王晨1,2,王贝贝2,3,薛鹏2,,王东2,倪丁瑞2,陈礼清1,肖伯律2,马宗义2

1 东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室 沈阳 110819
2 中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家研究中心 沈阳 110016
3 东北大学材料科学与工程学院 沈阳 110819

摘要

关键词：铝基复合材料;搅拌摩擦焊接;高焊速;高周疲劳

陶瓷颗粒增强的铝基复合材料(aluminum matrix composite,AMC)与其基体合金相比具有高强度、高模量、低热膨胀系数、良好的耐磨性能和导热性能等优点,在航天、航空及轨道交通等领域得到广泛应用。通常,焊接是制造领域不可或缺的工艺,因此AMC的焊接性能是决定其能否在工业中广泛应用的一项重要指标。采用传统的熔化焊进行AMC焊接时常常会产生气孔、颗粒偏聚、界面反应、残余应力大等问题[1,2],严重制约了其应用。近年来,搅拌摩擦焊接(friction stir welding,FSW)作为一种新型的固态焊接技术在铝合金的焊接中得到广泛应用,且在Mg、Cu、Ti、钢等合金体系及异种材料的焊接中取得了良好效果[3,4,5,6,7,8,9,10]。与传统熔化焊相比,FSW可有效避免熔化和凝固过程所产生的气孔、裂纹以及Al4C3脆性相的生成,且残余应力小,工件不易变形,是AMC焊接的有效方法[10,11]。

虽然FSW过程中的温度与熔化焊相比明显降低,但时效硬化态铝合金及铝基复合材料FSW过程中强化相受到热循环作用仍会发生溶解或粗化,导致接头软化[12,13]。研究表明,提高焊速可以有效控制热影响区强化相的粗化程度,从而改善时效硬化态铝合金及铝基复合材料FSW接头的力学性能[14,15]。然而,与铝合金相比,AMC的流动性能较差,采用高焊速时容易出现缺陷,并且AMC对搅拌工具造成严重磨损,限制了AMC焊接参数的选择范围,AMC的FSW焊速通常低于300 mm/min[16]。但Wang等[17]在800 mm/min的高焊速下实现了T4态17% (体积分数) SiCp/2009Al轧制板材的FSW,接头的抗拉强度可达到母材的97%。

金属结构件在服役过程中通常以疲劳断裂的方式失效,因此除静态拉伸性能外,AMC接头的疲劳性能成为其工业应用中一项重要的考核指标。通常,AMC接头的疲劳性能主要受到微观组织结构、残余应力、内部缺陷等因素的影响[16,18~20]。对于非时效硬化态的AMC接头,焊核区(nugget zone,NZ)的组织变化对其接头疲劳性能起关键作用,一方面,晶粒细化更容易引起Al基体中双滑移下的疲劳裂纹扩展,降低接头疲劳寿命;另一方面,破碎的陶瓷颗粒引起的裂纹偏转可延长裂纹扩展路径,有利于提高接头的疲劳寿命[18]。但是对于时效硬化态的AMC接头来说,疲劳失效通常发生在最低硬度区(lowest hardness zone,LHZ),如果NZ受到了残余拉应力、未焊透缺陷等因素的影响,断裂位置也会转移到NZ[16,19,20]。此外,James等[21]在研究5083铝合金FSW接头的疲劳性能时发现,焊缝表面的“鱼鳞纹”可作为2个裂纹之间的连接通道加速裂纹扩展,从而降低接头的疲劳性能。对于FSW结构件,在实际应用过程中通常会将焊缝表面的“鱼鳞纹”进行加工处理,而有些工况条件下仅对表面进行简单处理,保留表面的“鱼鳞纹”结构。

通常,材料的疲劳强度与其静态拉伸强度密切相关,而提高焊速可明显增强时效硬化态铝合金及复合材料FSW接头的拉伸性能,其疲劳性能是否因此得到改善值得关注。同时,接头表面状态对疲劳性能的影响也需深入研究,但目前尚少有相关报道。本工作选取具有良好塑性与强度匹配的典型时效硬化态AMC SiCp/6092Al作为研究对象,在800 mm/min的高焊速下进行FSW,并与低焊速(50 mm/min)下的接头加以对比,对表面未打磨的接头和经过打磨抛光后的光滑表面接头的疲劳性能进行深入研究,以期获得高强度及抗疲劳性能优异的SiCp/6092Al接头。

1 实验方法

采用3.0 mm厚T6态17%SiCp/6092 Al复合材料轧制板作为原材料,其基体合金成分(质量分数,%)为：Mg 1.0,Si 0.8,Cu 0.6,Al余量。用FSW-5LM-020型数控静龙门搅拌摩擦焊机对75 mm宽、150 mm长的板材沿轧制方向进行对焊。焊接工具由金属陶瓷制备,结构为直径14 mm的普通凹形轴肩和根部直径5 mm、针长2.75 mm的锥形螺纹针。转速1000 r/min,焊接速率分别为50和800 mm/min,2种焊速下的样品分别标记为1000-50和1000-800。

