劉濤，高嵩，肖光春，吳程浩，石磊，孫志平

(1.齊魯工業(yè)大學(山東省科學院),濟南,250353；2.山東大學,材料液固結(jié)構(gòu)演變與加工教育部重點實驗室,濟南,250061)

0 序言

性能優(yōu)良、成本較低的鋁/鋼復合結(jié)構(gòu)件在航空航天、汽車制造等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1].但是由于鋁/鋼的物理、化學性能差異較大，使用傳統(tǒng)熔焊進行焊接時容易在焊接過程產(chǎn)生未焊合、裂紋等缺陷，同時界面處容易產(chǎn)生脆硬的金屬間化合物(intermetallic compounds,IMCs)，嚴重影響接頭的力學性能[2].攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW)作為一種新型固相連接技術(shù)，具有節(jié)能、環(huán)保、焊后接頭變形小等優(yōu)勢[3]，近年來已成為鋁/鋼異種金屬焊接應(yīng)用領(lǐng)域的主要工藝方法之一[4-7].

鋁/鋼異種金屬攪拌摩擦焊接頭質(zhì)量對工藝參數(shù)較為敏感，不恰當?shù)墓に噮?shù)會導致接頭中形成大量的脆硬金屬間化合物，影響接頭性能[8]，同時在焊接過程中，存在焊接載荷大、攪拌頭易磨損等問題，為解決上述問題，研究人員利用超聲能量對常規(guī)FSW 進行了改進.Thom?等人[9]利用滾輪將超聲能量施加于鋼板的邊緣處，實現(xiàn)了鋁合金和鋼板的連接.試驗表明，超聲能量的加入促進了材料的塑性流動，改善了焊核區(qū)的混合程度.然而利用滾輪施加超聲的方式，滾輪與攪拌頭為分體式設(shè)計，操作較為復雜，并且超聲施加位置距離焊縫較遠，超聲能量的利用率較低.Hong 等人[10]通過在鋼板下方施加超聲能量實現(xiàn)了鋁合金和鋼板的搭接焊，發(fā)現(xiàn)施加超聲能量后攪拌針附近的材料流動得到增強，接頭的力學性能得到提高.由于試驗中的超聲工具頭不能隨攪拌頭移動，導致整條焊縫中超聲的作用強度不同，進而影響焊縫成形的均勻性.試驗所使用的超聲振動強化攪拌摩擦焊(ultrasonic vibration enhanced friction stir welding，UVeFSW)[11-12]將超聲能量直接施加于攪拌頭前方的待焊工件表面，在焊接過程中超聲工具頭與攪拌頭保持同步運動，使得超聲能量對材料的聲塑性效應(yīng)在整個焊縫中保持一致，超聲能量的利用效率較高.利用此工藝在焊接鋁/鎂異種金屬[13-14]時發(fā)現(xiàn)外加超聲能場可改變接頭宏觀形貌，增加材料的機械互鎖能力，提高接頭力學性能，降低焊接載荷.文中利用UVeFSW新工藝對6061-T6 鋁合金和Q235 鋼異種材料進行焊接，研究了超聲能量對鋁/鋼搭接接頭的宏觀形貌、力學性能、微觀組織以及焊接載荷的影響.

1 試驗方法

試驗材料選用2.5 mm 厚的6061-T6 鋁合金和1.8 mm 厚的Q235 鋼，兩種材料的主要化學成分如表1 和表2 所示.焊接前使用砂紙對板材的搭接界面進行打磨，去除表面的氧化物.試驗所用攪拌頭由鎢錸合金加工制成，軸肩直徑為12 mm，攪拌針為圓臺狀并且表面帶右旋螺紋，攪拌針針長為2.6 mm，攪拌針根部直徑為d1=4 mm，端部直徑為d2=2.1 mm.

表1 6061-T6 主要化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Main chemical compositions of 6061-T6

表2 Q235 主要化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 2 Main chemical compositions of Q235

試驗使用的超聲振動強化攪拌摩擦焊接系統(tǒng)由型號為FSW-3LM-3 012 的龍門式攪拌摩擦焊機和自主設(shè)計的超聲輔助裝置組成，如圖1 所示.超聲能量通過超聲工具頭直接施加在待焊工件表面，超聲工具頭與工件水平面的夾角為40°，與攪拌頭相距20 mm，超聲波頻率為20 kHz，超聲輸出功率為300 W.焊接采用搭接接頭形式，鋁板置于鋼板上方，鋁板為前進側(cè)，鋼板為后退側(cè)，搭接寬度為35 mm.焊接時，固定攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 000 r/min，焊接速度分別采用25，50，100 mm/min，攪拌頭傾角設(shè)為2.5°，軸肩下壓量為0.1 mm，此時攪拌針插入鋼中深度為0.2 mm.

