復(fù)合熱源鋁鋼耗材摩擦焊接頭組織性能研究

(1.廣東省焊接技術(shù)研究所(廣東省中烏研究院)，廣東省現(xiàn)代焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣州 510651；2.南京理工大學(xué)，南京 210094)

0 序 言

耗材摩擦焊(Friction Surfacing)由摩擦焊發(fā)展而來，其原理為：高速旋轉(zhuǎn)的耗材在一定壓力下與基板接觸，兩材料由于摩擦產(chǎn)熱達(dá)到塑性狀態(tài)，當(dāng)耗材與基板發(fā)生相對(duì)運(yùn)動(dòng)時(shí)耗材連續(xù)過渡到基板而實(shí)現(xiàn)焊接[1]。耗材摩擦焊是一種固相焊接方法，具有焊接質(zhì)量高、焊接能耗低及無污染等特點(diǎn)，可以實(shí)現(xiàn)零稀釋率、高質(zhì)量的表面熔敷層或焊接接頭。在制造具有特殊表面需要材料或?qū)崿F(xiàn)異種難焊金屬焊接中有廣泛的應(yīng)用[2]。

鋁/鋼異種材料結(jié)構(gòu)件結(jié)合了鋁合金耐腐蝕、比強(qiáng)度高與鋼高強(qiáng)度的優(yōu)勢(shì)，已經(jīng)被廣泛應(yīng)用到工程實(shí)踐當(dāng)中：在汽車輕量化工程中，鋁制覆蓋件及鋼制骨架焊接結(jié)構(gòu)件可以大大減小車身重量；在船舶行業(yè)當(dāng)中鋁/鋼結(jié)構(gòu)件被應(yīng)用在鋼制船基體與鋁制上層建筑的焊接中。目前鋁與鋼結(jié)構(gòu)件的連接主要通過激光焊、釬焊及爆炸焊等傳統(tǒng)焊方法來實(shí)現(xiàn)[3-5]，但鋁和鋼由于物理化學(xué)性能(如：熔點(diǎn)、熱導(dǎo)率、熱膨脹系數(shù)等)差異較大導(dǎo)致傳統(tǒng)焊接方法存在一定問題：①焊后殘余應(yīng)力大，易引起變形及裂紋；②鋁與鋼的焊接會(huì)產(chǎn)生硬脆的FeAl,Fe2Al5等金屬間化合物，顯著降低其綜合力學(xué)性能。耗材摩擦焊可為上述問題提供有效技術(shù)途徑，而相關(guān)研究較為匱乏。

針對(duì)上述問題，文中提出了采用耗材摩擦焊來實(shí)現(xiàn)鋁/鋼焊接的方法，以獲得綜合力學(xué)性能高、稀釋率低的接頭。文中選擇2A12鋁合金為耗材，以Q235低碳鋼為基板進(jìn)行了耗材摩擦焊研究，通過分析焊縫成形、接頭微觀組織及力學(xué)性能，揭示耗材摩擦焊工藝特性，并為耗材摩擦焊的推廣應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)及技術(shù)指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)方法

選用2A12-T4鋁合金耗材直徑尺寸d為φ25 mm，Q235低碳鋼基板尺寸為300 mm×150 mm×6 mm，其化學(xué)成分和力學(xué)性能見表1,表2。2A12鋁合金為Al-Cu-Mg系可熱處理強(qiáng)化鋁合金，主要由α(Al)固溶體、S相(Al2CuMg)及θ相(CuAl2)組成，其中S相與θ相起主要強(qiáng)化作用；Q235組織為F(鐵素體)和P(珠光體)。

所用耗材在焊前需要對(duì)其端面進(jìn)行銑平以保證焊接過程的穩(wěn)定性，焊前需要對(duì)工件進(jìn)行打磨并用丙酮擦拭去除材料表面的氧化膜和油污。通過前期試驗(yàn)，選擇耗材轉(zhuǎn)速ω=700～1 200 r/min，焊接壓力F=3 MPa，焊速v=60 mm/min。同時(shí)，采用加熱墊板對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱以進(jìn)行對(duì)比試驗(yàn)，預(yù)熱溫度為T= 200 ℃。焊后沿垂直焊接方向選取橫截面，經(jīng)打磨和拋光處理后，用混合酸溶液(2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL H2O)腐蝕鋁側(cè)，用5%硝酸酒精溶液腐蝕鋼側(cè)，并用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行接頭微觀組織分析。采用顯微硬度計(jì)沿厚度方向分別對(duì)焊接層鋁側(cè)、鋼側(cè)及鋁鋼結(jié)合面進(jìn)行顯微硬度測(cè)試。利用線切割將接頭加工成L形剪切試樣，每個(gè)工藝參數(shù)獲得的接頭選取三個(gè)剪切試樣，在力學(xué)性能測(cè)試機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，以三個(gè)剪切試樣剪切強(qiáng)度的平均值作為剪切評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)，并采用射線能譜儀(EDS)對(duì)界面元素分布進(jìn)行分析。

