuǎn)速對(duì)焊接熱循環(huán)曲線的影響Fig.5 Influence of rotation speed on the welding thermal cycles

式中：Q為產(chǎn)熱量；μ為動(dòng)摩擦系數(shù)；N為轉(zhuǎn)速；p為下壓力；R為軸肩半徑；Ro為攪拌針半徑；h為攪拌針的長度.產(chǎn)熱量與轉(zhuǎn)速成正比，轉(zhuǎn)速越高，產(chǎn)熱越多[8].

2.3 接頭微觀組織

圖6 為7075-T6 鋁合金為AS 時(shí)接頭橫截面宏觀形貌，焊縫成形良好，接頭組織均勻，無氣孔、隧道等缺陷，根據(jù)微觀組織以及焊接過程中的熱輸入和塑性變形程度的不同，可以接頭分為以下8 個(gè)區(qū)域：7075 鋁合金母材(base metal，BM)、前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)(advancing side heated affected zone，AS-HAZ)、前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)(advancing side thermo-mechanically affected zone，AS-TMAZ)、前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)(advancing side stir zone，AS-SZ)、后退側(cè)焊核區(qū)(retreating side stir zone，RS-SZ)、后退側(cè)熱力影響區(qū)(retreating side thermo-mechanically affected zone，RS-TMAZ)、后退側(cè)熱影響區(qū)(retreating side heated affected zone，RS-HAZ)、6061 鋁合金B(yǎng)M[9].RS-SZ由6061 鋁合金構(gòu)成，AS-SZ 由7075 鋁合金構(gòu)成，當(dāng)攪拌針旋轉(zhuǎn)向前運(yùn)動(dòng)時(shí)，AS 少量金屬在攪拌針的旋轉(zhuǎn)剪切作用下流向RS，在RS 產(chǎn)生堆積后逐漸回填至AS.

圖6 接頭的橫截面形貌Fig.6 Cross-section morphology of joint

圖7 為接頭各區(qū)域的典型微觀組織.圖8 為接頭前進(jìn)側(cè)各區(qū)域的晶粒取向圖.經(jīng)過軋制過程以及T6 熱處理后的兩種鋁合金沿軋制方向呈扁平狀，較大晶粒尺寸達(dá)150 μm 左右.從圖8 可以看出焊核區(qū)由6061-T6 和7075-T6 兩種鋁合金組成，由于受到攪拌針強(qiáng)烈的攪拌作用和熱輸入，其發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒呈現(xiàn)細(xì)小的等軸晶，晶粒尺寸可達(dá)到10 μm.SZ 和TMAZ 存在明顯的分界，由焊接過程溫度場(chǎng)分布可知，與焊縫距離越遠(yuǎn)，焊接過程峰值溫度越低，TMAZ 由于受到的攪拌作用和熱輸入不足，其沒有發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒發(fā)生了強(qiáng)烈的彎曲和拉伸.AS-TMAZ 較RS-TMAZ 晶粒的拉伸和彎曲程度更高，這主要是由于其受到的攪拌作用較RS-TMAZ 更強(qiáng)烈，故AS-TMAZ 與HAZ 的分界線相較于RS 的分界線要更為明顯[10].HAZ 受到攪拌頭的攪拌作用和金屬流變的影響，其組織的軋制特性減弱，晶粒尺寸接近于BM.

圖7 7075-T6/6061-T6 攪拌摩擦焊接頭的微觀組織Fig.7 Microstructure of the FSW joint of 7075-T6/6061-T6.(a) SZ of 6061-T6;(b) HAZ of 6061-T6;(c) TMAZ of 6061-T6;(d) SZ of 7075-T6;(e) HAZ of 7075-T6;(f) TMAZ of 7075-T6

圖8 前進(jìn)側(cè)晶粒取向圖Fig.8 Grain morphology maps of AS.(a) BM;(b) HAZ;(c) TMAZ;(d) SZ