圖1 UVeFSW 示意圖(mm)Fig.1 Schematic diagram of UVeFSW

焊接過程中，對焊機主軸電信號進行實時監(jiān)測，并利用相應(yīng)計算公式對焊接載荷進行記錄分析.焊后對焊縫表面成形進行觀察和記錄，然后沿垂直于焊縫方向切取金相試樣和拉伸剪切試樣，利用Keller 試劑和5%硝酸酒精試劑分別對金相試樣的鋁合金側(cè)和鋼側(cè)進行腐蝕，腐蝕完成后分別利用光學顯微鏡(Stemi DV4)和超景深三維觀察顯微系統(tǒng)(VHX-5000)觀察焊縫橫截面宏觀形貌和接頭微觀組織；在電子萬能試驗機(WDW-100AE)上進行拉伸剪切試驗；采用維氏顯微硬度測試儀(HXD-1000TMC)對焊縫橫截面不同區(qū)域的硬度進行測試；接頭斷口形貌及其物相分析利用蔡司EVO MA 10 掃描電子顯微鏡和D8 ADVANCE 多晶X-射線衍射儀獲得.

2 結(jié)果及分析

2.1 焊縫成形

圖2 所示為常規(guī)FSW 和UVeFSW 的焊縫表面成形.可以看出，常規(guī)FSW 焊縫表面的弧狀紋路不均勻且毛刺較多，這是因為材料在焊接過程中粘度過大、塑形流動性較差，引起上下層之間的內(nèi)摩擦界面發(fā)生粘連和不穩(wěn)定流動[15]，最終導致焊縫表面成形質(zhì)量較差.施加超聲能量后，焊縫表面變的光滑美觀，無明顯毛刺，說明超聲能量可以通過提高材料的塑性流動性、降低材料的粘性來改善焊縫表面的成形質(zhì)量.

圖2 不同焊接速度時焊縫表面成形Fig.2 Appearance of the weld at different welding speeds

圖3 所示為常規(guī)FSW 和UVeFSW 焊縫橫截面的宏觀形貌.根據(jù)接頭的微觀組織演變，接頭可分為母材區(qū)、熱影響區(qū)、熱力影響區(qū)和焊核區(qū).在焊接過程中，攪拌頭與工件的摩擦產(chǎn)熱和金屬材料的塑性變形產(chǎn)熱使得母材得到充分軟化，導致搭接界面產(chǎn)生材料的混合，形成機械互鎖，為量化超聲能量對鋁/鋼焊接接頭的影響，對鋁/鋼界面區(qū)的寬度和焊核區(qū)的寬度進行測量，其中焊核區(qū)的寬度利用距離搭接界面1 mm 的焊核區(qū)寬度表示.可以看出，施加超聲能量后，鋁/鋼界面區(qū)和焊核區(qū)的寬度均有不同程度的增加.在焊接速度為25 mm/min 時，常規(guī)FSW 中鋁/鋼界面區(qū)和焊核區(qū)的寬度分別為2.13 和7.46 mm，施加超聲能量后其寬度增加至3.46 和8.94 mm，在文中所研究的焊接參數(shù)中增長幅度最大，分別為62.4%和19.8%，隨著焊接速度的增加，鋁/鋼界面區(qū)和焊核區(qū)的寬度的增長幅度逐漸減小，當焊接速度為100 mm/min 時，常規(guī)FSW中鋁/鋼界面區(qū)和焊核區(qū)的寬度分別為3.32 和6.87 mm，UVeFSW 中對應(yīng)寬度分別為3.34 和7.67 mm，其增長幅度僅為0.6%和11.6%.不同焊接速度下增長幅度發(fā)生變化是因為超聲工具頭與攪拌頭為固定連接，所以當焊接速度較低時，超聲工具頭在板材上停留的時間較長，此時超聲能量對板材的作用效果較為強烈，隨著焊接速度的提高，超聲工具頭在板材上停留的時間縮短，導致超聲能量對板材的作用效果降低.將超聲能量應(yīng)用于FSW中，鋁/鋼界面區(qū)和焊核區(qū)寬度的明顯增加，主要是由于超聲的聲塑性作用降低了攪拌針附近材料的流變應(yīng)力和粘度，促進了材料的塑性流動，使得塑性流動的材料體積增加所引起的.

