7N01鋁合金雙面攪拌摩擦焊接頭的組織與性能

林 松，賀曉龍

(1.廣西交通職業(yè)技術(shù)學(xué)院汽車工程系，南寧 530023；2.山東大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，濟(jì)南 250061)

0 引 言

7N01鋁合金屬于時效強(qiáng)化Al-Zn-Mg系合金，具有良好的擠壓和焊接性能，因時效時組織中析出強(qiáng)化相而使得其強(qiáng)度明顯高于6系鋁合金的[1]。該鋁合金是一種理想的中等強(qiáng)度焊接結(jié)構(gòu)材料，在汽車車體輕量化設(shè)計中得到廣泛應(yīng)用[2]。攪拌摩擦焊接(FSW)是一種新型的固相連接技術(shù)，常用于鋁合金材料的連接。與熔焊接頭相比，鋁合金FSW接頭不易產(chǎn)生裂紋、氣孔、偏析等缺陷。FSW技術(shù)可分為單面焊接和雙面焊接兩種。對于超大尺寸的鋁合金薄板(厚度小于10 mm)結(jié)構(gòu)件，采用單面FSW技術(shù)會產(chǎn)生嚴(yán)重的焊接變形[3]，而采用雙面FSW技術(shù)可以有效地減小焊接殘余應(yīng)力[4]，改善焊接變形。此外，雙面FSW還可以降低焊接熱輸入，減少析出強(qiáng)化相的溶解，提高接頭強(qiáng)度。

目前，有關(guān)厚板鋁合金雙面FSW接頭組織演變和力學(xué)性能的報道較多，研究內(nèi)容主要包括材料的流動行為、晶粒形態(tài)演變、析出相分布、硬度和抗拉強(qiáng)度變化等[5-6]，而關(guān)于薄板雙面FSW接頭的組織性能研究較少。此外，7N01鋁合金具有一定的應(yīng)力腐蝕敏感性[7]，在FSW過程中其組織和第二相分布的變化會改變其應(yīng)力腐蝕行為。因此，作者對6 mm厚7N01鋁合金板進(jìn)行雙面攪拌摩擦焊接，研究了接頭的顯微組織演變、硬度分布、拉伸性能及應(yīng)力腐蝕敏感性，擬為薄板雙面攪拌摩擦焊工藝的應(yīng)用提供一定的理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為7N01鋁合金軋制板，尺寸為300 mm×75 mm×6 mm，熱處理工藝為固溶+自然時效，采用電火花光譜法所測化學(xué)成分如表1所示。

表1 7N01鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 7N01 aluminum alloy (mass) %

采用FSW-3LM-4012型龍門式攪拌摩擦焊接設(shè)備進(jìn)行雙面焊接，焊接方向垂直于軋制方向，反面焊接后將工件翻轉(zhuǎn)、組對并打磨后進(jìn)行正面焊接，正面焊接方向與反面焊接方向一致。使用圓錐螺紋同心圓環(huán)軸肩型攪拌針，軸肩直徑為10 mm，攪拌針長3 mm。經(jīng)過前期試驗(yàn)，選擇優(yōu)化后的FSW工藝參數(shù)：攪拌頭轉(zhuǎn)速840 r·min-1，焊接速度120 mm·min-1，軸肩壓入深度0.15 mm。

在焊接接頭截面不同位置取樣，電解拋光至鏡面，用Keller試劑(2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF+95%H2O，體積分?jǐn)?shù))腐蝕后，采用VHX-500F型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。在焊核中心縱軸線不同位置處取樣，電解拋光處理后，采用JSM-7800F型掃描電鏡(SEM)的電子背散射衍射(EBSD)模式觀察晶粒形貌，分析晶粒再結(jié)晶行為。采用DHV-1000型顯微硬度計測試接頭的維氏硬度，載荷為9.8 N，保載時間為15 s。EBSD觀察位置和硬度測試位置如圖1所示：線1為正面焊橫向硬度測試方向；線2為反面焊橫向硬度測試方向；線3為焊核中心縱向硬度測試方向，各測點(diǎn)的間距為0.5 mm。

圖1 EBSD觀察位置和硬度測試位置示意Fig.1 Diagram of locations for EBSD observation and hardness measurement

按照GB/T 15970.7-2017和GB/T 228.1-2010制備慢應(yīng)變速率拉伸板狀試樣，試樣尺寸如圖2所示，采用NKK-4050型慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸應(yīng)變速率為10-6s-1，試驗(yàn)介質(zhì)為空氣和質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl溶液，試驗(yàn)環(huán)境為常溫常壓。采用JSM-7800F型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口形貌。引入應(yīng)力腐蝕敏感性指數(shù)Iscc表征母材和焊接接頭的應(yīng)力腐蝕敏感性，計算公式為