圖9 和圖10 分別是接頭不同區(qū)域晶界分布圖及晶粒取向差分布，其中藍(lán)色線代表小角度晶界(2-15°)，綠色線代表大角度晶界(大于15°)[11].板材軋制變形使BM 區(qū)域大角度晶界遠(yuǎn)多于小角度晶界，其中大角度晶界占79.6 %，小角度晶界占20.4 %；HAZ 由于離焊縫較遠(yuǎn)，只受到熱循環(huán)的微小影響未經(jīng)歷攪拌作用，其小角度晶界的含量沒有發(fā)生太大變化；TMAZ 受到機(jī)械攪拌與熱輸入的雙重作用，晶粒發(fā)生剪切變形，位錯(cuò)沿形變方向滑移并相互作用使晶體內(nèi)部產(chǎn)生大量的小角度晶界,其所占比例增加到35.8 %；SZ 區(qū)域由于在焊接過程中受到攪拌針強(qiáng)烈的攪拌作用和熱輸入，材料發(fā)生較大塑性變形，小角度晶界吸收位錯(cuò)轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?，發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[12]，晶粒呈現(xiàn)細(xì)小的等軸晶，同時(shí)仍有一小部分材料所受塑性變形程度較小，不足以完成動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程，因此SZ 區(qū)域仍保留一部分小角度晶界.

圖9 前進(jìn)側(cè)晶界分布圖Fig.9 Grain-boundary maps of AS.(a) BM;(b) HAZ;(c) TMAZ;(d) SZ

圖10 前進(jìn)側(cè)晶粒間取向差統(tǒng)計(jì)圖Fig.10 Misorientation angle distributions of AS.(a) BM;(b) HAZ;(c) TMAZ;(d) SZ

2.4 接頭顯微硬度

圖11 為焊接速度為150 mm/min 時(shí)沿焊縫中心向兩側(cè)的顯微硬度分布情況，其中坐標(biāo)負(fù)值為6061-T6 鋁合金側(cè)距焊縫中心距離，正值為7075-T6 鋁合金側(cè)距焊縫中心距離.接頭硬度分布左高右低，這主要時(shí)由于兩側(cè)材料在硬度方面的差異較大所導(dǎo)致.遠(yuǎn)離焊核中心的HAZ 硬度較高，而焊核中心的硬度值較低.硬度值最低出現(xiàn)在SZ 偏6061-T6 鋁合金側(cè)約為55 HV；最高硬度值出現(xiàn)在7075-T6 鋁合金側(cè)BM 約為178.5 HV.

圖11 接頭的顯微硬度分布Fig.11 Microhardness distributions of the joint

圖12 為不同焊接速度下接頭的硬度分布云圖，從左到右依次是6061-T6 BM，RS-HAZ，RSTMAZ，RS-SZ，AS-SZ，AS-TMAZ，AS-HAZ，7075-T6 BM.從圖12 可以看出，在RS-SZ 處的硬度值最低，這與拉伸斷裂的位置相吻合，兩種母材都是沉淀強(qiáng)化型鋁合金，其硬度的變化主要由晶粒尺寸以及沉淀相決定.在SZ 由于受到攪拌針的攪拌作用以及熱循環(huán)的影響，晶粒發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使得晶粒的尺寸減小，在一定程度上有利于硬度的提高，但是其沉淀相的溶解在影響硬度方面占主導(dǎo)作用[13]，使得SZ 的硬度值發(fā)生了顯著降低.