焊接完成后,采用MicroXAM型非接触式光学轮廓仪观测焊缝表面的三维形貌。采用MEF4A金相显微镜(OM)观察接头横截面方向上的显微组织,制样时将样品依次采用400、800、1200和1500号水磨砂纸打磨并抛光,然后用Keller试剂(2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL H2O)腐蚀。

硬度测试在MVK-H300型显微硬度计上进行,在金相样品上沿板厚中心线每间隔1 mm打一点,选用载荷为500 g,保压时间15 s。拉伸样品垂直于焊接方向截取,焊缝位于样品中心,平行段长度为40 mm。拉伸实验采用SANS-CMT 5205型电子万能试验机进行,初始应变速率为1×10-3s-1,每个参数选用3个平行试样进行测试,拉伸测试参照GB/T 228-2010 《金属材料室温拉伸试验方法》进行。分别对表面未打磨的原始试样和经过打磨、抛光的光滑表面试样进行高周疲劳测试,参照GB/T 3075-2008 《金属材料疲劳试验轴向力控制方法》进行。2种疲劳试样的取样位置同拉伸试样一致,平行段长度同样为40 mm。疲劳测试在CCQB-50型疲劳试验机上进行,加载应力与时间的函数曲线为正弦波,应力比R=0.1,频率为100 Hz。此处规定的疲劳极限为当循环周次达到107cyc时所对应的最大循环应力。疲劳测试后,采用Quanta 600型扫描电子显微镜(SEM)观察断口形貌。

2 实验结果

2.1 接头宏观形貌

图1为低焊速(50 mm/min)和高焊速(800 mm/min)下FSW接头表面及横截面宏观形貌。可以看出,低焊速和高焊速下均未发现明显的焊接缺陷。低焊速下FSW接头表面比较光滑,“鱼鳞纹”特征不明显(图1a);与低焊速FSW接头相比,高焊速下FSW接头表面的“鱼鳞纹”比较明显,且间距较大(图1b)。“鱼鳞纹”间距代表焊接过程中焊接工具旋转一周向前移动的距离,在相同的转速情况下,焊接工具旋转一周的时间相同,因此高焊速下焊接工具向前移动的距离更远,接头表面的“鱼鳞纹”更为明显。由图1c和d可知,低焊速和高焊速下接头横截面的宏观形貌均无隧道、孔洞等缺陷,但形貌特征存在一定差异,低焊速下FSW接头的NZ形貌呈典型的盆形,而高焊速下FSW接头的NZ面积急剧减小,NZ内的搅拌针影响区(pin deformation zone,PDZ)与轴肩影响区(shoulder deformation zone,SDZ)分界线明显,PDZ的形状呈椭圆形。

图1FSW接头的宏观形貌

Fig.1Surface topographies (a, b) and cross sectional macrostructures (c, d) of friction stir welding (FSW) joints at the welding speeds of 50 mm/min (a, c) and 800 mm/min (b, d) (NZ—nugget zone, SDZ—shoulder deformation zone, PDZ—pin deformation zone, RS—retreating side, AS—advancing side)

2.2 接头微观组织

图2所示为母材(base material,BM)和FSW接头横截面NZ的微观组织。由图可见,经过FSW后,NZ的SiC颗粒形貌及分布发生了变化。BM中的SiC颗粒分布比较均匀且沿着轧制方向分布,颗粒边缘存在比较尖锐的棱角。在FSW过程中由于剧烈的塑性变形和焊接工具的搅动作用,NZ的SiC颗粒被充分搅动并发生破碎,棱角钝化。焊速为50 mm/min时,焊接工具的搅动作用充分,NZ的SiC颗粒分布与BM相比更加均匀,同时破碎的细小SiC颗粒也弥散分布于基体中。而随着焊速的提高,焊接工具的搅动作用减弱,从而降低了这种破碎效应,因此800 mm/min焊速下NZ的SiC颗粒破碎情况不明显(图2c)。

图2SiCp/6092Al复合材料母材及FSW接头焊核区的微观组织

Fig.2Microstructures of base material (BM) (a) and FSW joints in the NZ at the welding speeds of 50 mm/min (b) and 800 mm/min (c)

2.3 硬度分布与拉伸性能

图3所示为FSW接头横截面方向的显微硬度分布曲线。可以看出,2种焊速下FSW接头的硬度分布均呈现出不同程度的软化特征,曲线形状与传统时效硬化态的6xxx系铝合金FSW接头相似,呈“W”形分布,BM硬度最高,约165 HV,焊缝区硬度降低。低焊速的FSW接头的软化区宽度约为30 mm,前进侧(advancing side,AS)和后退侧(retreating side,RS)的热影响区(heat affected zone,HAZ)内各存在着一个LHZ,硬度为90 HV,与BM相比硬度减小了75 HV,NZ的硬度与LHZ相比略有提高,约为105 HV;当焊速提高到800 mm/min时,FSW接头的软化区宽度缩减为18 mm,且整个接头的硬度明显升高,LHZ和NZ的硬度分别增加了20和15 HV。

