AZ31/LA141攪拌摩擦搭接焊接頭的組織與力學(xué)性能*

雷朱坦，武冰冰，王 津，耿家源，劉 剛

（1.荊州學(xué)院，荊州 434000；2.南陽理工學(xué)院，南陽 473004）

近年來，我國社會發(fā)展對能源的需求量不斷提高，推動了航空航天、軍工、汽車、醫(yī)療、電子等領(lǐng)域的發(fā)展轉(zhuǎn)向?qū)Y(jié)構(gòu)自重的優(yōu)化，因而新型輕質(zhì)材料的開發(fā)得到學(xué)術(shù)界的廣泛重視[1–5]。鎂合金被譽為“21世紀(jì)綠色工程材料”，不僅有著較好的導(dǎo)熱性能、導(dǎo)電性能，同時擁有電磁屏蔽性，更重要的是以較低的密度實現(xiàn)了較高的比剛度和比強度[6–7]，作為一種輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料有著廣闊的發(fā)展前景，受到了眾多學(xué)者的關(guān)注[8–9]。然而，由于鎂合金的低熔點、化學(xué)性質(zhì)活潑和高導(dǎo)熱率，傳統(tǒng)的熔化焊方法在焊接過程中易于形成夾雜物、脆性相和粗大組織結(jié)構(gòu)，且容易產(chǎn)生氣孔、裂紋等缺陷，因此限制了鎂合金材料的進(jìn)一步應(yīng)用。

攪拌摩擦焊（FSW）是一種綠色固相連接技術(shù)，由于焊接時溫度低于被焊材料的熔點，可有效避免傳統(tǒng)焊接方法所帶來的氣孔等缺陷對接頭性能造成的影響[10–11]，因而廣泛應(yīng)用于鎂合金或鋁合金等易氧化有色金屬材料的連接，特別適合于異種材料的焊接。Yuan 等[12]研究了工具設(shè)計與焊接參數(shù)對AZ31 鎂合金搭接焊上板減薄的影響，指出上板減薄主要與w/n（旋轉(zhuǎn)速度與焊接速度的比值）以及下壓量有關(guān)。Naik 等[13–14]研究了焊接參數(shù)對接頭組織演化、疲勞性能和拉伸性能的影響，指出焊接工藝參數(shù)較“冷”時可以有效減小再結(jié)晶晶粒尺寸，進(jìn)而提高接頭的疲勞性能與拉伸性能。Cao等[15]研究了旋轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)速對接頭質(zhì)量的影響，發(fā)現(xiàn)接頭的拉剪強度隨著旋轉(zhuǎn)轉(zhuǎn)速的提高先增加后減小。目前，國內(nèi)外關(guān)于鎂合金的攪拌摩擦焊研究較為廣泛[16–17]，但針對AZ31/LA141 的攪拌摩擦搭接焊接頭的組織與性能研究較少。

因此，本文采用攪拌摩擦焊工藝，對AZ31/LA141搭接接頭進(jìn)行焊接，對接頭的組織、顯微硬度和剪切拉伸進(jìn)行了研究。研究結(jié)果可為提升攪拌摩擦搭接焊在鎂合金異種材料的應(yīng)用上提供參考，并進(jìn)一步使鎂合金在工業(yè)領(lǐng)域中擴大其市場應(yīng)用范圍。

1 試驗材料與方法

本試驗選用3 mm 軋制態(tài)AZ31 鎂合金和2 mm LA141 鎂鋰合金為原材料進(jìn)行攪拌摩擦搭接焊，焊前先用線切割將板材切割成長寬均為100 mm 的試樣，并去除試樣表面氧化膜和清洗表面油污。隨后將清理好的試樣用夾具固定在攪拌摩擦焊機（FSW–LM–AM16–2D）平臺上，將AZ31 鎂合金板材置于上面，LA141 鎂鋰合金板材置于下面，如圖1所示。攪拌摩擦搭接焊時使用的焊接工藝參數(shù)如下：旋轉(zhuǎn)速度保持1800 r/min 不變，焊接速度分別為80 mm/min、100 mm/min 和120 mm/min，試樣分別對應(yīng)標(biāo)記為1#、2#和3#，下壓量0.2 mm，傾斜角2.5°，攪拌摩擦搭接焊焊接方向始終與板材的軋制方向平行。選用的攪拌頭形狀與尺寸如下：內(nèi)凹型軸肩的直徑和圓錐帶螺紋攪拌針的長度分別為15 mm 和4.8 mm。

