工藝參數(shù)對異種鋁合金攪拌摩擦焊接頭組織與力學(xué)性能的影響

侯俊良，周博芳，2，周友濤，張紅霞，王昊，滿武士

（1.湖北汽車工業(yè)學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖北 十堰 442002；2.湖北中程科技產(chǎn)業(yè)技術(shù)研究院有限公司，湖北 十堰 442002；3.東風(fēng)汽車集團(tuán)有限公司 技術(shù)中心，湖北 武漢 430058；4.云南豐普科技有限公司，云南 昆明 650000）

汽車輕量化是實(shí)現(xiàn)汽車“新四化”（電動化、智能化、網(wǎng)聯(lián)化、共享化）的重要舉措［1］，通過輕量化材料和結(jié)構(gòu)優(yōu)化設(shè)計等途徑實(shí)現(xiàn)。鑄造鋁合金、變形鋁合金作為輕量化材料在汽車領(lǐng)域應(yīng)用較廣泛［2］。在復(fù)雜的工作環(huán)境下，單一鋁合金焊件已不能滿足使用需求，異種鋁合金焊接工藝成為研究熱點(diǎn)。由于異種鋁合金性能差異大，傳統(tǒng)熔化焊焊接接頭易產(chǎn)生氣孔、裂紋和焊接變形等問題［3］。而攪拌摩擦焊（friction stir welding，F(xiàn)SW）作為新型綠色的固相連接技術(shù)，可以克服上述缺點(diǎn)且能實(shí)現(xiàn)機(jī)械自動化，在焊接異種鋁合金時具有獨(dú)特優(yōu)勢［4］。孫甲堯等人［5］研究了A356-T6 和6061-T6 材料位置對接頭流動性和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)將A356-T6置于前進(jìn)側(cè)時，有利于材料的遷移，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到了215 MPa，為母材A356-T6的74.6%。Msomi等人［6］研究了1050-H14與5083-H111異種鋁合金攪拌摩擦焊材料位置對接頭抗拉強(qiáng)度的影響，發(fā)現(xiàn)將5083Al 置于前進(jìn)側(cè)時，焊核區(qū)晶粒尺寸與形貌和5083-H11 相似，接頭強(qiáng)度可以超過1050-H14。Silva 等 人［7］研 究 了 不 同 焊 接 參 數(shù) 對2024Al 與7075Al 異種鋁合金攪拌摩擦焊焊接接頭力學(xué)性能的影響，當(dāng)攪拌頭轉(zhuǎn)速為2000 r·min-1、焊接速度為254 mm·min-1時，接頭抗拉強(qiáng)度最大為447 MPa，為母材2024Al 的97.5%。張德芬等人［8］探究出在攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1、焊接速度為80 mm·min-1時，接頭抗拉強(qiáng)度可達(dá)到392 MPa，為母材2A12Al的84.5%，焊核區(qū)晶粒尺寸約為5.7 μm。綜上，許多學(xué)者已經(jīng)探索了部分組合的異種鋁合金FSW，多集中于2XXX、5XXX、6XXX、7XXX 等異種鋁合金，且均得到質(zhì)量較好的焊接接頭，但關(guān)于鑄鋁與3系異種鋁合金攪拌摩擦焊的研究較少。因此，文中重點(diǎn)對ZL104和3003Al異種鋁合金FSW接頭的組織及性能進(jìn)行研究，以期實(shí)現(xiàn)攪拌摩擦焊技術(shù)在該異種鋁合金上的應(yīng)用。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為180 mm×50 mm×3 mm 的ZL104和3003Al 軋制板，母材的化學(xué)成分如表1 所示，母材的力學(xué)性能如表2所示。

