異種鋁合金零傾角攪拌摩擦焊接頭組織性能研究

李于朋,皇甫宇,董 瑋,劉 鑫

(1.長春工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,吉林 長春 130012; 2.吉林省人力資源和社會(huì)保障教育中心,吉林 長春 130062)

攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)是一種新型固相連接技術(shù)[1],具有焊接速度快,焊接變形小,易于自動(dòng)化,節(jié)能環(huán)保等特性,已被廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、裝備制造等領(lǐng)域[2-5]。在傳統(tǒng)攪拌摩擦焊接過程中,為了促進(jìn)焊縫中心塑性金屬的流動(dòng)和焊縫表面成形,保證焊接接頭質(zhì)量,攪拌頭上方須向后方傾斜2°～5°[6]。后傾角在改善焊接性的同時(shí)也使軸肩與母材表面存在一定的壓入量,進(jìn)而造成了焊縫厚度減薄,在一定程度上影響了接頭的力學(xué)性能[7]。另外在焊接平面內(nèi)曲線焊縫時(shí),為保持?jǐn)嚢桀^的后傾角,焊接設(shè)備必須裝備機(jī)頭隨動(dòng)裝置,這進(jìn)一步增加了設(shè)備的復(fù)雜性和制造成本。因此,如果對(duì)攪拌頭傾角進(jìn)行調(diào)整,采用零傾角攪拌摩擦焊技術(shù),焊接過程中攪拌頭垂直于焊接母材表面,將極大地提高攪拌摩擦焊接在平面內(nèi)曲線焊縫的適用性,降低焊縫減薄量,提高接頭的力學(xué)性能。趙慧慧等采用無傾角攪拌摩擦焊方法,成功實(shí)現(xiàn)了2 mm厚2219鋁合金的焊接,焊縫外觀及內(nèi)部質(zhì)量良好,但搭接界面處存在Hook現(xiàn)象[8]。王敏等對(duì)含有光面攪拌針、光面帶切臺(tái)攪拌針和螺紋帶切臺(tái)攪拌針的攪拌頭進(jìn)行無傾角焊接試驗(yàn),闡述了攪拌針幾何形態(tài)對(duì)無傾角攪拌摩擦焊縫的影響及其機(jī)制[9]。肖熙等研究了工藝參數(shù)對(duì)4 mm厚2A12鋁合金板材零傾角攪拌摩擦焊接成形及力學(xué)性能的影響[10]。呂志軍等采用無傾角攪拌摩擦焊用攪拌頭,對(duì) 5 mm厚6061T6鋁合金板材進(jìn)行試驗(yàn),研究了焊縫成形及接頭力學(xué)性能,分析了接頭組織特征[11]。上述學(xué)者對(duì)零傾角攪拌摩擦焊的適應(yīng)性、攪拌針幾何形狀與接頭質(zhì)量以及零傾角的焊接工藝進(jìn)行了研究,但在零傾角異種鋁合金焊接領(lǐng)域的研究還存在空白。因此,本試驗(yàn)以6061T6鋁合金和2024T4鋁合金為研究對(duì)象,開展零傾角異種鋁合金攪拌摩擦焊工藝實(shí)驗(yàn),分析了焊接速度對(duì)焊縫組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響,為零傾角異種鋁合金攪拌摩擦焊高質(zhì)量焊接提供技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用材料為6061T6鋁合金和2024T4鋁合金,試板尺寸均為300 mm×120 mm×4 mm,其化學(xué)成分和力學(xué)性能如表1和表2所示。

表1 6061T6和2024T4鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Compositions of 6061T6 and 2024T4 aluminum alloys (wt/%)

表2 6061T6和2024T4鋁合金的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of 6061T6 and 2024T4 aluminum alloys

試驗(yàn)所使用的焊接設(shè)備為FSW-LM-AL25龍門型攪拌摩擦焊專機(jī)。所用攪拌頭如圖1所示,軸肩直徑16 mm,軸肩上分布有寬度1 mm、深度0.5 mm呈順時(shí)針旋轉(zhuǎn)的螺旋形溝槽。攪拌針呈圓錐形,攪拌針外側(cè)有V形螺旋紋,圓周上設(shè)置有3個(gè)對(duì)稱切面,攪拌針前端平面加工有順時(shí)針螺旋溝槽,螺旋槽寬度0.25 mm,深度0.125 mm。焊接時(shí)攪拌頭垂直零傾角安裝。

