齊芃芃,殷占隆,田春雨,徐伍剛,葉樹茂,陳 利
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7×××系高強鋁合金因其具有高比強度、比剛度和高輕度的特性在航空工業(yè)、汽車工業(yè)及城市軌道交通等領(lǐng)域有著重要的應(yīng)用價值[1]。此類鋁合金通常采用MIG、TIG 等傳統(tǒng)熔化焊技術(shù)進行焊接,焊后容易出現(xiàn)氣孔,殘余應(yīng)力較大,抗沖擊與腐蝕性能較差,同時伴有焊接裂紋等問題[2-3]。攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding,F(xiàn)SW)是一種新型的固相連接技術(shù),最初應(yīng)用于鋁合金[4]。與傳統(tǒng)的熔化焊相比,F(xiàn)SW 接頭具有晶粒細(xì)小以及疲勞性能、拉伸性能良好等優(yōu)點。此外,該接頭不會產(chǎn)生裂紋、氣孔及合金元素?zé)龘p等焊接缺陷,可以較好地解決鋁合金熔化焊的難點[5]。鑒于有關(guān)7005-T6高強鋁合金攪拌摩擦焊方面的研究甚少,本文對8 mm 7005-T6 高強鋁合金攪拌摩擦焊工藝進行了研究,分析不同焊接工藝參數(shù)對接頭組織性能的影響,為相關(guān)技術(shù)工程提供理論依據(jù)。
試驗用材料為7005-T6鋁合金,其化學(xué)成分及力學(xué)性能見表1,焊接試板尺寸為500 mm×150 mm×8 mm。焊接形式為對接,焊接方向平行于擠壓方向,采用機械方法清理表面氧化膜及油污。攪拌摩擦焊工藝參數(shù)見表2。在垂直于焊接方向截取金相試樣,經(jīng)砂紙打磨和機械拋光后,用10%NaOH水溶液試劑腐蝕。
使用蔡司光學(xué)顯微鏡觀察接頭組織形貌,使用島AG-X100KNH 型電子萬能試驗機對母材和焊接試樣進行拉伸試驗,每組測試2個試樣,取其平均值作為試驗結(jié)果。使用FV-810 型維氏顯微硬度計進行硬度測試,位置為壁厚二分之一處水平方向,測試點間距為1 mm。
表1 7005鋁合金化學(xué)成分及力學(xué)性能
表2 焊接工藝參數(shù)
在上述工藝參數(shù)下得到的7005-T6焊縫形貌及力學(xué)性能分別見圖1 和表3。從表中可以看出,當(dāng)攪拌針旋轉(zhuǎn)速度固定在800 r/min、焊接速度在200~350 mm/min 時,接頭的抗拉強度先減小后增大;當(dāng)焊接速度為350 mm/min 時,接頭的抗拉強度最高。當(dāng)焊接速度較低時,攪拌摩擦作用增強,產(chǎn)熱功率較大,焊接熱輸入線能量增大,攪拌頭使金屬產(chǎn)生充分的塑性流動,焊縫金屬表面成形良好(見圖1(a));當(dāng)焊接速度增加到250、300 mm/min時,焊接熱輸入變小,焊接溫度降低,焊接過程中塑性變形產(chǎn)生的“熱效應(yīng)”不足以使焊縫金屬充分流動,從而使焊縫的力學(xué)性能降低,焊縫表面形貌如圖1(b)、(c)所示。當(dāng)焊接速度為350 mm/min時,攪拌頭摩擦產(chǎn)熱進一步降低,焊接溫度也隨之進一步降低,但是隨著焊接速度的增加塑性變形產(chǎn)生的熱量增高,焊縫表面如圖1(d)所示。圖2是不同焊接速度下的抗拉強度變化曲線,從中可以看到隨著焊接速度的增加力學(xué)性能出現(xiàn)先下降后增大的現(xiàn)象。
圖1 不同焊接速度下的焊縫表面形貌
表3 不同焊接參數(shù)下的力學(xué)性能
圖2 不同焊接速度下的抗拉強度曲線
圖3 不同焊速下的試件彎曲圖
根據(jù)GB/5173對不同攪拌頭轉(zhuǎn)速和焊接速度下的攪拌摩擦焊接頭進行背部彎曲試驗,彎曲直徑為34 mm,彎曲角度為150°,其結(jié)果如圖3所示。由圖3 可知,在焊速不同、攪拌頭轉(zhuǎn)速固定的條件下,焊接接頭除了存在一個正彎不合格外其它的均都表現(xiàn)出了良好的彎曲性能。這是因為攪拌摩擦焊過程中的熱輸入量相對傳統(tǒng)弧焊較低,焊核是在動態(tài)再結(jié)晶條件下形成的,焊核晶粒多為幾個微米尺寸的等軸晶。在此參數(shù)范圍內(nèi),雖然攪拌摩擦焊接頭的表面形貌和金相組織有所差異,但焊縫內(nèi)部都無缺陷產(chǎn)生,故而表現(xiàn)出了良好的彎曲性能。
圖4 不同焊接速度下焊縫的宏觀形貌