表1 鋁合金的化學(xué)成分所占質(zhì)量分?jǐn)?shù) %

表2 鋁合金的力學(xué)性能

攪拌摩擦焊實(shí)驗(yàn)設(shè)備為FSW-DM10X20/2，實(shí)驗(yàn)過程如圖1a所示，實(shí)驗(yàn)采用自制攪拌頭，針長為3 mm，如圖1b 所示。焊前用酒精清洗待焊板材表面，ZL104 和3003Al 依次置于前進(jìn)側(cè)（advancing side, AS）和后退側(cè)（retreating side, RS），利用自制夾具將兩板緊密對接并保持在同一平面。攪拌頭下壓量設(shè)置為0.15 mm，當(dāng)焊接速度為100 mm·min-1時，攪拌頭轉(zhuǎn)速分別為750 r·min-1、900 r·min-1、1000 r·min-1、1250 r·min-1；攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，焊接速度分別為60 mm·min-1、80 mm·min-1、100 mm·min-1、150 mm·min-1，依次進(jìn)行攪拌摩擦焊實(shí)驗(yàn)。對完成攪拌摩擦焊實(shí)驗(yàn)的樣品，根據(jù)GB/T 2651—2008 制取3 個拉伸試樣，如圖1c 所示。采用CMT5205型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)測試抗拉強(qiáng)度并取平均值。對同組樣品制備金相試樣根據(jù)GB/T 3246.1—2012 采用Keller’s 腐蝕劑進(jìn)行腐蝕，在顯微鏡（MDS-YM310）下進(jìn)行組織觀察，從焊縫中心沿試樣水平方向使用MH-5 型顯微硬度計進(jìn)行硬度測試，載荷為200g，保載時間為15 s。

圖1 FSW試驗(yàn)和焊后取樣示意圖

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 不同轉(zhuǎn)速下接頭的組織形貌和力學(xué)性能分析

2.1.1 宏觀形貌分析

當(dāng)焊接速度為100 mm·min-1，攪拌頭轉(zhuǎn)速不同時接頭宏觀形貌如圖2所示，焊縫主要分為3個區(qū)域，分別是熱影響區(qū)（heat affected zone,HAZ）、熱機(jī)影響區(qū)（thermo-mechanically affected zone,TMAZ）、焊核區(qū)（weld nugget zone,WNZ）。由圖2可知，在4組不同轉(zhuǎn)速下均能實(shí)現(xiàn)異種鋁合金的焊接，試樣焊核區(qū)均出現(xiàn)了“洋蔥環(huán)”特征，符合螺殼模型［9］，形成了均勻致密的焊縫。對ZL104而言，隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速增加，ZL104在WNZ 均呈回旋狀，在攪拌頭轉(zhuǎn)速為900 r·min-1、1000 r·min-1、1200 r·min-1時，ZL104在焊核區(qū)有明顯的弧度。對3003Al而言，隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速增加，3003Al 由條紋狀延伸至焊核區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)榛匦隣钆cZL104 平滑交融，3003Al 在WNZ 占比也愈加增大，甚至跨過焊核區(qū)向前進(jìn)側(cè)流動。這是由于當(dāng)焊接速度一定時，攪拌頭轉(zhuǎn)速大小決定焊接熱輸入大小，進(jìn)而決定金屬塑性流動性的強(qiáng)弱。隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速增加，金屬塑性流動性變強(qiáng)，同時攪拌針對塑性流動金屬牽引力增強(qiáng)，焊縫內(nèi)部混合愈發(fā)劇烈。

圖2 攪拌頭轉(zhuǎn)速不同時接頭宏觀形貌圖

2.1.2 顯微組織分析

為了進(jìn)一步研究接頭各區(qū)域微觀組織的變化，選取圖2c的樣品進(jìn)行局部放大分析。圖3a為母材3003Al 組織圖，在Al 基體上有顆粒狀平衡析出相Al6Mn。圖3b 為母材ZL104 組織圖，呈現(xiàn)典型的亞共晶鋁硅合金組織形貌，由共晶Si 和α 固溶體構(gòu)成，符合Al-Si 二元相圖。圖3c 為HAZ 組織圖，由共晶Si和α固溶體構(gòu)成，但與母材ZL104相比，α固溶體晶粒較大，原因是HAZ區(qū)受熱循環(huán)影響，晶粒受熱長大。圖3d 和圖3e 為TMAZ 區(qū)組織圖，晶粒被明顯拉長呈流線型，且圖3d比圖3e明顯，原因是前進(jìn)側(cè)與后退側(cè)晶粒分別受到攪拌頭的剪切和擠壓作用，晶粒發(fā)生較大的變形。同時前進(jìn)側(cè)材料的塑性流動方向與剪切力方向相反，因此前進(jìn)側(cè)晶粒變形程度大于后退側(cè)［10］。圖3f 為WNZ 組織圖，呈均勻細(xì)小的等軸晶，無明顯方向性。這是因?yàn)閃NZ 組織受攪拌針機(jī)械攪碎作用，共晶Si 重新密集地排列圍成新的晶粒，同時焊核區(qū)受到攪拌頭產(chǎn)生的熱量影響，使晶粒發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，所以該區(qū)域晶粒十分細(xì)小。綜合圖3可知，焊縫區(qū)母材和焊縫各區(qū)域的組織變化規(guī)律相同，均在焊核區(qū)發(fā)生了明顯的細(xì)晶強(qiáng)化。因此，文中重點(diǎn)討論不同焊接工藝參數(shù)對焊核區(qū)晶粒大小的影響。