圖1 零傾角攪拌摩擦焊用攪拌頭Fig.1 The tool of zero inclination friction stir welding

焊前采用鋼絲刷對(duì)6061T6和2024T4鋁合金板待焊位置進(jìn)行機(jī)械打磨,去除表面氧化物后用酒精擦拭,然后按對(duì)接形式組對(duì)并固定裝夾于焊接操作臺(tái)上,其中6061T6鋁合金板置于前進(jìn)側(cè)(advancing side,AS),2024T4鋁合金板在后退側(cè)(retreating side,RS)。焊接時(shí)攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度為1 500 r/min，焊接速度分別采用500 mm/min、700 mm/min、900 mm/min、1 100 mm/min。焊后采用Lecia DMI3000M型金相顯微鏡對(duì)各接頭的宏觀截面形貌和顯微組織進(jìn)行觀察。采用FM700型顯微硬度儀對(duì)接頭各區(qū)域的顯微硬度進(jìn)行測試,載荷100 N,保載時(shí)間10 s。用WDW-100型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)接頭的拉伸性能進(jìn)行測試,加載速度2 mm/min。采用ZEISS Supra 40掃描電子顯微鏡對(duì)拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭宏觀形貌

不同焊接速度的接頭表面形貌如圖2所示。由圖2可見,各焊接速度下接頭均成形良好,焊縫表面弧形紋理排列規(guī)整,未發(fā)現(xiàn)未焊透、氣孔等外觀缺陷。

圖2 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭表面形貌Fig.2 Surface morphologies of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

通過表面形貌可明顯看出,焊縫前進(jìn)側(cè)邊緣有少量飛邊,且隨著焊接速度的增加,飛邊量逐漸減少。這主要是由于在相同旋轉(zhuǎn)速度下,攪拌頭對(duì)塑性金屬的驅(qū)動(dòng)效率和驅(qū)動(dòng)總量是恒定的,焊接速度較快時(shí),被攪拌頭轉(zhuǎn)移的塑性金屬與攪拌頭前進(jìn)而形成的空腔體量相當(dāng),因此飛邊較小。而當(dāng)焊接速度降低后,被轉(zhuǎn)移的塑性金屬量遠(yuǎn)大于攪拌頭前進(jìn)所形成的空腔,因此塑性金屬被擠出至攪拌頭軸肩邊緣,形成飛邊。

對(duì)所有焊接速度接頭的截面形貌拋光腐蝕后進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖3所示?？煽闯鏊泻附咏宇^左右兩側(cè)的顏色區(qū)別明顯,左側(cè)顏色較深,右側(cè)顏色偏白。這是因?yàn)樽髠?cè)為6061鋁合金,右側(cè)為2024鋁合金,兩側(cè)鋁合金對(duì)腐蝕劑的耐腐蝕能力不同而造成的。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，所有工藝焊接的接頭中的焊核區(qū)(stir zone,SZ)均較為明顯，位于接頭中心區(qū)域。此區(qū)域由攪拌針高速攪拌擠壓而形成,塑性金屬流動(dòng)狀態(tài)復(fù)雜,晶粒變形程度高,因此此處可看到兩種不同基體金屬相互交織的現(xiàn)象。此外還可發(fā)現(xiàn)SZ中間有一道貫穿上下表面的彎曲線條,此線條即為“S”線。一般研究認(rèn)為“S”線是由母材對(duì)接面上的氧化膜經(jīng)熱機(jī)械變形后所形成的,“S”線的成分與氧化膜相同,但形態(tài)取決于焊接工藝參數(shù)[12]。接頭中SZ左右兩側(cè)對(duì)稱分布著熱機(jī)械影響區(qū)(thermo-mechanically affected zone,TMAZ)、熱機(jī)械影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)和母材(base metal,BM)。

圖3 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭截面形貌Fig.3 Cross section morphologies of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

2.2 接頭微觀組織

在上述研究基礎(chǔ)上,進(jìn)一步對(duì)900 mm/min焊接速度下接頭各區(qū)域的顯微組織進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖4所示。由圖4a和4g可以看出,6061T6鋁合金和2024T4鋁合金母材均為軋制狀態(tài),晶粒為長條狀α鋁晶粒,方向與軋制方向相同,其中6061T6的晶粒尺寸長度為100 μm～120 μm,2024T4鋁合金的晶粒長度約為70 μm～100 μm。

圖4 900 mm/min焊接速度時(shí)零傾角攪拌摩擦焊接頭各區(qū)域金相組織Fig.4 Metallographic structures of each area of zero-inclination friction stir welding joint at 900 mm/min