圖12 7075-T6/6061-T6 接頭的硬度分布云圖Fig.12 Hardness maps of 7075-T6/6061-T6 joints

2.5 接頭拉伸性能

表3 為不同板材放置位置下的拉伸性能.當(dāng)7075-T6 鋁合金置于AS 時(shí)，所獲得的焊接接頭的抗拉強(qiáng)度及斷后伸長率明顯高于將6061-T6 鋁合金置于AS 時(shí)所獲得的焊接接頭，與焊縫表面成形相吻合.圖13 為不同轉(zhuǎn)速下接頭的力學(xué)性能.隨著轉(zhuǎn)速的提高，接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢(shì)，在轉(zhuǎn)速1 000 r/min 時(shí)抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值.這是因?yàn)殡S著轉(zhuǎn)速的提高，熱輸入量增大，材料流動(dòng)性增強(qiáng)，從而使兩種材料產(chǎn)生較好的冶金結(jié)合.但當(dāng)轉(zhuǎn)速過高時(shí)，晶粒粗大，硬度降低，也會(huì)使接頭的抗拉強(qiáng)度降低.故當(dāng)7075-T6 鋁合金鋁合金置于AS，焊接速度為150 mm/min、轉(zhuǎn)速為1 000 r/min 時(shí)，接頭綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別達(dá)到231 MPa 和4.0%.

表3 不同板材位置下接頭的力學(xué)性能及斷裂位置Table 3 Mechanical properties and fracture locations of the joints at different plate positions

圖13 不同轉(zhuǎn)速下接頭力學(xué)性能Fig.13 Mechanical properties of the joints with different rotational speeds

圖14 和圖15 分別為拉伸試樣斷口的表面形貌及典型接頭拉伸斷口形貌.圖15a～15c 為焊接速度50 mm/min 和轉(zhuǎn)速800 r/min 條件下接頭的斷口形貌，可以看出斷口上部分布大量撕裂棱，下部呈現(xiàn)韌窩分布，呈現(xiàn)混合斷裂[14]，接頭斷裂于6061-T6 鋁合金側(cè)SZ，該區(qū)域硬度最低，為接頭的薄弱區(qū).圖15d 和15e 為焊接速度50 mm/min、轉(zhuǎn)速1 000 r/min 條件下接頭的斷口形貌.接頭斷裂前塑性變形大，斷口分布著大小不均的韌窩，是典型的韌性斷裂，該參數(shù)下接頭的斷裂位置仍為硬度最低的6061-T6 鋁合金側(cè)SZ.

圖14 接頭斷裂位置Fig.14 Fracture locations of the joints

圖15 接口的拉伸斷口形貌Fig.15 Tensile fracture morphologies of the joints.(a) overall morphology of the joints (50 mm/min,800 r/min)；(b)distribution of the dimple feature 1 (50 mm/min,800 r/min)；(c) distribution of the dimple feature 2 (50 mm/min,800 r/min)；(d) overall morphology of the joints (50 mm/min,1 000 r/min)；(c) distribution of the dimple feature (50 mm/min,1 000 r/min)

3 結(jié)論

(1) 將7075-T6 置于AS 獲得的接頭成形優(yōu)于將6061-T6 置于AS，當(dāng)焊接速度為150 r/min、轉(zhuǎn)速為600～ 1 200 r/min 時(shí)，均可獲得內(nèi)部無明顯缺陷、外觀良好的7070-T6/6061-T6 接頭.隨著轉(zhuǎn)速的增加，焊接峰值溫度增加，熱輸入量增加.

(2) 焊接接頭由SZ，TMAZ 和HAZ 組成.SZ晶粒呈現(xiàn)細(xì)小的等軸晶，分布著大量大角度晶界；TMAZ 晶粒發(fā)生了拉伸和彎曲，分布著大量小角度晶界；HAZ 相較于母材僅部分晶粒發(fā)生粗化，晶界分布無明顯差異.

(3) 接頭的硬度分布為左高右低，硬度的最小值位于6061-T6 側(cè)的SZ，與接頭的斷裂位置相吻合.接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率隨著轉(zhuǎn)速的增加呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢(shì)，轉(zhuǎn)速為1 000 r/min 時(shí)，接頭綜合力學(xué)性能達(dá)到最佳，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別達(dá)到231 MPa 和4.0%.接頭斷口呈現(xiàn)大小不均的韌窩，主要斷裂形式為韌性斷裂.