圖3 不同焊接速度時焊縫橫截面宏觀形貌(mm)Fig.3 Cross-section macroscopic morphologies of weld at different welding speeds.(a) v=25 mm/min;(b) v=50 mm/min;(c) v=100 mm/min

2.2 微觀組織

圖4 所示為常規(guī)FSW 與UVeFSW 焊縫橫截面鋁合金側(cè)不同區(qū)域的微觀組織結(jié)構(gòu).從圖中可以看出，常規(guī)FSW 和UVeFSW 中母材區(qū)晶粒尺寸無明顯差異.熱影響區(qū)僅受焊接熱循環(huán)的影響，因此施加超聲能量后熱影響區(qū)的晶粒組織無明顯變化.對比常規(guī)FSW 和UVeFSW 的熱力影響區(qū)，發(fā)現(xiàn)施加超聲能量后，該區(qū)域內(nèi)的晶粒得到明顯細化且分布更加均勻.熱力影響區(qū)晶粒組織的變化說明超聲能量的加入增強了焊接過程中“熱-力”的作用，促進了該區(qū)域材料塑性變形和動態(tài)回復再結(jié)晶.觀察焊核區(qū)組織，發(fā)現(xiàn)雖然常規(guī)FSW 和UVeFSW的晶粒均為細小等軸晶，但UVeFSW 焊核區(qū)等軸晶粒尺寸明顯更小，說明超聲能量對焊核區(qū)晶粒存在細化作用.

圖4 焊接接頭微觀組織(v=50 mm/min)(左圖：FSW；右圖：UVeFSW)Fig.4 Microstructure of welded joint.(a) base metal zone;(b) heat affected zone;(c) thermal mechanically affected zone;(d) weld nugget zone

2.3 顯微硬度

圖5 所示為常規(guī)FSW 與UVeFSW 焊接接頭顯微硬度分布曲線，鋁合金側(cè)的測試部位為橫截面上距鋁/鋼界面1 mm 處，鋼側(cè)的測試部位為橫截面上距鋁/鋼界面0.5 mm 處.從圖5a 中可以看出，鋁合金硬度分布曲線呈較明顯的“W”形，鋁合金母材的硬度值明顯高于焊縫組織的硬度值.UVeFSW 焊核區(qū)至熱力影響區(qū)的顯微硬度都明顯高于常規(guī)FSW，從熱力影響區(qū)到母材的硬度回升趨勢基本一致.焊核區(qū)到熱力影響區(qū)顯微硬度的提升，一方面是由于超聲促進了焊縫組織中亞晶的形成，進而細化了焊縫的晶粒組織[16-17]，另一方面推測是由于超聲誘導析出相的均勻析出所導致的[18].從圖5b 可以看出，鋼側(cè)的顯微硬度曲線形狀為倒“V”形結(jié)構(gòu)，焊縫中心位置顯微硬度整體較高，硬度值隨著距離焊縫中心距離的增加而降低，直至降低到母材的硬度值.UVeFSW 接頭中鋼側(cè)焊縫中心處顯微硬度遠高于常規(guī)FSW，并且隨著距離焊縫中心越遠，硬度值提升幅度越小，這是由于超聲能量促進了鋁/鋼界面的混合程度，擴大了界面區(qū)的體積，使得靠近焊縫中心的晶粒得到細化，進而導致鋼側(cè)顯微硬度的顯著提高.

圖5 焊接接頭顯微硬度分布(v =50 mm/min)Fig.5 Microhardness distribution of welded joint.(a)aluminum alloy side;(b) steel side

2.4 拉伸剪切性能

圖6 所示為常規(guī)FSW 和UVeFSW 接頭的拉伸剪切性能柱狀圖.可以看出，相同焊接參數(shù)下UVeFSW 接頭的失效載荷均高于常規(guī)FSW，同時發(fā)現(xiàn)隨著焊接速度的提高，接頭失效載荷的提升幅度逐漸減小，在3 組焊接速度下，其提升幅度分別為36.9%，14.2%和4.9%.在低焊接速度條件下，超聲能量對板材的作用時間更長，作用效果更為明顯，使母材得到充分軟化，增強了材料的塑性流動性，進而提高了接頭的力學性能.

圖6 不同焊接速度時接頭失效載荷Fig.6 Joint failure load at different welding speeds

圖7 展示了常規(guī)FSW 和UVeFSW 接頭的斷裂位置.可以看出，在常規(guī)FSW 中，裂紋從前進側(cè)“鉤狀”結(jié)構(gòu)處開始擴展，向鋁側(cè)延伸一定距離后，最終斷裂在鋁合金的焊核區(qū)底部；UVeFSW 試樣開始斷裂的位置也發(fā)生在前進側(cè)“鉤狀”結(jié)構(gòu)處，但最終的斷裂位置為鋁合金的前進側(cè)，并且斷口處存在一定程度的塑性變形.前文試驗表明，施加超聲能量后，焊核區(qū)的晶粒組織得到細化，界面混合程度增加，結(jié)合此處斷裂位置發(fā)生改變，說明超聲能量強化了焊核區(qū)底部的力學性能.