圖3 母材及局部位置放大組織圖

當(dāng)焊接速度為100 mm·min-1時，不同轉(zhuǎn)速下的WNZ 微觀組織圖如圖4 所示，WNZ 的晶粒尺寸隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速的增加先減小后增大，當(dāng)轉(zhuǎn)速增大為1000 r·min-1時，WNZ 晶粒最細(xì)小。這是因?yàn)樵贔SW過程中，隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速的提高，焊接熱輸入增大，晶粒發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動力增強(qiáng)，同時攪拌頭攪拌作用增強(qiáng)，攪拌針將WNZ 晶粒攪碎更徹底，在雙重作用下使焊核區(qū)晶粒尺寸越來越?。?1］。當(dāng)轉(zhuǎn)速提高至1250 r·min-1時，焊接熱輸入較大，焊核區(qū)內(nèi)溫度過高，在動態(tài)再結(jié)晶過程中形成的晶核會過熱長大，WNZ晶粒尺寸增大［12］。

圖4 不同攪拌頭轉(zhuǎn)速下的焊核區(qū)顯微組織圖

2.1.3 力學(xué)性能分析

當(dāng)焊接速度為100 mm·min-1時，不同攪拌頭轉(zhuǎn)速對硬度的影響如圖5 所示，硬度值從母材區(qū)到HAZ 區(qū) 之 間 均 勻 下 降，HAZ 區(qū) 到TMAZ 區(qū) 驟 減，TMAZ 區(qū)到WNZ 區(qū)猛然上升，接頭硬度分布呈兩側(cè)不等高“W”型。原因是HAZ 區(qū)發(fā)生回復(fù)反應(yīng)，晶粒尺寸相比母材略微變大，硬度下降；TMAZ 受攪拌頭剪切/擠壓作用，導(dǎo)致晶粒長大和被拉長，硬度下降；WNZ 區(qū)域晶粒受焊接熱循環(huán)和攪拌頭攪拌雙重作用下，呈均勻細(xì)小的等軸晶組織，同時與TMAZ形成突變型邊界和擴(kuò)散型邊界［13］，導(dǎo)致硬度大幅下降。但焊核區(qū)硬度隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速增加先增大后減小，當(dāng)轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，焊核區(qū)平均硬度最高為65.5 HV。這是因?yàn)橛捕却笮∨c焊核區(qū)晶粒大小具有直接關(guān)系［14］。

圖5 不同攪拌頭轉(zhuǎn)速下各區(qū)域顯微硬度

焊接速度為100 mm·min-1時，不同攪拌頭轉(zhuǎn)速對接頭力學(xué)性能和頸縮端部厚度的影響如表3 所示。由表3可知，接頭抗拉強(qiáng)度隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速的增加先增大后減小，當(dāng)轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，抗拉強(qiáng)度最大為174.8 MPa，達(dá)到了母材3003Al 的90.7%。斷口頸縮端部厚度隨著攪拌頭轉(zhuǎn)速增加先減小后增大，當(dāng)攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，斷口頸縮端部厚度為0.85 mm，說明該參數(shù)下斷口不僅抗拉強(qiáng)度高，而且斷口韌性優(yōu)異。

表3 不同攪拌頭轉(zhuǎn)速下接頭抗拉強(qiáng)度和頸縮端部厚度

2.2 不同焊速下接頭的微觀組織和力學(xué)性能分析

2.2.1 宏觀形貌分析

當(dāng)攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，不同焊接速度下的接頭宏觀形貌見圖6。由圖6 可知，當(dāng)焊接速度為60 mm·min-1時，接頭底部突出，當(dāng)焊接速度為150 mm·min-1時，焊縫出現(xiàn)焊接缺陷，焊核區(qū)均無明顯“洋蔥環(huán)”特征。原因是當(dāng)焊速較低時，焊接熱循環(huán)過大，高溫停留時間長，金屬塑性流動性好，塑性流動金屬通過兩板間隙被擠壓流出；當(dāng)焊接速度較高時，焊接熱循環(huán)不足，高溫停留時間少，異種塑性流動金屬未充分混合，導(dǎo)致接頭缺陷產(chǎn)生。