從圖4d可看出,SZ區(qū)域的晶粒為等軸晶,大小為5 μm～8 μm,較母材大幅縮小。這主要是因?yàn)楹缚p區(qū)域的晶粒在攪拌頭的高速攪拌作用下被拉長并破碎,發(fā)生了高速率的大塑性變形;同時(shí)在摩擦熱作用下,變形金屬發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,破碎晶粒成為晶核,最終長大為均勻較小的等軸晶。由于攪拌摩擦焊的熱輸入量較低且鋁合金散熱快,焊縫金屬的高溫停留時(shí)間較短,再結(jié)晶晶粒長大程度有限,故最終的晶粒尺寸依然較母材的晶粒小很多。

圖4c和4e分別為前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)的TMAZ金相組織。該區(qū)域位于SZ和HAZ之間,由于受到SZ塑性金屬的擠壓和影響,該區(qū)域晶粒形貌為彎曲變形的晶粒,且靠近SZ側(cè)的晶粒溫度高變形程度大,局部產(chǎn)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶而使晶粒變小。近HAZ側(cè)的變形程度低,主要受高溫作用,因此晶粒的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度低,晶粒尺寸由小逐漸增大。圖4b和4f為6061T6側(cè)和2024T4側(cè)的HAZ金相組織形貌。該區(qū)域在焊接過程中僅經(jīng)受焊接熱循環(huán)的高溫作用,根據(jù)回復(fù)和再結(jié)晶理論,靠近母材區(qū)域的HAZ溫度較低,主要發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù),區(qū)域晶粒形貌及尺寸與BM相比變化不大,而近焊縫中心的HAZ可能存在再結(jié)晶現(xiàn)象,晶粒形貌和尺寸較母材稍有變化。

2.3 接頭顯微硬度

沿接頭截面中心線對(duì)不同焊接速度試樣做顯微硬度測試并繪制曲線,結(jié)果如圖5所示。從圖5可以看出,所有接頭的硬度分布大致成“W”形,6061T6和2024T4鋁合金兩側(cè)BM區(qū)域的硬度值最高,HAZ和TMAZ結(jié)合處的硬度值最低,SZ區(qū)域的硬度值稍高。在焊接過程中,SZ和TMAZ區(qū)域的熱循環(huán)溫度最高,母材原有的熱處理強(qiáng)化狀態(tài)因高溫而發(fā)生破壞,造成接頭局部軟化現(xiàn)象。SZ的細(xì)小等軸晶以及其存在的高密度位錯(cuò)使得硬度值有一定增加;TMAZ的硬度值從焊縫中心向兩側(cè)逐漸降低,這是由于此區(qū)域存在有部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和高密度位錯(cuò);HAZ僅受熱循環(huán)峰值溫度影響,越靠近焊縫中心,溫度越高,原有強(qiáng)化相因高溫溶解越多,強(qiáng)化效果越低,因此HAZ的硬度值從BM到TMAZ呈逐漸降低趨勢,最低硬度值出現(xiàn)在HAZ和TMAZ結(jié)合處。

圖5 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭顯微硬度分布Fig.5 Distribution of microhardness of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

進(jìn)一步對(duì)不同工藝接頭的硬度值進(jìn)行對(duì)比發(fā)現(xiàn),接頭各區(qū)域硬度值隨著焊接速度的增大而升高,最低硬度值從500 mm/min時(shí)的56.85 HV升到1 100 mm/min時(shí)的64.57 HV,同時(shí)接頭軟化區(qū)范圍也逐漸縮小。究其原因是因?yàn)閿嚢桀^旋轉(zhuǎn)速度不變而焊接速度增加,接頭單位時(shí)間內(nèi)熱輸入量降低,晶粒長大趨勢減弱,晶粒細(xì)小,晶界增加。當(dāng)外力作用時(shí),晶界將阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),導(dǎo)致硬度值升高。接頭軟化區(qū)范圍縮小也是因?yàn)樗俣仍黾訜彷斎肓拷档?接頭所經(jīng)受的最高溫度和高溫停留時(shí)間都降低,從而導(dǎo)致高溫區(qū)域?qū)挾葴p小,接頭的軟化區(qū)范圍相應(yīng)減小。因此適當(dāng)提高焊接速度可提高接頭的最低硬度值并降低軟化區(qū)寬度,對(duì)提高接頭性能有顯著影響。