圖1 攪拌摩擦搭接焊示意圖Fig.1 Schematic diagram of friction stir lap welding

攪拌摩擦搭接焊試驗后，使用型號為ZSA0850 的體視顯微鏡觀察不同焊接速度下試樣的焊縫表面形貌。將試樣用不同粗細(xì)型號的碳化硅金相砂紙進(jìn)行打磨，再用HYP–1 型金相試樣拋光機進(jìn)行拋光，然后先用1.05 g苦味酸+18 mL無水乙醇+2.5 mL乙酸+2.5 mL蒸餾水配成的腐蝕劑對試樣進(jìn)行腐蝕處理，接著用4%的硝酸酒精和無水乙醇依次沖洗表面并吹干，隨后使用型號為OLYMPUS–BX53M 的顯微鏡觀察不同焊接速度條件下試樣各個區(qū)域的金相組織。再使用型號為FALCON–500 的維氏顯微硬度計對試樣垂直于攪拌摩擦搭接焊焊接方向的面（TD–ND）進(jìn)行硬度測試，其測試位置分別為距上層AZ31 板材上表面1.5 mm 處和距下層LA141 板材下表面1 mm 處，并沿垂直于板材的軋制方向，上下板焊縫兩側(cè)每間隔1 mm 測試1 個硬度值。最后使用拉伸速度為1 mm/min 的CMT–5105 萬能試驗機對剪切試樣按圖2所示的尺寸進(jìn)行剪切拉伸試驗，對每個攪拌摩擦搭接焊工藝參數(shù)下的樣品進(jìn)行3 次剪切拉伸試驗，最后求取平均值。

圖2 剪切拉伸試樣示意圖（mm）Fig.2 Schematic illustration of shear tensile test specimen (mm)

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 焊接速度對宏觀形貌的影響

圖3為不同焊接速度參數(shù)下搭接接頭的橫截面宏觀形貌，右側(cè)AS 為前進(jìn)側(cè)，左側(cè)RS 為后退側(cè)，可以看出不同焊接速度條件下的接頭內(nèi)部均成型質(zhì)量較好，接頭內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)隧道、孔洞等缺陷。同時，搭接接頭的橫截面宏觀形貌在不同焊接速度條件下呈現(xiàn)出不一樣的形貌特征，可以看出，焊接速度為80 mm/min 時上層AZ31 流動到下層LA141 的材料最多；當(dāng)焊接速度為100 mm/min 時，此時上層AZ31 流動到下層LA141 的材料減少；焊接速度增加到120 mm/min 時，上層AZ31流動到下層LA141 的材料最少。隨著焊接速度的增加，上層AZ31 焊核區(qū)流動到下層LA141 焊核區(qū)的材料減少，其原因是隨著焊接速度加快，摩擦生熱減少，使得材料的塑性流動性降低。

圖3 不同焊接速度下的FSLW 接頭橫截面宏觀形貌圖（轉(zhuǎn)速1800 r/min）Fig.3 Optical images of cross-sections of lap joint formed under different welding speeds (1800 r/min)

2.2 焊接速度對微觀組織的影響

圖4為1800 r/min–120 mm/min 參數(shù)條件下AZ31/LA141 攪拌摩擦焊焊接后的接頭的橫截面宏觀形貌，可以發(fā)現(xiàn)上層AZ31 和下層LA141 材料在攪拌針的攪拌作用下明顯受到了影響，上層一部分熱塑性材料與下層的一部分熱塑性材料充分混合在一起。

圖4 1800 r/min–120 mm/min 參數(shù)下搭接接頭橫截面宏觀形貌Fig.4 Cross section macro morphology of lap joints under 1800 r/min–120 mm/min process parameters

圖5為3#試樣中上層AZ31 不同區(qū)域的顯微組織照片。圖5（a）和（b）分別為前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)（AS–TMAZ）和后退側(cè)熱機影響區(qū)（RS–TMAZ）金相照片，可以看出，這兩區(qū)域中的晶粒發(fā)生了部分再結(jié)晶，其組織均由粗大的晶粒與部分再結(jié)晶的細(xì)小晶粒所構(gòu)成。前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)比后退側(cè)熱機影響區(qū)中的晶粒更細(xì)小且分布更為均勻。在攪拌摩擦焊焊接過程中，前進(jìn)側(cè)熱塑性金屬材料在攪拌針的剪切作用下流動到后退側(cè)，此時從前進(jìn)側(cè)流動到后退側(cè)的材料呈熱塑性軟化狀態(tài)，這時對后退側(cè)的金屬材料與攪拌針的界面可以起到潤滑作用，使得兩者之間的攪拌強度減弱，最后導(dǎo)致前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)組織的變形程度大于后退側(cè)熱機影響區(qū)，其動態(tài)再結(jié)晶也更為充分。因此，AS–TMAZ 的晶粒尺寸分布更均勻。AS–TMAZ 的晶粒尺寸更小是由于流動到后退側(cè)的熱塑性軟化材料，同時也將部分熱量帶到后退側(cè)，使得后退側(cè)熱量產(chǎn)生累積效應(yīng)，進(jìn)而使得后退側(cè)受到更長時間的熱循環(huán)作用，最后導(dǎo)致RS–TMAZ 的晶粒更為粗大，與文獻(xiàn)[18]相一致。