圖2 慢應(yīng)變速率拉伸試樣尺寸Fig.2 Sample size for slow strain rate tensile test

(1)

式中：δe為試樣在質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%NaCl溶液中的斷后伸長率；δa為試樣在空氣中的斷后伸長率。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可以看出，雙面FSW接頭焊核區(qū)截面呈對立的雙駝峰形，正反面焊核連接良好。在攪拌針的攪拌和摩擦熱作用下，鋁合金發(fā)生塑性變形并出現(xiàn)層與層的相對流動，導(dǎo)致焊核中形成洋蔥環(huán)形貌[8]。雙面FSW接頭正面焊核中的洋蔥環(huán)形貌明顯，反面焊核中的洋蔥環(huán)因受正面FSW的影響而變得不完整，不易觀察。整體上看接頭成形良好，無明顯焊接缺陷。

圖3 FSW接頭截面整體形貌Fig.3 Overall morphology of the FSW joint section

由圖4可以看出，F(xiàn)SW接頭熱力影響區(qū)(TMAZ)在攪拌過程中發(fā)生剪切變形，形成典型的條弧狀紋理，前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)與焊核區(qū)(WNZ)界線明顯，后退側(cè)的界線模糊，這是各區(qū)域材料塑性流動速度存在差異導(dǎo)致的[9]。在FSW過程中，前進(jìn)側(cè)材料塑性流動的速度梯度較大，焊核區(qū)材料流動性強(qiáng)，而近焊核區(qū)的母材流動性不足，二者之間形成清晰的界線；后退側(cè)母材則隨著焊核區(qū)材料發(fā)生緩慢塑性流動，二者之間發(fā)生平滑過渡，界線不明顯。熱影響區(qū)(HAZ)組織在FSW過程中僅受到熱循環(huán)作用，未發(fā)生塑性變形，其晶粒形態(tài)與母材(BM)的相似，呈板條狀。

圖4 FSW接頭正面不同區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructures of different areas on the front of FSW joint: (a) interface between TMAZ and WNZ at advancing side;(b) interface between TMAZ and WNZ at retreating side; (c) heat affected zone and (d) base metal

由圖5可以看出：母材為纖維狀軋制組織，焊核區(qū)因受到攪拌針強(qiáng)烈的攪拌作用及較高溫度的熱循環(huán)作用，其組織發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，形成均勻細(xì)小的等軸晶組織，晶粒尺寸遠(yuǎn)小于母材的；正面焊核區(qū)(圖3中位置1)的平均晶粒尺寸最大(約6.1 μm)，反面焊核區(qū)(圖3中位置3)的次之(約4.5 μm)，焊道交界處(圖3中位置2)的最小(約3.5 μm)；焊道交界處晶粒因受到兩次熱-力耦合作用而發(fā)生破碎，因此晶粒尺寸最小。

圖5 FSW接頭不同區(qū)域的晶粒取向分布Fig.5 Grain orientation distribution in different regions of FSW joint: (a) base metal; (b) weld nugget zone on front side (location 1 in Fig.3); (c) weld nugget zone atjunction of weld beads (location 2 in Fig.3) and (d) weld nugget zone on back side (location 3 in Fig.3)

將取向差角在3°15°的晶界定義為小角度晶界(LAGB)，取向差角大于15°的晶界定義為大角度晶界(HAGB)。由圖6可以看出，與母材相比，焊核區(qū)的小角度晶界占比較小，大角度晶界占比較大。這是由于在攪拌針強(qiáng)烈的攪拌摩擦作用下，焊核區(qū)金屬充分變形并貯存了較高的塑性應(yīng)變能。在塑性應(yīng)變能和高溫?zé)嵫h(huán)作用下，該區(qū)域組織發(fā)生連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶[10-11]，形成細(xì)小的等軸晶組織。隨著再結(jié)晶過程的進(jìn)行，取向差角較小的相鄰亞晶界上的位錯在攪拌摩擦作用下發(fā)生攀移和滑移，使亞晶界合并形成大角度晶界。在雙面FSW過程中，焊道交界處經(jīng)歷了兩次熱-力耦合作用，因此該區(qū)域的再結(jié)晶程度最大，大角度晶界占比最大；正面焊時的熱循環(huán)作用促進(jìn)了反面焊核二次再結(jié)晶，因此反面焊核區(qū)的大角度晶界占比大于正面焊核區(qū)的。