2.4 接頭拉伸性能

對(duì)不同焊接速度時(shí)的異種鋁合金零傾角攪拌摩擦焊接頭做拉伸性能測試,其斷裂位置均位于6061T6鋁合金側(cè)的HAZ,其抗拉強(qiáng)度和伸長率如圖6所示?？梢钥闯?當(dāng)攪拌摩擦焊的旋轉(zhuǎn)速度一定而焊接速度增加時(shí),接頭的抗拉強(qiáng)度呈先增大后減小的趨勢,而伸長率卻呈現(xiàn)逐漸降低的現(xiàn)象。其中焊接速度為500 mm/min時(shí),接頭的抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為240.34 MPa和7.82%;焊接速度為900 mm/min時(shí)的強(qiáng)度最高,為263.62 MPa;當(dāng)速度為1 100 mm/min時(shí),抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為251.26 MPa和6.34%。這是由于焊接速度較慢時(shí),熱輸入量相對(duì)較大,接頭的晶粒尺寸較大,接頭軟化區(qū)寬度較大,導(dǎo)致強(qiáng)度較低且伸長率高。隨著焊接速度的增加,單位熱輸入量呈降低趨勢,接頭最高溫度降低,高溫停留時(shí)間也縮短,軟化區(qū)范圍減小,接頭強(qiáng)度增加,在外力作用下接頭的抗拉強(qiáng)度提高但塑性變形能力減弱。當(dāng)焊接速度達(dá)到1 100 mm/min時(shí),焊接接頭的硬度值相對(duì)最高,但塑性變形能力嚴(yán)重降低,從而導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度也出現(xiàn)降低。

圖6 不同焊接速度零傾角攪拌摩擦焊接頭強(qiáng)度與伸長率Fig.6 Tensile strength and elongation of zero-inclination friction stir welding joint at different welding speeds

采用掃描電鏡對(duì)斷口形貌進(jìn)行觀察,結(jié)果如圖7所示。從圖7可看出,接頭斷口形貌為典型的韌窩狀斷口,韌窩較淺,韌窩底部存在有塊狀第二相,此顆粒為6061T6鋁合金中的常見的α-Al(FeMn)Si硬質(zhì)顆粒[13]。在接頭承受拉伸載荷過程中,由于接頭6061T6鋁合金側(cè)HAZ和TMAZ結(jié)合處的硬度較低,將率先屈服而發(fā)生塑性變形,由于α-Al(FeMn)Si顆粒的變形能力較弱,其與基體結(jié)合處由于變形能力差異將會(huì)產(chǎn)生微裂紋,在拉伸載荷的持續(xù)作用下,微裂紋也逐漸擴(kuò)大,直至發(fā)生斷裂。

圖7 零傾角攪拌摩擦焊接頭典型斷口掃描電鏡形貌Fig.7 Typical SEM fracture morphologies of zero-inclination friction stir welding joint

3 結(jié) 論

1)采用500 mm/min、700 mm/min、900 mm/min和1 100 mm/min的焊接速度對(duì)6061T6和2024T4異種鋁合金對(duì)接接頭進(jìn)行零傾角攪拌摩擦焊,各焊接速度下接頭均成形良好,未發(fā)現(xiàn)外觀缺陷。接頭中部為焊核區(qū),“S”線貫穿焊縫上下表面,焊核區(qū)兩側(cè)對(duì)稱分布著熱機(jī)械影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材。

2)金相觀察發(fā)現(xiàn)6061T6鋁合金和2024T4鋁合金B(yǎng)M的組織均為軋制狀態(tài)的呈長條狀α鋁晶粒,SZ由于產(chǎn)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成等軸晶;TMAZ存在一定程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,晶粒形貌為彎曲變形的晶粒;HAZ主要受高溫作用,晶粒形貌和尺寸與BM相比變化不大,近焊縫中心可能存在再結(jié)晶現(xiàn)象,晶粒形貌和尺寸較BM稍有變化。

3)不同焊接速度接頭的硬度分布均成“W”形,6061T6和2024T4鋁合金兩側(cè)BM區(qū)域的硬度值最高,HAZ和TMAZ結(jié)合處的硬度值最低,SZ區(qū)域的硬度值稍高。同時(shí)焊接速度增大,SZ硬度值呈增大趨勢,接頭軟化區(qū)范圍也逐漸縮小。

4)拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示,隨著焊接速度增加,接頭的抗拉強(qiáng)度均呈先增大后減小的趨勢,而伸長率卻呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢。焊接速度為900 mm/min時(shí)的強(qiáng)度最高,為263.62 MPa。接頭斷口形貌為典型的韌窩狀斷口,韌窩較淺,韌窩底部存在有塊狀α-Al(FeMn)Si顆粒。