圖5 1800 r/min–120mm/min 參數(shù)下上層AZ31 不同區(qū)域的金相組織Fig.5 Metallographic structures of different regions of the upper AZ31 under parameters of 1800 r/min–120 mm/min

圖5（c）和（d）分別為前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)（AS–HAZ）和后退側(cè)熱影響區(qū)（RS–HAZ）金相照片，可以看出，前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)（AS–HAZ）的晶粒比后退側(cè)熱影響區(qū)（RS–HAZ）的晶粒更大，其原因是前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)的晶粒相比后退側(cè)熱影響區(qū)的晶粒受到了更大的剪切力和摩擦阻力，兩者的共同作用，產(chǎn)生了更多的熱量，使得前進(jìn)側(cè)的溫度更高，晶粒因熱循環(huán)作用變得更大。

圖6為3#試樣中下層LA141不同區(qū)域的金相照片。圖6（a）和（c）分別為下層LA141 前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)（AS–TMAZ）和前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)（AS–HAZ）的顯微組織照片，圖6（b）和（d）分別為下層LA141 后退側(cè)熱機影響區(qū)（RS–TMAZ）和后退側(cè)熱影響區(qū)（RS–HAZ）的顯微組織照片，圖6（e）為母材LA141 的顯微組織照片，對比可知，相比前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)（AS–TMAZ），后退側(cè)熱機影響區(qū)（RS–TMAZ）的晶粒尺寸相對更大，其原因為軋制態(tài)的母材LA141 在軋制變形時動態(tài)再結(jié)晶已經(jīng)進(jìn)行得較為充分，這樣攪拌摩擦搭接焊時熱機影響區(qū)中的能量主要作為晶粒長大的驅(qū)動力，由前面分析可知，后退側(cè)熱機影響區(qū)（RS–TMAZ）的熱作用時間更長，從而導(dǎo)致了其具有更大的晶粒尺寸。前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)熱影響區(qū)的晶粒均比母材的晶粒大，這是因為熱影響區(qū)溫度高，熱循環(huán)使得晶粒長大。對比圖6（c）和（e）發(fā)現(xiàn)，前進(jìn)側(cè)的晶粒比后退側(cè)的晶粒大，這是因為前進(jìn)側(cè)的溫度比后退側(cè)的溫度高，晶粒長大得更為明顯。

圖6 1800 r/min–120 mm/min 參數(shù)下下層LA141 不同區(qū)域的金相組織Fig.6 Metallographic structures of different regions of lower LA141 under parameters of 1800 r/min–120 mm/min

圖7為旋轉(zhuǎn)速度1800 r/min，攪拌摩擦焊焊接速度分別為80 mm/min、100 mm/min、120 mm/min 時前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)的微觀組織照片，其中圖7（a）、（c）和（e）為焊縫的AZ31 側(cè)，圖7（b）、（d）和（f）為LA141 側(cè)?？梢钥闯?，相比上板AZ31，下板LA141 前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)的晶粒分布有較大差異，上板AZ31 的晶粒呈現(xiàn)出典型的熱機影響區(qū)微觀組織，即部分發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的細(xì)小晶粒與未動態(tài)再結(jié)晶的晶粒組成的混合組織。而下板LA141 未出現(xiàn)這種混合晶粒，這是因為由β–Li 相構(gòu)成的母材LA141 板在軋制時發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶較為徹底，這時下板LA141 前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)中的吸收能量為晶粒長大提供了驅(qū)動力。

圖7 不同焊接速度下攪拌摩擦焊前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)的金相組織（轉(zhuǎn)速1800 r/min）Fig.7 Metallographic picture of TMAZ zone on advancing side of friction stir welding under different welding speeds (1800 r/min)

焊接速度從80 mm/min 增加至120 mm/min 時，摩擦生熱減少，受到熱循環(huán)作用時間變短，前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)的晶粒長大則越小，從而導(dǎo)致晶粒尺寸更細(xì)小。