圖6 不同焊接速度下的接頭宏觀形貌

2.2.2 顯微組織分析

攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，不同焊接速度對WNZ 微觀組織影響如圖7 所示，焊核區(qū)晶粒大小隨著焊接速度的增加而減小。這是由于攪拌頭轉(zhuǎn)速不變，WNZ受到攪拌頭的機(jī)械攪碎作用不變，隨著焊接速度增加，焊縫熱輸入減小，晶粒受焊接熱循環(huán)影響減弱，焊核區(qū)動態(tài)再結(jié)晶晶粒吸熱長大的驅(qū)動力減小。總體上，焊速對焊核區(qū)晶粒大小的影響小于轉(zhuǎn)速對焊核區(qū)晶粒大小的影響，這與王勇強(qiáng)等人通過正交試驗(yàn)得到的結(jié)果基本吻合［15］。

圖7 不同焊接速度下WNZ微觀組織圖

2.2.3 力學(xué)性能分析

攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，不同焊接速度下的焊縫硬度分布如圖8所示。由圖8可知，焊核區(qū)域平均硬度變化隨著焊接速度的增加而增大，當(dāng)焊接速度為150 mm·min-1時，焊核區(qū)平均硬度最大為69.4 HV，當(dāng)焊接速度為60 mm·min-1時，焊核區(qū)平均硬度最低為62.4 HV，因此焊接速度對硬度的影響不大。因?yàn)楹缚p各個區(qū)域硬度分布不完全滿足Hall Petch公式，與位錯密度等多種因素相關(guān)［16］。

圖8 不同焊接速度下各區(qū)域顯微硬度

當(dāng)攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，不同焊接速度下的抗拉強(qiáng)度如圖9所示，接頭抗拉強(qiáng)度隨著焊接速度的增加先增大后減小。這是因?yàn)殡S著焊接速度增加，攪拌針附近塑性變形熱所占比例增大，使接頭垂直方向上的組織更加均勻，接頭的抗拉強(qiáng)度增加。但當(dāng)焊接速度過快時，在攪拌頭和塑性變形作用下產(chǎn)生的熱量不能及時傳導(dǎo)，導(dǎo)致接頭垂直方向上的組織不均勻，產(chǎn)生孔洞裂紋等缺陷［17］，抗拉強(qiáng)度下降。

圖9 不同焊接速度下接頭抗拉強(qiáng)度

當(dāng)攪拌頭轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1、焊接速度為100 mm·min-1時，接頭斷裂位置及斷口形貌如圖10所示。由圖10 可知，斷裂位置為后退側(cè)TMAZ，接頭內(nèi)部無缺陷，接頭質(zhì)量優(yōu)異，與硬度測試結(jié)果相符合。同時，接頭斷口分布大量尺寸均勻的等軸韌窩，斷裂類型為典型的韌性斷裂，韌窩內(nèi)第二相粒子少，韌窩深度大，證明接頭塑性好，強(qiáng)度高。

圖10 最優(yōu)工藝參數(shù)下接頭狀態(tài)

3 結(jié)論

采用攪拌摩擦焊的方法實(shí)現(xiàn)了ZL104與3003Al異種鋁合金的焊接。當(dāng)焊速為定值時，隨著轉(zhuǎn)速的增大，焊核區(qū)晶粒大小先減小后增大，焊核區(qū)硬度和接頭抗拉強(qiáng)度均先增大后減小。當(dāng)轉(zhuǎn)速一定時，隨著焊速增大，焊核區(qū)晶粒大小減小，接頭抗拉強(qiáng)度先增大后減小，焊核區(qū)硬度變化不大。當(dāng)焊速為100 mm·min-1、轉(zhuǎn)速為1000 r·min-1時，接頭質(zhì)量良好，焊核區(qū)硬度達(dá)到最高為65.5 HV，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大為174.9 MPa，占母材3003Al的90.7%。