李落星,張鵬,易林峰,吳時(shí)盛,周巧英
(1.湖南大學(xué)汽車(chē)車(chē)身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,湖南長(zhǎng)沙 410082 2.中國(guó)航發(fā)南方工業(yè)有限公司,湖南 株洲 412002)
汽車(chē)輕量化是實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排的重要途徑,主要包括結(jié)構(gòu)輕量化和材料輕量化.鋁合金是理想的輕量化材料,具有密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕等特點(diǎn),已廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、汽車(chē)工業(yè)等領(lǐng)域.其中,6 系鋁合金的力學(xué)性能可通過(guò)熱處理靈活調(diào)控,應(yīng)用廣泛,但其連接工藝仍存在一定的挑戰(zhàn).傳統(tǒng)鋁合金焊接技術(shù)存在諸多不足,易出現(xiàn)裂紋、氣孔、焊后較大變形等問(wèn)題,一定程度上限制了鋁合金在工程中的應(yīng)用.攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding,F(xiàn)SW)是一種固相焊接方法,具有熱輸入量低、接頭強(qiáng)度系數(shù)高、焊接變形小等特點(diǎn),可有效避免熔化焊的冶金缺陷,已廣泛應(yīng)用于軌道交通領(lǐng)域的車(chē)體焊接[1],并逐步或部分取代熔化焊.近年來(lái),學(xué)者們[2-4]采用激光輔助、超聲輔助、雙軸肩焊接等新方法,改善了FSW 接頭焊縫成形性,使其可焊接的材料厚度提高,進(jìn)一步拓寬了攪拌摩擦焊在工程中的應(yīng)用.但對(duì)于6 系熱處理可強(qiáng)化鋁合金,焊接產(chǎn)生的熱沖擊會(huì)使熱影響區(qū)材料析出強(qiáng)化相溶解,引起接頭性能惡化.從已有研究來(lái)看,焊接參數(shù)對(duì)接頭力學(xué)性能影響顯著,其本質(zhì)原因在于焊接熱影響區(qū)在焊接過(guò)程中所受的熱沖擊差異明顯.焊接參數(shù)對(duì)6 系鋁合金FSW 接頭力學(xué)性能的影響和相關(guān)機(jī)理仍需進(jìn)一步研究.
為了探明焊接參數(shù)對(duì)接頭力學(xué)性能的影響,諸多學(xué)者對(duì)比了不同焊接速度、旋轉(zhuǎn)速度及攪拌頭形狀時(shí)6 系鋁合金FSW 接頭力學(xué)性能的差異.Feng 等[5]和Ren 等[6]發(fā)現(xiàn)提高焊速可提升6061-T6鋁合金FSW 接頭力學(xué)性能,接頭硬度分布最低點(diǎn)在焊接熱作用下形成的過(guò)時(shí)效區(qū),材料力學(xué)性能最低.Dong 等[7]對(duì)6005A-T6 鋁合金FSW 接頭的研究結(jié)果表明:隨焊接速度的增加,焊接峰值溫度降低,析出相溶解程度減少,熱影響區(qū)硬度和接頭強(qiáng)度提高.Liu 等[8]研究了6061-T6 鋁合金高轉(zhuǎn)速FSW 接頭的力學(xué)性能,結(jié)果表明:隨轉(zhuǎn)速升高,焊接過(guò)程中峰值溫度增加,焊后接頭硬度最低點(diǎn)位置析出相密度增加,接頭強(qiáng)度高于低轉(zhuǎn)速的接頭.Dawood 等[9]發(fā)現(xiàn)在其他焊接參數(shù)一致的情況下,采用三角形攪拌針時(shí)焊接過(guò)程中熱輸入量更少,其接頭力學(xué)性能更優(yōu)異.以上研究表明FSW 接頭力學(xué)性能受焊接溫度的影響顯著,同時(shí),優(yōu)化焊接速度可提高接頭強(qiáng)度及焊接效率.因此,研究焊接速度對(duì)接頭力學(xué)性能的影響機(jī)理對(duì)于FSW 實(shí)際工程應(yīng)用具有指導(dǎo)意義,準(zhǔn)確獲取焊接接頭各區(qū)域的焊接溫度曲線,是研究過(guò)程中的關(guān)鍵.