2.3 焊接速度對顯微硬度的影響

圖8（a）顯示了在不同焊接速度下沿接頭橫截面上層AZ31 不同區(qū)域的維氏顯微硬度曲線?？梢园l(fā)現(xiàn)，焊核區(qū)的顯微硬度值隨著焊接速度的升高先增大后減小，焊接速度為120 mm/min 時，此時焊核區(qū)的顯微硬度值達(dá)到最大值68.3 HV，當(dāng)焊接速度從80 mm/min到100 mm/min 時，此時熱輸入值變小使得晶粒尺寸變小，進(jìn)而顯微硬度值變大，而當(dāng)焊接速度從100 mm/min到120 mm/min 時，此時熱輸入值進(jìn)一步變小使得晶粒尺寸更小，由Hall–Petch 公式可知，由于晶粒細(xì)化作用，硬度值應(yīng)該變大，但是顯微硬度值卻低于焊接速度為100 mm/min 時的顯微硬度值，主要是由于焊接速度增加到120 mm/min，熱輸入變小，導(dǎo)致合金材料塑性流動變差，織構(gòu)弱化作用增加，這時織構(gòu)弱化作用占主要因素，大于晶粒細(xì)化作用，導(dǎo)致顯微硬度更低。

圖8 各試樣不同焊接速度下上層AZ31 和下層LA141 不同區(qū)域的顯微硬度Fig.8 Microhardness of different regions of the upper AZ31 and the lower LA141 under different welding speeds

圖8（b）為當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度在1800 r/min 不變時，焊接速度分別為80 mm/min、100 mm/min 和120 mm/min 時試樣下層LA141 不同區(qū)域的的顯微硬度曲線?？梢钥闯觯聦覮A141 焊核區(qū)的顯微硬度值相比上層AZ31 焊核區(qū)的顯微硬度值變化趨勢有所不同，其焊核區(qū)的顯微硬度值隨著焊接速度的增加而增加，這是因為當(dāng)焊接速度從80 mm/min 到120 mm/min 時，晶粒尺寸逐漸變小，由Hall–Petch 公式可知，硬度值隨著晶粒尺寸的減小而增加。

2.4 焊接速度對剪切拉伸的影響

圖9為旋轉(zhuǎn)速度為1800 r/min 不變，焊接速度與AZ31/LA141 搭接接頭拉剪力的變化曲線圖。剪切拉伸時斷裂位置均位于上層AZ31 前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)附近。由表1和圖9可知，在焊接速度80～120 mm/min 范圍內(nèi)，拉剪力隨著焊接速度的增加先變大后變小。當(dāng)焊接速度為80 mm/min 時，拉剪力為1350.8 N；當(dāng)焊接速度提高到100 mm/min 時，拉剪力增加到最大，為1534.6 N。這是由于當(dāng)焊接速度為80 mm/min 時，熱輸入比值過大，產(chǎn)熱量過高，有脆性的金屬間化合物層在界面處生成，隨著焊接速度的提高，熱輸入比值慢慢降低，產(chǎn)熱量減少，在界面處形成金屬間化合物層的數(shù)量被抑制，使得接頭拉剪力提高。但當(dāng)焊接速度進(jìn)一步變大，其接頭的拉剪力開始慢慢下降，這是因為焊接速度的改變使得熱輸入變少，在界面處形成的過渡層變薄，接頭連接質(zhì)量下降，拉剪力減小。

圖9 拉剪力與焊接速度的關(guān)系Fig.9 Relationship between tensile shear force and welding speed

表1 不同焊接工藝參數(shù)下搭接接頭拉剪試驗結(jié)果Table 1 Tensile shear test results of lap joints under different welding parameters

3 結(jié)論

（1）當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為1800 r/min，焊接速度在80～120 mm/min 范圍變化時，搭接接頭均成型良好。隨著焊接速度的增加，熱輸入的降低使得上層AZ31 焊核區(qū)流動到下層LA141 焊核區(qū)的材料減少。

（2）當(dāng)攪拌摩擦焊接工藝參數(shù)相同時，上板AZ31和下板LA141 前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)（AS–TMAZ）的晶粒尺寸均比后退側(cè)熱機影響區(qū)（RS–TMAZ）的晶粒尺寸小。而前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)（AS–HAZ）的晶粒尺寸均比后退側(cè)熱影響區(qū)（RS–HAZ）的晶粒尺寸大。

（3）當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為1800 r/min，其他參數(shù)一定，焊接速度在80～120 mm/min 范圍增加時，上板AZ31 和下板LA141 前進(jìn)側(cè)熱機影響區(qū)（AS–TMAZ）晶粒尺寸均隨之減小。上層AZ31焊核區(qū)的顯微硬度值先增大而減小，而下板LA141 焊核區(qū)的顯微硬度值變大。隨著焊接速度的變大，AZ31/LA141 搭接接頭拉剪力呈現(xiàn)先變大后變小的趨勢。