（南昌航空大學 焊接工程系，南昌 330063）

隨著現(xiàn)代化工業(yè)的快速發(fā)展，對零部件的綜合性能提出了越來越高的要求，既要有高強度、高硬度及高耐磨性等特點，又要具有良好的導電、導熱等多方面的性能。通常情況下，一種金屬材料難以滿足所有使用要求，因此，將不同性能的金屬連接成復合結(jié)構(gòu)件，已經(jīng)成為一種快速發(fā)展的新工藝方案[1—2]。

鎂/銅合金具有低密度、高比強度及良好的導熱導電等特性，已經(jīng)在交通、電子、化工等領域得到了廣泛應用[3—5]。然而，由于兩種合金的物理特性相差太大，導致在兩種合金焊接過程中面臨著許多問題[6—7]。采用傳統(tǒng)的熔焊方法焊接時，焊接熱輸入太大，焊縫內(nèi)部很容易產(chǎn)生氣孔、夾雜以及大量的脆性金屬間化合物，導致接頭開裂，接頭成形困難[8—10]。攪拌摩擦焊是一種固相連接技術(shù)，焊接過程中母材金屬不熔化，可以避免傳統(tǒng)熔焊過程中出現(xiàn)氣孔、夾雜等缺陷，且焊接熱輸入較低，可有效減少異種材料焊接時所形成的脆性金屬間化合物，提高接頭力學性能，因此被認為是異種輕金屬最理想的焊接方法[11—12]，然而，目前關于Mg/Cu異種合金攪拌摩擦焊接技術(shù)的研究極為少見。

基于此，文中以 Mg/Cu異種合金攪拌摩擦焊接為研究對象，通過改變焊接速度來改變焊接過程中的熱輸入量，分析焊接速度對 Mg/Cu異種合金攪拌摩擦焊接接頭宏觀成形、微觀結(jié)構(gòu)及力學性能的影響。借此研究結(jié)果來揭示 Mg/Cu異種合金攪拌摩擦焊接接頭的成形機理，以期為 Mg/Cu異種合金攪拌摩擦焊接技術(shù)研究提供理論指導和科學依據(jù)。

1 試驗方法及過程

采用圓錐形左螺紋攪拌頭進行焊接試驗。攪拌頭夾持柄和軸肩的加工材料選用熱處理狀態(tài)的 H13模具鋼，而攪拌針則選用固溶時效態(tài)GH4169鎳基高溫合金。其中，軸肩端面形狀為三螺旋槽形，螺旋槽深度為0.5 mm，軸肩直徑為21 mm；攪拌針表面加工成左螺紋，螺距為1 mm；攪拌針根部直徑為6 mm，端部直徑為5 mm，長度為4.8 mm。

試驗基材選用厚度為5 mm的銅合金(T2)和鎂合金(AZ31)，待焊件尺寸加工成150 mm×45 mm。焊前使用水砂紙進行打磨，并用丙酮對待焊工件表面進行清理。焊接設備選用X35K型立式銑床改裝的攪拌摩擦焊機，焊接時攪拌頭作順時針旋轉(zhuǎn)，焊接工藝參數(shù)選?。罕３?950 r/min的攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度不變；采用75, 95, 118 mm/min這3種焊接速度；傾斜角為2°；下壓量為 0.2 mm。此外，為了獲得良好的接頭，焊接時攪拌針向鎂合金側(cè)偏移1 mm，焊接示意圖見圖1。

圖1 Mg/Cu合金攪拌摩擦焊接示意圖Fig.1 Schematic of friction stir welding Mg/Cu alloys

焊后，沿著垂直于焊接方向截取金相試樣和拉伸試樣。金相試樣經(jīng)過粗磨、細磨、拋光后，配比不同的腐蝕劑對試樣進行腐蝕。其中，用來腐蝕銅合金的腐蝕劑為50 mL的NH4OH+20 mL的H2O2+50 mL的H2O的混合溶液，而用來腐蝕鎂合金的腐蝕劑則為體積分數(shù)為 4%的硝酸酒精溶液（4 mL的 HNO3+96 mL的C2H5OH）。隨后，采用4cxe型金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡對試樣組織進行分析。為了分析焊接速度對接頭力學性能的影響，采用WDW-50型微機控制電子萬能試驗機對拉伸試樣進行測試，其拉伸試樣尺寸見圖2。