表1 2A12-T4鋁合金化學(xué)成分及力學(xué)性能

表2 Q235化學(xué)成分及力學(xué)性能

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 焊縫成形

不同的主軸轉(zhuǎn)速下焊縫表面成形如圖1所示。當(dāng)主軸轉(zhuǎn)速較低(ω=700 r/min)時(shí)，由于熱輸入不足，耗材與基板的金屬都未能達(dá)到充分塑性化狀態(tài)，導(dǎo)致堆焊層表面粗糙并出現(xiàn)未焊合的缺陷，如圖1a所示；隨著主軸轉(zhuǎn)速提高到900 r/min，耗材處金屬的塑性化程度提高，均勻的過渡到基板上并形成了無表面缺陷、“魚鱗紋”清晰的焊縫，如圖1b所示。當(dāng)主軸轉(zhuǎn)速提高到1 200 r/min時(shí)，過大的熱輸入導(dǎo)致高速旋轉(zhuǎn)的耗材對(duì)過渡金屬的剪切力大于此時(shí)過渡金屬與基板的結(jié)合力，從而使得堆焊層被破壞。此時(shí)過渡的金屬隨著高速旋轉(zhuǎn)的耗材被甩向兩邊并堆積，如圖1c所示。由于后退側(cè)熱輸入略低于前進(jìn)側(cè)，過渡金屬與基板的結(jié)合力相對(duì)較大，因此在后退側(cè)堆積的金屬多于前進(jìn)側(cè)。

圖1 不同轉(zhuǎn)速下焊縫表面成形

圖2為結(jié)合面處的微觀形貌圖，由于鋁與鋼熱塑性溫度差異大，當(dāng)焊接熱源僅為摩擦熱時(shí)，耗材與基板無法同時(shí)達(dá)到熱塑性狀態(tài)，焊接過程不穩(wěn)定，熱塑性狀態(tài)的鋁未能與基板形成冶金結(jié)合，在結(jié)合面處出現(xiàn)了顯微裂紋。

圖2 結(jié)合面微觀形貌

為了使鋁/鋼能夠同時(shí)達(dá)到熱塑性狀態(tài)，采用加熱墊板對(duì)基板進(jìn)行了預(yù)熱處理，所得接頭如圖3所示，在與圖1b相同的焊接工藝參數(shù)下基板預(yù)熱后所得到的堆焊層表面光滑，未預(yù)熱情況下表面存在明顯的“魚鱗紋”。

圖3 預(yù)熱狀態(tài)焊縫表面成形

“魚鱗紋”形成機(jī)制為：隨著耗材沿焊接方向進(jìn)行，流動(dòng)到耗材后方的塑性金屬不斷增加，當(dāng)耗材后側(cè)金屬與塑性層的吸附力無法帶動(dòng)整個(gè)軟化層向前運(yùn)動(dòng)時(shí)，后方積累塑性層脫落并逐漸冷卻硬化，在耗材后方形成了一個(gè)半圓形的峰，隨著焊接過程的繼續(xù)，此過程重復(fù)進(jìn)行，從而形成了連續(xù)的峰，這些重復(fù)的峰組成了堆焊層上的“魚鱗紋”。當(dāng)基板預(yù)熱時(shí)，在耗材端部形成的塑性層流動(dòng)性增大，耗材后側(cè)的金屬與隨耗材轉(zhuǎn)動(dòng)到后側(cè)的塑性層分子間吸附力減小，每次后方積累并脫落的金屬減少，耗材后方形成的半圓形峰高度降低，在堆焊層表面表現(xiàn)為表面光滑，“魚鱗紋”細(xì)小。

圖4為預(yù)熱狀態(tài)下結(jié)合面的微觀形貌圖，基板在摩擦及加熱墊板雙重加熱方式下達(dá)到熱塑性狀態(tài)，在軸向壓力作用下鋁和鋼形成了冶金結(jié)合，其結(jié)合面完整，未出現(xiàn)微觀缺陷。因此，預(yù)熱基板，提高焊接熱輸入，有利于改善接頭焊接質(zhì)量，減少結(jié)合面缺陷的產(chǎn)生。

圖4 預(yù)熱狀態(tài)結(jié)合面微觀形貌

2.2 微觀組織

圖5為接頭不同區(qū)域內(nèi)微觀組織形態(tài)圖，其中鋼與鋁母材區(qū)域未受到焊接的影響，圖5a為鋼側(cè)母材組織呈軋制狀態(tài)，晶粒沿軋制方向分布；圖5b為鋁側(cè)母材組織，經(jīng)T4熱處理后第二相顆粒沿晶界分布；圖5c為堆焊層組織形態(tài)，其在熱-機(jī)作用下發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，組織得到細(xì)化，最終形成細(xì)小的等軸晶，第二相顆粒仍沿晶界分布，相對(duì)于母材分布更均勻。圖5d為鋼側(cè)結(jié)合面處的組織形態(tài)，結(jié)合面處鋼側(cè)金屬在耗材摩擦扭轉(zhuǎn)力作用下沿著耗材旋轉(zhuǎn)的方向發(fā)生了扭曲。

