溫軋工藝對7075鋁合金攪拌摩擦拼焊板接頭組織性能的影響

張萬順,盧柄希,隋躍川,趙鈺琛,焦安源,趙紅陽

(1. 遼寧科技大學,遼寧 鞍山 114051; 2.本鋼集團有限公司,遼寧 本溪 117017 )

鋁合金具有密度低、力學性能好,加工性能好以及抗腐蝕性能優(yōu)良等特點,作為輕質材料廣泛應用于汽車、航空航天和軌道交通等領域。鋁合金通常會采用焊接工藝進行連接,主要采用熔化極氣體保護焊、鎢極氣體保護焊等焊接方式[1-2]。然而,采用熔化焊方法進行焊接時,接頭容易產生焊接氣孔和熱裂紋等缺陷。攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)是一種新型固相連接技術,也被譽為“世界焊接史上的第二次革命”[3-4]。FSW能夠有效避免產生凝固開裂、縮孔等焊接缺陷,且熱影響區(qū)小,被認為是焊接領域的重大突破,能夠有效解決鋁合金焊接難的問題[5-7]。對于鋁合金的FSW研究大多數研究者主要關注焊接工藝參數和焊后熱處理對焊接接頭微觀組織及力學性能的影響[8-10],而關于攪拌摩擦焊連接后的板材進行軋制的研究較少。溫軋工藝能夠增加焊接接頭塑性變形能力,目前將攪拌摩擦焊和溫軋工藝相結合提高接頭性能的文獻報道較少,尤其是焊接接頭的組織性能在溫軋過程中的演變規(guī)律尚不清楚。

本試驗研究了溫軋工藝對7075鋁合金攪拌摩擦拼焊板焊合區(qū)組織性能的影響,為工業(yè)化生產提供參考。

1 試驗材料及方法

選取長150 mm、寬150 mm和厚2 mm的商用7075鋁合金板材作為研究對象,攪拌摩擦焊工藝參數為:傾斜角度2°,旋轉速度為1 400 r/min,焊接速度為15 mm/min。采用常規(guī)的對接方式,圖1為焊接板示意圖。

圖1 鋁合金拼焊板示意圖

溫軋試驗在遼寧科技大學鎂合金鑄軋中心自主研發(fā)的六輥軋機上進行(軋機采用X型布局),軋機的工作輥輥身長度350 mm,軋輥直徑90 mm,通過油加熱支撐輥和工作輥,使軋輥溫度保持在543 K,軋制速度為22 mm/s。軋制過程中為了減少產生浪紋及邊裂,保持板材均勻變形,采取多道次小壓下率的軋制工藝,單道次壓下率在10%～15%之間。

試驗結束后對試樣進行磨制、拋光,并用凱勒試劑浸蝕,采用光學顯微鏡(Optical microscope,OM)觀察試樣組織,觀察面為縱截面(RD-ND)。溫軋前后焊接結合區(qū)的微觀組織和織構采用電子背散射衍射(Electron backscatter diffraction,EBSD)進行觀察。采用Qness顯微硬度儀檢測試樣顯微硬度,焊縫區(qū)硬度測試點間距為1 mm,載荷10 N,加載時間為10 s。采用UTM-5305萬能拉伸試驗機檢測試樣拉伸性能,應變速率1×10-3s-1。

2 試驗結果與分析

2.1 宏觀形貌及微觀組織

在攪拌摩擦焊試驗過程中,通常將攪拌針旋轉方向與焊接方向同向的一側稱為前進側(AS),與焊接方向反向的另一側稱為后退側(RS)?；谛袨樘卣骷拔⒂^組織差異,將攪拌摩擦焊接接頭的橫截面分為四個區(qū)域,如圖2所示,分別為母材(BM)、焊核區(qū)(NZ)、熱影響區(qū)(HAZ)和熱機影響區(qū)(TMAZ)[11-12]。攪拌摩擦焊接后的鋁合金拼焊板宏觀形貌如圖3所示,箭頭所指為焊縫位置。焊接后板材焊接接頭處平整光滑,質量良好,無明顯缺陷。

圖2 攪拌摩擦焊接接頭組織形貌

圖3 鋁合金攪拌摩擦焊接拼焊板宏觀形貌

圖4為攪拌摩擦焊接接頭各區(qū)域的顯微組織。由圖4可以看出,接頭處熱影響區(qū)、熱機影響區(qū)、焊核區(qū)微觀組織與母材相比,有較大差異。其中BM組織呈較為粗大的板條狀軋制態(tài)組織;HAZ組織在加工過程中受到攪拌摩擦焊產生的熱影響作用,其區(qū)域組織發(fā)生粗化現象,但是不產生塑性變形;在焊接過程中攪拌頭高速旋轉,TMAZ晶粒發(fā)生塑性變形被拉長或扭折;在NZ晶粒細小且分布均勻,這是由于攪拌針與試件及軸肩與試件之間產生了大量的熱,同時在該區(qū)域發(fā)生劇烈塑性變形,促使該區(qū)域發(fā)生動態(tài)再結晶,新形成的晶粒在攪拌針的作用下破碎,形成細小的等軸晶。

圖4 2 mm厚鋁合金板材攪拌摩擦焊接接頭微觀組織

圖5所示為溫軋后鋁合金拼焊板的實物圖。拼焊板材長度2 m左右,板材的厚度從左至右依次為2.0 mm、1.0 mm和0.5 mm。在溫軋過程中板形保持良好,明顯看出經過軋制后接頭處與附近母材的厚度趨于相同,板形較為平整。隨著軋制壓下量的增加,接頭區(qū)域也隨著變寬,接頭處最大壓下量達到了75%,說明焊接接頭具有較好的塑性變形能力。