為了更準(zhǔn)確描述焊接過(guò)程中接頭各區(qū)域溫度、應(yīng)變等分布規(guī)律,研究者們開(kāi)始采用數(shù)值模擬方法對(duì)FSW 焊接過(guò)程進(jìn)行有限元仿真.通過(guò)建立FSW熱力耦合模型,可更準(zhǔn)確、直觀地了解焊接過(guò)程中接頭溫度、應(yīng)變分布及演變.Zhang 等[10-12]采用ABAQUS軟件模擬了6061-T6 鋁合金FSW 過(guò)程,研究表明摩擦生熱是焊接過(guò)程主要熱量來(lái)源,溫度和應(yīng)變峰值處均在焊縫上表面,且上下表面應(yīng)變分布差異明顯.Soundararajan 等[13]采用ANSYS 軟件建立了6061-T6鋁合金FSW 熱力耦合模型,結(jié)果表明:材料的換熱系數(shù)與接觸壓力有關(guān),采用換熱系數(shù)隨接觸壓力變化的有限元模型進(jìn)行仿真分析,獲得的溫度變化曲線與試驗(yàn)測(cè)量更吻合.Jain 等[14]采用DEFORM-3D 軟件模擬了轉(zhuǎn)速對(duì)6082-T6 鋁合金FSW 接頭溫度場(chǎng)分布和攪拌頭軸向力的影響,結(jié)果表明隨轉(zhuǎn)速的增加,焊接過(guò)程峰值溫度增加,焊核區(qū)溫度分布更加均勻,攪拌頭軸向力降低.上述研究均較好地獲得了焊接過(guò)程中接頭溫度場(chǎng)分布,但尚未將溫度分布與接頭力學(xué)性能聯(lián)系起來(lái).因此,通過(guò)數(shù)值模擬獲取不同焊接速度下各區(qū)域的溫度變化,建立接頭溫度分布與各區(qū)域力學(xué)性能及顯微組織之間的對(duì)應(yīng)關(guān)系和準(zhǔn)確描述,以更好地描述或預(yù)測(cè)接頭的力學(xué)性能及失效行為,需求迫切.
基于此,本文以厚度3 mm 的6061-T6 鋁合金攪拌摩擦焊對(duì)接接頭為研究對(duì)象,開(kāi)展接頭的力學(xué)性能及顯微組織研究.為準(zhǔn)確獲得接頭不同位置溫度分布,利用ABAQUS 軟件建立FSW 熱力耦合有限元模型開(kāi)展焊接過(guò)程工藝仿真,通過(guò)對(duì)標(biāo)實(shí)測(cè)溫度曲線驗(yàn)證模型的有效性,結(jié)合溫度分布及顯微組織觀察,分析焊接速度對(duì)接頭力學(xué)性能的影響機(jī)理.
試驗(yàn)材料為3 mm 厚6061-T6 鋁合金擠壓板材,成分如表1 所示.工件去除焊接表面氧化層后沿?cái)D壓方向進(jìn)行焊接,攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 200 r/min,焊接速度分別為300、500、800、1 200 mm/min,攪拌頭下壓量為0.2 mm,傾角為2.5°.接頭在焊接過(guò)程中的溫度變化采用熱電偶實(shí)時(shí)測(cè)量,分別在距離焊縫中心線8 mm 和10 mm 位置加工深度為2 mm 的盲孔,將熱電偶插入其中,并用高溫膠帶固定在工件上.采用NI LABVIEW 軟件在線采集熱電偶測(cè)得的實(shí)時(shí)溫度變化,用于與仿真結(jié)果輸出的溫度數(shù)據(jù)對(duì)標(biāo),采樣頻率為50 Hz.焊接接頭拉伸試樣尺寸、攪拌頭尺寸以及熱電偶布置位置如圖1 所示.