圖5 接頭各區(qū)域顯微組織

圖6為耗材處不同部位組織結(jié)構(gòu)圖，分為可摩擦碾壓區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)。摩擦碾壓區(qū)處晶粒與堆焊層晶粒相近，此處組織發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒細(xì)小且第二相均勻分布在晶界處；熱影響區(qū)同時(shí)受熱作用及擠壓作用，一方面在熱作用下晶粒會(huì)發(fā)生長(zhǎng)大，另一方面在擠壓作用下晶粒會(huì)發(fā)生再結(jié)晶使晶粒細(xì)小，從圖中可以看出熱機(jī)影響區(qū)其晶粒大小介于熱擠壓區(qū)和母材區(qū)之間。

圖6 耗材各區(qū)域顯微組織

2.3 元素分布

圖7a和7b分別為未預(yù)熱與預(yù)熱狀態(tài)下元素分布情況，兩種狀態(tài)下Al元素與Fe元素都發(fā)生了相互擴(kuò)散，在預(yù)熱狀態(tài)下擴(kuò)散范圍為15 μm，未預(yù)熱狀態(tài)為8 μm；耗材摩擦焊是一種固相焊接方法，兩種狀態(tài)下元素的擴(kuò)散都在一個(gè)極小的范圍內(nèi)，符合耗材摩擦焊零稀釋率的特點(diǎn)，當(dāng)基板預(yù)熱時(shí)焊接界面處的溫度升高，加速了元素間的擴(kuò)散，擴(kuò)散范圍增加。在結(jié)合面處存在元素的突然波動(dòng)，分析其原因?yàn)樵趧×宜苄宰冃蜗拢X與鋼形成了相互勾連的結(jié)構(gòu)，掃描線經(jīng)過此區(qū)域從而出現(xiàn)了元素的突變。

圖7 接頭元素分布

鋁/鋼耗材摩擦焊接頭的性能由結(jié)合面結(jié)合程度及界面處金屬間化合物共同決定，未預(yù)熱狀態(tài)下結(jié)合面存在缺陷，但其元素?cái)U(kuò)散范圍窄，金屬間化合物少；預(yù)熱狀態(tài)下其結(jié)合面完整，但其元素?cái)U(kuò)散范圍大，金屬間化合物較多。

2.4 力學(xué)性能

圖8a為垂直于堆焊層的結(jié)合面硬度分布，由于結(jié)合面處耗材與基板在熱-機(jī)作用下都發(fā)生了再結(jié)晶得到細(xì)化的晶粒，硬度升高；預(yù)熱狀態(tài)下Al元素和Fe元素的相互擴(kuò)散加劇，促進(jìn)了脆硬性金屬間化合物的生成，其硬度略高于未預(yù)熱狀態(tài)。圖8b為耗材與堆焊層硬度分布圖，其中母材硬度高于預(yù)熱條件下堆焊層硬度和未預(yù)熱條件下堆焊層硬度，其原因?yàn)?A12鋁合金耗材是可熱處理強(qiáng)化鋁合金，沉淀強(qiáng)化是主要強(qiáng)化機(jī)制，同時(shí)伴隨著細(xì)晶強(qiáng)化及形變強(qiáng)化，在熱-機(jī)作用下沉淀相發(fā)生粗化，強(qiáng)化作用減弱。

圖8c為耗材處硬度分布：母材高于摩擦碾壓區(qū)且高于熱影響區(qū)，熱影響區(qū)在熱作用下晶粒長(zhǎng)大，沉淀相析出，硬度降低，摩擦碾壓強(qiáng)化機(jī)制與堆焊層類似，此區(qū)域內(nèi)晶粒的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶會(huì)使其硬度升高，但沉淀相析出會(huì)降低其硬度。

圖8 顯微硬度分布

3 結(jié) 論

(1)實(shí)現(xiàn)了2A12鋁合金耗材與Q235低碳鋼基板的耗材摩擦焊試驗(yàn)。預(yù)熱可以改善接頭成形質(zhì)量，得到表面成形良好、內(nèi)部無缺陷、近零稀釋率的焊接接頭。

(2)接頭鋁側(cè)晶粒在熱-機(jī)作用下發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒細(xì)化，鋼側(cè)晶粒隨耗材旋轉(zhuǎn)的方向發(fā)生了扭轉(zhuǎn)；預(yù)熱條件下接頭界面結(jié)合良好，未發(fā)現(xiàn)微觀缺陷，未預(yù)熱情況下接頭有顯微裂紋。

(3)接頭處Fe元素與Al元素都發(fā)生了相互擴(kuò)散，預(yù)熱狀態(tài)下元素?cái)U(kuò)散范圍為15 μm，未預(yù)熱狀態(tài)為8 μm。

(4)在鋁/鋼接頭界面處硬度都有所升高，堆焊層的硬度低于母材硬度，預(yù)熱條件下堆焊層硬度低于未預(yù)熱條件下的硬度。耗材硬度分為三個(gè)區(qū)域，母材硬度高于摩擦碾壓區(qū)高于熱影響區(qū)。

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