圖6 FSW接頭不同區(qū)域的晶界取向差角分布Fig.6 Distribution map of grain boundary orientation difference angle in different zones of FSW joint：(a) base metal; (b) weld nugget zone on front side; (c) weld nugget zone at junction of weld beads and (d) weld nugget zone on back side

2.2 硬 度

由圖7(a)可以看出，雙面FSW接頭焊核區(qū)平均硬度最高，熱力影響區(qū)次之，熱影響區(qū)最低。由圖4和圖5可知，焊核區(qū)以細(xì)晶粒為主，細(xì)晶強(qiáng)化效果明顯，因此硬度最高。熱力影響區(qū)由于經(jīng)歷了熱-力耦合作用，晶粒發(fā)生剪切變形[12]，變形晶粒增多且晶粒粗化，導(dǎo)致硬度降低。熱影響區(qū)的第二相在焊接熱輸入的作用下發(fā)生溶解[13]，第二相的析出強(qiáng)化作用減弱，因此硬度最低。由圖7(b)可以看出，焊道交界處焊核區(qū)的硬度較其他位置焊核區(qū)的略高，這是由于焊道交界處經(jīng)歷了兩次熱-力耦合作用，晶粒最細(xì)小。

圖7 FSW接頭橫向和焊核中心縱向硬度分布Fig.7 Hardness distribution in transverse direction (a) and vertical direction on center of weld nugget zone (b) of FSW joint

2.3 慢應(yīng)變速率拉伸性能

由表2可以看出：在質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%NaCl溶液中，母材和FSW接頭的拉伸性能均比在空氣介質(zhì)中的差；在兩種介質(zhì)中拉伸時，接頭均在熱影響區(qū)斷裂，說明熱影響區(qū)為薄弱區(qū)。母材和FSW接頭在NaCl溶液中均具有應(yīng)力腐蝕敏感性，應(yīng)力腐蝕敏感性指數(shù)分別為88.89和86.06，這表明FSW接頭的應(yīng)力腐蝕敏感性更高。

表2 不同介質(zhì)中母材和FSW接頭的慢應(yīng)變速率拉伸試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Results of slow strain rate tensile test of base metal and FSW joint in different media

由圖8可以看出：在空氣介質(zhì)中母材和FSW接頭的慢應(yīng)變速率拉伸斷口形貌相似，斷口上均出現(xiàn)大量蜂窩狀韌窩，呈典型的韌性斷裂特征，但FSW接頭的韌窩大而淺，說明其塑性變形能力較母材的差；FSW接頭在NaCl溶液中的斷口存在淺而細(xì)小的韌窩，沿晶界出現(xiàn)了連續(xù)性孔洞(如箭頭所示)。在NaCl溶液中，F(xiàn)SW接頭熱影響區(qū)活潑的晶界強(qiáng)化第二相作為陽極與基體形成腐蝕微電池，第二相不斷溶解產(chǎn)生點(diǎn)蝕[13]。在拉應(yīng)力作用下，這些點(diǎn)蝕源不斷擴(kuò)大連接，最終形成沿晶界分布的連續(xù)性孔洞，誘發(fā)裂紋快速擴(kuò)展。

圖8 母材和FSW接頭在不同介質(zhì)中慢應(yīng)變速率拉伸斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of slow strain rate tensile of base metal and FSW joint in different media: (a) base metal in air; (b) FSW joint in air and (c) FSW joint in NaCl solution

3 結(jié) 論

(1) 7N01鋁合金雙面FSW接頭成形良好，無明顯焊接缺陷；焊核區(qū)為均勻細(xì)小的等軸晶組織，正反焊道交界處焊核區(qū)晶粒由于受到兩次熱-力耦合作用，晶粒尺寸較其他焊核區(qū)的細(xì)??；熱力影響區(qū)晶粒發(fā)生剪切變形，呈條弧狀；熱影響區(qū)晶粒形態(tài)與母材相似，呈板條狀。

(2) 焊核區(qū)的硬度最高，從焊核區(qū)到母材，硬度逐漸降低；正反焊道交界處的焊核區(qū)硬度高于其他位置焊核區(qū)的。

(3) 在空氣和NaCl溶液中，F(xiàn)SW接頭均在熱影響區(qū)拉伸斷裂，熱影響區(qū)為薄弱區(qū)；FSW接頭拉伸性能低于母材的，并且表現(xiàn)出更高的應(yīng)力腐蝕敏感性。