图3FSW接头横截面的硬度分布

Fig.3Microhardness distributions of FSW joint in the cross section at the welding speeds of 50 mm/min (a) and 800 mm/min (b)

表1所示为BM和FSW接头的拉伸性能及断裂位置。从表中可知,低焊速下FSW接头的抗拉强度为310 MPa,与BM (490 MPa)相比明显降低,接头强度系数为63%,与前期研究[13,15,22]结果中的6xxx系铝合金及复合材料接头的强度系数相似。随着焊速的增加,FSW接头的拉伸强度明显提高,抗拉强度增至355 MPa,接头的焊接强度系数增至72%,与低焊速下的焊接强度系数相比提高了9%。2种焊速下的FSW接头均沿着LHZ断裂,与图3中的硬度分布曲线一致,这表明在低焊速和高焊速下均获得了无缺陷的AMC接头,没有发生异常断裂现象。

3.3 接头断裂位置

当不考虑表面状态对FSW接头疲劳性能的影响时,LHZ成为整个接头的弱区,因此光滑表面的FSW接头在疲劳过程中优先在此处或附近开裂,且裂纹源位置随机分布在试样表面、侧面及棱角处。而对于表面未打磨FSW接头试样,由于粗糙度的影响,在疲劳过程中大多数试样沿表面的“鱼鳞纹”优先开裂,但是高应力加载下的高焊速接头却在NZ底部开裂,这主要是高焊速接头在低应力和高应力下的疲劳断裂机理不同。在低应力下,疲劳断裂的机理为粗糙表面引起的断裂,而在高应力下,疲劳断裂的机理为NZ底部引起的断裂。造成疲劳断裂机理不同的原因与FSW过程中的材料流变与焊接接合机理有关。如图13所示,FSW过程中在焊接工具的旋转带动下,NZ经历了复杂的材料流变和混合,在搅拌针的作用下,原始对接面两侧的材料得到充分混合从而实现接合。然而对于搅拌针底部的SWZ,材料流动不充分,在高温条件下仅受到搅拌针的挤压及带动作用实现接合[34,35]。同时,由于薄板底部的导热作用比厚板要强,因此底部的热输入会减弱,尤其在高焊速的情况更为严重,导致SWZ的结合作用减弱。显然,搅拌针底部的SWZ接合强度通常要弱于NZ,尤其是在高焊速下,热输入量较低导致SWZ流动性差,进而导致SWZ接合强度减弱。Dickerson和Przydatek[36]认为流动不充分的SWZ在一定尺寸内并不影响整个接头的拉伸性能,也不会作为起始断裂区开裂,但也有文献[37]报道SWZ所在的焊缝根部接合不良可作为“弱区”引起疲劳开裂。本工作中,未经打磨的高焊速接头的粗糙表面和SWZ 2个易萌生裂纹的“弱区”相互竞争,高焊速接头的SWZ的强度要低于SWZ上方的NZ强度。低应力幅加载下,最大循环应力小于SWZ的接合强度,底部不会优先产生裂纹,此种情况下表面“鱼鳞纹”凹痕处作为裂纹形核点,引起疲劳失效。而在高应力幅加载时,最大循环应力可能会接近SWZ的接合强度,循环至一定周次后SWZ发生优先开裂,从而快速扩展导致整个接头疲劳断裂。

图13FSW过程中工具位置和材料流变示意图

Fig.13Schematics for position of stir tool (a) and metal flow pattrens (b) during FSW

4 结论

(1) 在高焊速(800 mm/min)和低焊速(50 mm/min)下均获得无缺陷的SiCp/6092Al复合材料FSW接头,高焊速的FSW接头表面比低焊速的FSW接头表面“鱼鳞纹”更明显,由于高焊速下热输入量较小,NZ面积明显减小,且形貌由低焊速下典型的盆形变为椭圆形。

(2) 2种焊速下FSW接头的硬度分布曲线均呈“W”型,焊速的增加提高了FSW接头的硬度。与低焊速接头相比,高焊速下LHZ和NZ的硬度分别提高了20和15 HV,并且软化区宽度明显变窄。高焊速接头的抗拉强度可达到母材强度的72%,比低焊速接头的焊接强度系数提高了9%。

(3) 对于表面未打磨的疲劳试样,由于表面“鱼鳞纹”的影响,2种焊速下接头的疲劳极限与拉伸强度呈相反趋势。在高循环应力加载下,低焊速接头疲劳失效是由接头表面“鱼鳞纹”应力集中引起的,而高焊速接头的SWZ流动不充分导致试样在NZ底部对接面处起裂;在低循环应力加载下,高焊速接头和低焊速接头均由表面“鱼鳞纹”应力集中引起疲劳失效。

(4) 对于光滑表面疲劳试样,其疲劳极限明显高于表面未打磨疲劳试样。高焊速下的疲劳极限达到205 MPa,要高于低焊速下的疲劳极限(190 MPa),与接头的拉伸性能趋势呈现出一致性。疲劳样品断裂位置均在LHZ附近,且疲劳裂纹源位置随机出现在试样的表面及棱角处。

来源--金属学报