表1 6061-T6 鋁合金化學(xué)成分表Tab.1 Chemical composition of 6061-T6 Al alloy %
圖1 攪拌摩擦焊接拉伸試樣尺寸、攪拌頭尺寸及熱電偶測(cè)量點(diǎn)布置圖(單位:mm)Fig.1 Size of FSW joint tensile sample and FSW tool and location of the thermocouples measurement(unit:mm)
焊接完成后采用線切割加工焊接接頭試樣.采用Instron 3369 萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)按照GB/T 228.1—2010試驗(yàn)方法進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測(cè)試,拉伸速度為5 mm/min;采用HV-1000 維氏顯微硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,在垂直于焊接方向的橫截面厚度中心線上每隔0.5 mm 記錄一個(gè)點(diǎn),測(cè)試載荷為9.8 N,保荷時(shí)間為10 s.所有力學(xué)性能測(cè)試均在焊接完成兩周后進(jìn)行.接頭垂直于焊接方向橫截面經(jīng)機(jī)械拋光后,采用Keller試劑(3 mL HNO3+6 mL HCl+6 mL HF+150 mL H2O)浸蝕2 min,用COSSIM 顯微鏡觀察接頭宏觀形貌.采用FEI Quanta 200 掃描電鏡及電子背散射衍射(EBSD)觀察母材、焊核區(qū)和熱影響區(qū)(Heat Affected Zone,HAZ)的顯微組織,試樣經(jīng)機(jī)械拋光后采用10 mL HClO4+90 mL CH3OH 混合溶液在-20 ℃溫度、20 V 電壓下電解拋光60 s.
采用ABAQUS 商業(yè)軟件中ALE(Arbitrary Lagrangian Eulerian)自適應(yīng)網(wǎng)格方法建立FSW 熱力耦合模型,以解決攪拌摩擦焊數(shù)值模擬涉及的大變形和高度非線性問(wèn)題,同時(shí)為保證計(jì)算過(guò)程收斂,攪拌針長(zhǎng)度略大于板厚.使用庫(kù)侖摩擦描述攪拌頭和工件之間的接觸關(guān)系,系數(shù)設(shè)為0.3[12];為減少網(wǎng)格數(shù)量,提高計(jì)算效率,采用非均勻網(wǎng)格劃分,攪拌頭與工件接觸區(qū)域網(wǎng)格劃分密集,尺寸為0.4 mm,遠(yuǎn)離接觸區(qū)域網(wǎng)格劃分較稀疏,模型如圖2(a)所示.工件與外部熱交換采用對(duì)流換熱等效,工件和工裝、攪拌頭、空氣導(dǎo)熱系數(shù)分別為5 000 W/(m·℃)、11 000 W/(m·℃)、30 W/(m·℃)[15].采用Johnson-Cook 材料本構(gòu)模型描述6061-T6 鋁合金在不同溫度、應(yīng)變速率下的硬化屬性.
式中:A 為參考溫度和應(yīng)變率下初始屈服應(yīng)力;B 為材料應(yīng)變硬化模量;n 為硬化指數(shù);C 為材料應(yīng)變率強(qiáng)化參數(shù);m 為材料軟化系數(shù);εp為塑性應(yīng)變;ε為應(yīng)變速率;為參考應(yīng)變率,本文為1;Tr為參考溫度;Tm為熔化溫度.A、B、n 通過(guò)擬合母材準(zhǔn)靜態(tài)拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線獲得,C、m 值采用文獻(xiàn)[16]中試驗(yàn)的結(jié)果.上述參數(shù)的取值如表2 所示.材料熱物理參數(shù)采用JMatPro7.0 軟件計(jì)算得到,相關(guān)參數(shù)如圖2(b)所示.
圖2 FSW 有限元模型及6061-T6 鋁合金熱物理參數(shù)Fig.2 FSW finite element model diagram and thermo-mechanical properties of 6061-T6 Al alloy
表2 6061-T6 鋁合金Johnson-Cook 材料本構(gòu)模型參數(shù)Tab.2 Parameters of Johnson-Cook constitutive material model of 6061-T6 aluminum alloy
圖3 為不同焊接速度的FSW 接頭焊縫橫截面形貌圖.右側(cè)為焊接前進(jìn)側(cè)(Advancing Side,AS),攪拌頭轉(zhuǎn)動(dòng)方向與焊接方向相同,材料受到強(qiáng)烈的剪切作用,因此前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)邊界較為明顯.左側(cè)為焊接后退側(cè)(Retreating Side,RS),攪拌頭轉(zhuǎn)動(dòng)方向與焊接方向相反,材料均向后流動(dòng),因此焊核區(qū)邊界模糊.由圖3 可見(jiàn),焊核區(qū)呈“碗”狀,是典型的FSW 焊核區(qū)形狀,這是由于隨著與焊縫上表面距離的增加,軸肩對(duì)材料的熱力耦合作用逐漸減弱而攪拌針作用逐漸增強(qiáng),因此焊核區(qū)呈現(xiàn)上寬下窄的形狀.當(dāng)焊速為1 200 mm/min 時(shí),由于熱輸入不足,材料流動(dòng)性差,不能及時(shí)填充攪拌頭行進(jìn)時(shí)產(chǎn)生的空腔,焊縫成形性變差,出現(xiàn)未焊合和隧道缺陷.