圖5 焊接拼焊板軋制后的板材宏觀形貌

2.2 溫軋前后焊接接頭微觀組織分析

圖6為軋制前后焊核區(qū)的EBSD分析圖,綠線表示小角度晶界，黑線表示大角度晶界。由圖6明顯看出,溫軋前后其組織有很大的差異,由于在攪拌摩擦焊接過程中焊核區(qū)發(fā)生了動態(tài)再結晶,因此焊接后焊核區(qū)的晶界大多為大角度晶界,晶粒呈等軸晶,分布較為均勻;軋制后當焊縫厚度為1 mm時,晶粒在塑性變形過程中變?yōu)槔w維狀組織,同時,一部分組織在熱力學和動力學條件下發(fā)生了動態(tài)再結晶,形成了細小晶粒,此時大角度晶界數量相比于軋制前有所減少;當焊縫厚度為0.5 mm時,晶粒被進一步拉長,動態(tài)再結晶產生的細小晶粒增加,此時大角度晶界減少,小角度晶界增加。隨著累積壓下量不斷增加,動態(tài)再結晶數量隨著增加。

圖6 不同厚度焊縫的晶粒取向

圖7為不同厚度接頭的極圖?？梢钥闯?軋制前焊縫區(qū)域的晶?；旧蠜]有呈現擇優(yōu)分布，其織構強度僅為3.1。這是因為在焊接過程中接口處發(fā)生動態(tài)再結晶,未能形成較強織構。隨著壓下量的累積,接頭處的織構強度逐漸增強,接口厚度為0.5 mm時(累積壓下量75%),接頭的織構強度達到了11.67。這是因為在溫軋條件下,接頭區(qū)域和母材一同均勻變形,隨著累積壓下量的增加,接頭區(qū)域在軋制方向形成了一定強度的織構。

圖7 不同厚度焊縫的{100}、{110}、{111}極圖

2.3 鋁合金拼焊板接頭軋制后的力學性能

圖8為不同厚度攪拌摩擦焊接接頭的顯微硬度。

圖8 不同厚度攪拌摩擦焊接接頭處顯微硬度

圖8a為2 mm厚鋁合金攪拌摩擦焊接接頭處的顯微硬度分布圖。其顯微硬度總體呈“W”形,從BM到TMAZ顯微硬度呈下降趨勢,由TMAZ到NZ顯微硬度呈上升趨勢,但NZ硬度仍低于BM的硬度。圖8b為溫軋制到1 mm(累積壓下量50%)的焊接接頭顯微硬度分布圖。其焊接接頭理論上延長一倍,其顯微硬度總體呈“W”形分布,說明在此變形條件下,其焊接接頭具有攪拌摩擦焊接后的特征。由BM到TMAZ的顯微硬度呈下降趨勢,由TMAZ到NZ顯微硬度呈緩慢上升趨勢,但NZ的硬度仍低于BM的硬度。同焊接前板材相比,BM、HAZ和TMAZ的顯微硬度明顯下降。由圖6b可知,在塑性變形過程中,組織發(fā)生動態(tài)再結晶,弱化了加工硬化。HAZ和TMAZ的顯微硬度較未軋制的明顯降低,最低值達到90 HV;然而,NZ的硬度較未軋制的硬度未發(fā)生明顯變化,這是因為NZ在軋制過程中動態(tài)再結晶的軟化作用同加工硬化的作用相互抵消。此時板材的薄弱區(qū)仍為熱影響區(qū)和熱機影響區(qū)的過渡處。

圖8c為溫軋制到0.5 mm(累積壓下量75%)厚的接頭顯微硬度分布圖。其分布曲線平滑,經過溫軋后的接頭顯微硬度總體趨于一致,同累積壓下量50%的板材相比,焊接接頭顯微硬度整體呈降低趨勢,同時焊接接頭組織各區(qū)域的性能趨于一致。這是由于在溫軋工藝條件下,隨著壓下量的累積,焊接接頭的微觀組織發(fā)生動態(tài)再結晶,導致加工硬化減弱。

圖9所示為不同厚度焊接接頭的力學性能。由圖9可以看出,其抗拉強度隨壓下量的增加先下降后上升,同時焊接接頭塑性隨著壓下量的增加而升高。2 mm厚的焊接接頭抗拉強度達到342.6 MPa,伸長率為3%;軋制壓下率為50%時，1 mm厚焊接接頭的抗拉強度為261.5 MPa,伸長率為3.4%;軋制壓下率為75%時,0.5 mm厚焊接接頭的抗拉強度為269 MPa,伸長率為4.1%。由于初始階段焊接接頭的組織仍不均勻,尤其是焊接熱影響區(qū)和熱機影響區(qū)的組織,雙模組織的結構以及加工硬化作用使其強度較高。焊接接頭在軋制的作用下,發(fā)生了回復和動態(tài)再結晶,細化了晶粒,使得焊接接頭塑性提高。在軋制過程中,軋制張力范圍一般為板材屈服強度的30%左右,在以上工藝下的焊接接頭能夠滿足后續(xù)張力軋制的工藝要求,使板帶材在張力軋制過程中順利進行。

圖9 不同厚度焊接接頭的拉伸性能

3 結 論

1)通過多道次小壓下率的軋制工藝可以對7075鋁合金攪拌摩擦焊接拼焊板進行軋制,焊接接頭隨母材同時發(fā)生塑性變形,在累積壓下量達到75%時,焊接接頭板形良好,具有良好的強韌性,抗拉強度為269 MPa,伸長率為4.1%。

2)在溫軋工藝條件下,隨累積壓下量的增加,焊接接頭的組織變得均勻,硬度也變得更加均勻,微觀組織的焊接典型特征逐漸減弱,說明了軋制可以降低焊接接頭與母材組織的差異性。