圖2 接頭拉伸試樣尺寸Fig.2 Sizes of tensile sample of joint

2 結(jié)果與分析

2.1 焊縫表面宏觀成形

保持攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度950 r/min不變、改變焊接速度條件下獲得的焊縫表面成形形貌見圖3。可見，隨著焊接速度的提高，焊縫表面成形質(zhì)量呈現(xiàn)先變好后變差的趨勢。其中，當焊接速度為75 mm/min時，焊縫中心表面出現(xiàn)了明顯的起皮現(xiàn)象，兩側(cè)有少量的飛邊；隨著焊接速度增加至95 mm/min時，焊縫表面變得良好，表面較光滑，焊縫兩側(cè)無明顯飛邊；繼續(xù)增加焊接速度至118 mm/min時，焊縫表面較粗糙，兩側(cè)的飛邊明顯增多。

分析認為，在一定范圍內(nèi)，當攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度不變時，隨著焊接速度減小，焊接熱輸入量增加[13]。由此可知，當焊接速度較大時，焊接熱輸入較小，焊縫金屬的塑化程度不夠，金屬的流動能力較差，導致焊縫表面成形較粗糙，兩側(cè)飛邊較大，如圖 3a所示。適當減小焊接速度，焊接熱輸入顯著增大，焊縫金屬的塑化程度較高，流動充分，使得焊縫表面成形較光滑，兩側(cè)沒有飛邊形成，如圖3b所示。然而，當焊接速度較低時，攪拌頭與焊縫金屬接觸界面的摩擦狀態(tài)可能由黏著摩擦向滑動摩擦轉(zhuǎn)變[14]，焊接熱速度降低，反而不利于焊縫成形，如圖3c所示。

圖3 焊縫表面成形形貌Fig.3 Macrostructures of weld surface

2.2 焊縫橫截面形貌

為了分析焊接速度對焊縫內(nèi)部成形質(zhì)量的影響，對不同焊接速度下的橫截面形貌進行觀察，焊縫橫截面形貌見圖4。可見，在保持旋轉(zhuǎn)速度不變的情況下，適當減小焊接速度可改善焊縫內(nèi)部成形質(zhì)量。其中，當焊接速度為118 mm/min時，焊縫中心混合區(qū)呈“鉤狀”型分布，少量的銅合金嵌入鎂合金側(cè)，且靠近銅側(cè)還存在明顯的孔洞缺陷，表明焊核區(qū)內(nèi)鎂、銅兩合金的混合程度較差，如圖 4c所示。隨著焊接速度減小至95 mm/min時，混合區(qū)內(nèi)鎂、銅合金的混合程度顯著增大，混合區(qū)形狀由之前的“鉤狀”型向球型轉(zhuǎn)變，其內(nèi)部主要由交替疊加的鎂、銅層片結(jié)構(gòu)組成，內(nèi)部孔洞缺陷消失，如圖4b所示，但是，當焊接速度繼續(xù)降低至75 mm/min時，混合區(qū)兩合金金屬混合程度反而有所降低，且內(nèi)部出現(xiàn)了細小的孔洞缺陷，如圖4a所示。

攪拌摩擦焊接過程中，焊接速度對焊接熱輸入量具有決定性的影響[15]。在相同的旋轉(zhuǎn)速度條件下，隨著焊接速度的減小，單位長度內(nèi)的焊縫熱輸入量增加[16]。由此可知，當焊接速度從118 mm/min減小至95 mm/min時，焊縫熱輸入量得到顯著增加，焊縫內(nèi)部的金屬塑化程度增加，周邊冷金屬的約束力減小，焊核區(qū)內(nèi)的塑化金屬向周圍的遷移程度增大，導致混合區(qū)內(nèi)兩合金金屬的混合程度增大，孔洞缺陷消失，但是，當焊接速度低于某一范圍值時，焊縫金屬的升溫速率太快，攪拌頭與焊縫金屬接觸界面的摩擦狀態(tài)瞬間轉(zhuǎn)變?yōu)榛瑒幽Σ粒炊鴷档秃附訜彷斎肓?，焊縫金屬流動能力下降，混合區(qū)內(nèi)金屬混合程度不夠，內(nèi)部易形成孔洞缺陷。