圖3 不同焊接速度的FSW 接頭焊縫橫截面形貌圖Fig.3 The cross-section morphology of FSW joints with different welding speed
2.2.1 接頭顯微硬度分布
圖4 為不同焊接速度的FSW 接頭橫截面中心硬度分布,將后退側(cè)、前進(jìn)側(cè)硬度最低區(qū)域分別用RLH(Retreating side Low Hardness)、ALH(Advancing side Low Hardness)表示.熱力影響區(qū)(Thermo-mechanical Affected Zone,TMAZ)寬度較窄[7],其硬度難以測(cè)試.當(dāng)焊接速度從300 mm/min 增加到1 200 mm/min,焊縫及軟化區(qū)域的寬度明顯變窄,從21 mm減小到16.5 mm;焊核區(qū)(Nugget Zone,NZ)的硬度分布在70~78 HV 之間,隨著與焊縫中心的距離增加,硬度開(kāi)始略微下降,除1 200 mm/min 試樣外,均在后退側(cè)距焊縫中心線5.5 mm 位置附近達(dá)到最低值,之后硬度逐漸恢復(fù)至母材水平.300 mm/min 試樣RLH和ALH 硬度較其他試樣差異較小,硬度曲線呈較明顯的“W”形,其他焊接速度下ALH 硬度略高于RLH硬度,這與荊洪陽(yáng)等[17]和Liu 等[18]的研究結(jié)果一致.
圖4 不同焊接速度的FSW 接頭橫截面中心硬度分布Fig.4 The cross-section hardness distribution of FSW joints with different welding speed
2.2.2 接頭拉伸力學(xué)性能
圖5 為不同焊接速度下FSW 接頭拉伸力學(xué)性能,每組參數(shù)的結(jié)果為3 個(gè)試樣測(cè)試結(jié)果的均值.6061-T6 鋁合金板材的抗拉強(qiáng)度為303 MPa,延伸率為10.7%.隨著焊接速度的增加,焊接接頭延伸率和抗拉強(qiáng)度均呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢(shì).在4 種焊接速度接頭中,500 mm/min 焊速試樣延伸率達(dá)到最高值6.50%;800 mm/min 焊速試樣抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值245 MPa,強(qiáng)度系數(shù)為80.86%.1 200 mm/min 焊速試樣雖然存在缺陷,但抗拉強(qiáng)度仍高于300 mm/min焊速試樣,而延伸率最低.
圖5 不同焊接速度的FSW 接頭拉伸力學(xué)性能Fig.5 The tensile mechanical properties of FSW joints with different welding speed
圖6 為不同焊接速度下FSW 接頭拉伸斷裂位置示意圖.當(dāng)焊接速度為300~800 mm/min 時(shí),接頭試樣均斷裂在后退側(cè)熱影響區(qū),而焊接速度為1 200 mm/min 時(shí),斷裂位置在焊核區(qū).一般而言,硬度曲線可以很好地反映接頭上各區(qū)域的力學(xué)性能特點(diǎn)[18],由圖4 可知,F(xiàn)SW 接頭拉伸斷裂位置對(duì)應(yīng)接頭硬度最低點(diǎn)或缺陷位置.當(dāng)焊接速度為300~800 mm/min時(shí),硬度最低點(diǎn)在后退側(cè)熱影響區(qū),意味著此處材料軟化嚴(yán)重,拉伸測(cè)試時(shí)易產(chǎn)生裂紋直至斷裂.而對(duì)于1 200 mm/min 焊速試樣,焊接缺陷決定了接頭斷裂位置,焊核區(qū)底部的未焊合缺陷在拉伸過(guò)程中成為裂紋源,使裂紋朝焊核區(qū)擴(kuò)展,最終接頭在焊核區(qū)發(fā)生斷裂.