圖7 試樣的斷裂位置(v =50 mm/min)Fig.7 Fracture location of sample.(a) conventional FSW;(b) UVeFSW

圖8 是常規(guī)FSW 和UVeFSW 斷口的微觀形貌，觀察部位為斷口鋁合金側(cè)中心位置(圖7).從圖中可以看出，常規(guī)FSW 斷口存在大量的撕裂棱以及少量韌窩，為韌-脆混合型斷裂的特征，斷口處Al原子含量為65.35%，F(xiàn)e 原子含量為33.75%，鋁側(cè)存在的Fe 原子是由于攪拌針的劇烈攪動將底層的鋼攪入鋁中所引起的.斷口物相分析結(jié)果如圖9 所示，此處存在的IMCs 的種類為AlFe 和Al13Fe4，推測此處存在過厚的IMCs 進而導致接頭失效載荷較低.UVeFSW 斷口存在數(shù)量較多、尺寸較大、分布均勻的韌窩，其斷裂形式為典型的韌性斷裂，此處Al 原子的含量為97.81%，F(xiàn)e 原子的含量為0.57%.超聲能量的加入提高了焊接接頭的韌性，提高了接頭不同區(qū)域的材料流動和混合程度，進而使得接頭的斷裂形式從韌-脆混合型斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂.

圖8 斷口微觀形貌及掃描結(jié)果(v=50 mm/min)Fig.8 Fracture micro-morphology and scanning results.(a) conventional FSW;(b) UVeFSW

圖9 常規(guī)FSW 斷口處的XRD 分析結(jié)果(v =50 mm/min)Fig.9 XRD analysis results obtained from fracture surfaces of conventional FSW

2.5 焊接載荷

圖10 所示為常規(guī)FSW 和UVeFSW 焊接載荷隨焊接時間的變化曲線.可以看出，施加超聲能量后，攪拌頭扭矩、焊接軸向力、主軸輸出功率均明顯降低.焊接過程由攪拌針插入階段、停留階段和焊接階段3 部分組成，對比常規(guī)FSW 和UVeFSW 焊接載荷變化，發(fā)現(xiàn)二者變化趨勢相同.焊接開始，攪拌針緩慢插入母材中，隨著攪拌頭的深入，攪拌頭扭矩、焊接軸向力、主軸輸出功率逐漸增大，當攪拌針插入預(yù)定下壓位置時，攪拌頭扭矩、焊接軸向力、主軸輸出功率達到最大值；在攪拌針停留階段，攪拌頭一直處于高速旋轉(zhuǎn)狀態(tài)，熱輸入不斷增加，在攪拌頭的“熱-力”作用下，周圍的金屬材料被充分軟化，達到塑性流動狀態(tài)，使攪拌頭受到的軸向力和扭矩隨著時間的推移不斷變小，進而導致主軸輸出功率降低，在攪拌針停留階段的結(jié)束時刻，材料的軟化程度最大，各項焊接載荷在此時達到整個焊接過程的最低值；在平穩(wěn)焊接階段的初期，由于水平方向的焊接速度突然增大，攪拌頭扭矩、焊接軸向力、主軸輸出功率達到一個較小的峰值，隨著攪拌頭沿著焊接方向開始勻速前進，攪拌針所受的阻力基本不變，因此焊接載荷保持相對穩(wěn)定.常規(guī)FSW 在平穩(wěn)焊接階段的平均攪拌頭扭矩為8.22 N·m、焊接軸向力為3 497.39 N、主軸輸出功率為921.51 W，UVeFSW 在相同時間階段的平均攪拌頭扭矩為7.76 N·m、焊接軸向力為3 421.21 N、主軸輸出功率為867.77 W，較常規(guī)FSW 分別下降5.59 %，2.17 %和5.83 %.超聲能量在不影響焊接熱輸入的提前下，對母材起到軟化作用，促進了母材的塑性流動，使焊接載荷得到相應(yīng)減小.

圖10 焊接載荷隨焊接時間變化曲線圖(v=100 mm/min)Fig.10 Variation curve of welding load with welding time.(a) tool torque;(b) axial force;(c) spindle power

3 結(jié)論

(1) 在焊接過程中施加超聲能量可有效軟化母材，提高材料的塑性流動性，擴大鋁/鋼界面區(qū)和焊核區(qū)的寬度進而獲得高質(zhì)量的焊縫成形.

(2) 超聲振動的加入可以細化焊核區(qū)和熱力影響區(qū)的晶粒組織，提高接頭不同區(qū)域的顯微硬度，改善搭接接頭的拉伸剪切性能.附加超聲能量使得接頭斷裂位置由焊核區(qū)底部轉(zhuǎn)變?yōu)殇X合金前進側(cè)，斷裂機制由韌-脆混合型斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂.

(3) 施加超聲后焊接載荷明顯下降，攪拌頭扭矩、焊接軸向力、主軸輸出功率比常規(guī)FSW 平穩(wěn)運行時分別下降5.59%，2.17%和5.83%.