圖4 焊縫橫截面形貌Fig.4 Cross sections of welds

2.3 微觀結(jié)構(gòu)

圖5 接頭各區(qū)域內(nèi)的顯微組織Fig.5 Microstructures of different zones of joint

旋轉(zhuǎn)速度為950 r/min、焊接速度為95 mm/min的條件下獲得的焊縫橫截面形貌及顯微結(jié)構(gòu)見圖5。其中，圖5a為焊縫的橫截面形貌，圖5b和5c為焊縫鎂側(cè)熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的顯微組織，圖5d和5e為焊縫銅側(cè)熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)的顯微組織。由圖5可見，焊縫主要由母材、熱影響區(qū)、熱力影響區(qū)和焊核區(qū)組成，其中混合區(qū)位于焊核區(qū)中心。此外，在攪拌頭的攪拌力作用下，焊縫鎂、銅兩側(cè)熱力影響區(qū)內(nèi)均形成了細小的、拉長的顯微組織；而熱影響區(qū)內(nèi)的組織發(fā)生了明顯的粗化；而混合區(qū)主要由鎂銅兩合金金屬層片交替疊加組成。

為了分析混合區(qū)內(nèi)不同位置處的化學成分，對圖5a中的局部區(qū)域 5區(qū)進行掃面電鏡分析，如圖 6所示。由圖6可見，混合區(qū)內(nèi)組織較為復雜，主要由板條狀（灰色長條）和顆粒狀（白色顆粒）組織組成；此外，在板條狀組織邊界處由白色的產(chǎn)物生成。

圖6 焊核區(qū)內(nèi)局部區(qū)域的SEM圖Fig.6 SEM image of local area in the nugget zone

為了確認不同位置處的產(chǎn)物，對各位置進行EDS點掃描，結(jié)果見表1。由表1可知，A點位置主要含Cu元素，表明混合區(qū)內(nèi)灰色條狀物主要為層片狀的銅合金；B點位置主要為Mg元素，表明混合區(qū)內(nèi)的白色顆粒主要為破碎的鎂合金顆粒；而C點位置處的Mg∶Cu約為2∶1，表明層片狀銅合金邊緣有少量的金屬間化合物Mg2Cu生成。

表1 焊核區(qū)中不同位置處的元素含量（原子數(shù)分數(shù)）Tab.1 Element content of different points in the nugget zone (fraction of number of atoms) %

2.4 力學性能

不同焊接速度條件下獲得的接頭力學性能變化趨勢見圖 7。由圖 7可知，隨著焊接速度的減小，接頭的抗拉強度先增大后減小，其中，當焊接速度為 118 mm/min時，接頭抗拉強度最低，僅為39.8 MPa。隨著焊接速度減小至95 mm/min時，接頭抗拉速度得到顯著提高，達81.5 MPa。繼續(xù)減小焊接速度至75 mm/min時，接頭抗拉強度反而降低，達53.5 MPa。

圖7 不同焊接速度下接頭的力學性能Fig.7 Mechanical properties of joints produced at different welding speeds

結(jié)合圖4中接頭橫截面形貌可以發(fā)現(xiàn)，由于焊接速度較大，焊接熱輸入較低，導致焊縫內(nèi)部出現(xiàn)了明顯的孔洞缺陷，且兩金屬的混合程度較差，接頭的力學性能最差。隨著焊接速度的減小，焊接熱輸入明顯增大，焊縫金屬的塑化程度提高，流動能力增強，使得焊縫成形質(zhì)量得到顯著提高，但焊接速度太低時，反而由于攪拌頭與金屬的摩擦界面狀態(tài)發(fā)生改變，焊接熱輸入反而較低，接頭力學性能變差。

3 結(jié)論

1)采用工藝參數(shù)為 950 r/min的旋轉(zhuǎn)速度、95 mm/min的焊接速度焊接時，可以獲得表面成形良好，內(nèi)部無孔洞缺陷的接頭。

2)隨著焊接速度的增加，焊縫中心混合區(qū)由鉤狀型向球型轉(zhuǎn)變，混合區(qū)主要由層片狀銅合金、顆粒狀鎂合金和金屬間化合物Mg2Cu組成。

3)接頭力學性能隨著焊接速度的增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢。其中，當焊接速度為 95 mm/min時，接頭的抗拉強度最大，達81.5 MPa。