2.3.1 接頭宏觀組織
不同焊接速度下焊接接頭的宏觀形貌如圖4所示。焊縫區(qū)呈上大下小的“盆”狀形貌,在旋轉(zhuǎn)速度為800 r/min、焊接速度為200~350 mm/min 的焊接條件下均可獲得致密無缺陷的焊縫,表明板材之間形成了穩(wěn)固的連接[6]。
圖5 焊接速度200 mm/min的接頭各區(qū)域的微觀組織
圖6 焊接速度250 mm/min的接頭各區(qū)域的微觀組織
圖7 焊接速度300 mm/min的接頭各區(qū)域的微觀組織
2.3.2 接頭微觀組織
在攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為800 r/min、焊接速度為200、250、300、350 mm/min 的焊接參數(shù)下獲得的接頭各區(qū)域微觀組織如圖5~圖8所示??梢钥闯瞿覆慕?jīng)擠壓后晶粒大小各異,大晶粒平均尺寸大約為25 μm,小晶粒平均尺寸約為8 μm;熱影響區(qū)的微觀組織只受熱循環(huán)影響,晶粒并未變形,只是尺寸略微有所長大。從熱機影響區(qū)的微觀組織可以看到,該區(qū)域同時受到機械力和熱循環(huán)作用,晶粒被拉長,發(fā)生明顯的變形,其晶粒尺寸大于焊核區(qū)晶粒。焊核區(qū)的微觀組織受到攪拌頭強烈的攪拌作用,發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形,加上摩擦產(chǎn)生的熱量使材料達到再結(jié)晶的條件,從而發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶,形成細(xì)小等軸晶粒[7],其尺寸遠(yuǎn)小于母材的,約為4.8~15μm。從不同焊接速度下焊接接頭各區(qū)域的微觀組織中可以看到,隨著焊接速度增加,焊核區(qū)的晶粒越來越細(xì)小。這是由于當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度一定時,焊縫峰值溫度隨著焊接速度的減小而增大,焊接速度越高,焊縫溫度越低,且在高溫停留時間越短,使得再結(jié)晶晶粒不易長大和粗化[8]。
圖8 焊接速度350mm/min的接頭各區(qū)域的微觀組織
取焊接速度為200、250、300、350 mm/min 的2個試樣進行硬度測試,測得的接頭顯微硬度分布曲線如圖9所示。硬度曲線大體呈“W”型,母材的硬度最高,約為123~127.6 HV;攪拌區(qū)硬度值普遍略高于熱影響區(qū),熱影響區(qū)受到焊接熱循環(huán)作用,使得細(xì)小彌散分布的強化相發(fā)生聚集長大,材料產(chǎn)生了過時效,導(dǎo)致顯微硬度較低;而焊核區(qū)因出現(xiàn)細(xì)小的等軸晶,所以硬度高于熱影響區(qū)[9]。當(dāng)焊接速度為200、350 mm/min 時,后退側(cè)的硬度比前進側(cè)的硬度高,焊接速度為250、300 mm/min時,前進側(cè)的硬度比后退側(cè)的硬度高。隨著焊接速度的增加,焊縫的硬度分布差異較大,其焊接熱影響區(qū)軟化區(qū)的寬度明顯小于低焊速焊接。這是因為高速焊接的熱輸入相對較小,母材受到的熱循環(huán)時間較短,軟化程度較低,其相應(yīng)的力學(xué)性能更高[10]。
圖9 不同焊速下接頭的顯微硬度分布
(1)當(dāng)攪拌針旋轉(zhuǎn)速度固定在800 r/min、焊接速度在200~350 m/mmin 時,7005鋁合金攪拌摩擦焊接頭的抗拉強度先減小后增大,焊速為350 mm/min時的抗拉強度最高。
(2)由于焊核區(qū)域發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶,形成細(xì)小的等軸晶粒,其尺寸遠(yuǎn)小于母材,約為4.8~15 μm。焊核區(qū)晶粒組織隨著焊接速度增加而晶粒越來越細(xì)小。
(3)焊接速度為200~350 mm/min 時,焊接接頭硬度曲線大體呈“W”型。當(dāng)焊接速度為200、350 mm/min 時,前進側(cè)的硬度比前進側(cè)的硬度高,焊速為250、300 mm/min 時,前進側(cè)的硬度比后退側(cè)的硬度高。隨著焊接速度的增加,焊縫的硬度分布差異較大,其焊接熱影響區(qū)軟化區(qū)的寬度明顯小于低焊速焊接。