圖6 拉伸試樣斷裂位置Fig.6 The fracture location of tensile specimens
攪拌摩擦焊接頭各微觀區(qū)域的力學(xué)性能與焊接過(guò)程所經(jīng)歷的溫度曲線有關(guān).其焊接參數(shù)(焊接速度、轉(zhuǎn)速以及下壓量等)又會(huì)影響焊接過(guò)程中各區(qū)域的溫度分布.因此,為了分析焊接速度對(duì)接頭溫度場(chǎng)分布的影響,建立了FSW 熱力耦合有限元模型,模擬接頭溫度分布隨焊接速度的變化.
為了驗(yàn)證仿真模型計(jì)算得到的溫度場(chǎng)結(jié)果的準(zhǔn)確性,將其與實(shí)測(cè)溫度對(duì)標(biāo),如圖7 所示.當(dāng)焊接速度為300 mm/min 時(shí),在距離焊縫中心8 mm、10 mm位置,仿真得到的峰值溫度分別為324 ℃、259 ℃,試驗(yàn)測(cè)得的峰值溫度分別為316 ℃、256 ℃,其誤差分別為2.53%、1.17%;當(dāng)焊接速度為800 mm/min 時(shí),仿真得到的峰值溫度分別為310 ℃、251 ℃,試驗(yàn)測(cè)得的峰值溫度309 ℃、245 ℃,其誤差分別為0.32%、2.45%.由此可見(jiàn),仿真與試驗(yàn)峰值溫度吻合程度較高,溫度上升曲線一致.由于無(wú)法考慮實(shí)際中工件和工裝、平臺(tái)之間復(fù)雜的接觸關(guān)系,降溫曲線差異較大.但本文主要研究接頭不同區(qū)域峰值溫度,對(duì)于降溫曲線計(jì)算可在后續(xù)研究中進(jìn)一步優(yōu)化.
圖7 前進(jìn)側(cè)距離焊縫中心分別為8 mm 和10 mm 位置仿真溫度和試驗(yàn)結(jié)果對(duì)比Fig.7 Comparison of temperature of simulation and experiment at distance of 8 mm,10 mm from weld center line at advancing side
圖8(a)為300~800 mm/min 焊接速度的接頭溫度場(chǎng)分布,圖中黑色虛線為金相試驗(yàn)中所獲得的相應(yīng)的接頭焊核區(qū)形狀.當(dāng)焊接速度為300~800 mm/min 時(shí),焊核區(qū)在焊接過(guò)程中峰值溫度均在502 ℃以上,焊核區(qū)邊緣峰值溫度為480~502 ℃,溫度分布呈上寬下窄的形狀,隨著與焊縫中心距離的增加,上下表面溫度分布逐漸均勻.當(dāng)焊接速度增加時(shí),焊核區(qū)溫度分布均勻性降低.這是由于焊接過(guò)程中的熱量主要來(lái)自工件和軸肩和攪拌針的摩擦熱,因此,攪拌針根部溫度最高.進(jìn)一步地,通過(guò)材料內(nèi)部熱傳導(dǎo)及攪拌頭引起的材料流動(dòng),熱量會(huì)傳遞到無(wú)攪拌頭作用的區(qū)域.而焊接速度越高,溫度橫向傳導(dǎo)以及焊核區(qū)從上到下傳導(dǎo)的時(shí)間變短,因此,接頭軟化區(qū)域變窄,焊核區(qū)溫度分布差異增大.
圖8 FSW 接頭橫截面溫度場(chǎng)分布及缺陷圖Fig.8 The temperature distribution of FSW joints cross section and defect
圖8(b)為1 200 mm/min 焊接速度的接頭溫度場(chǎng)分布及缺陷示意圖.由圖可知,焊核區(qū)上下表面溫度分布差異明顯,攪拌針根部附近峰值溫度在502℃以上,下表面峰值溫度僅為400~480 ℃.分析認(rèn)為,當(dāng)焊接速度增加至1 200 mm/min 時(shí),焊核區(qū)上表面產(chǎn)生的高溫向下表面?zhèn)鬟f的時(shí)間進(jìn)一步縮短,而攪拌針產(chǎn)熱有限,下表面材料溫度明顯低于上表面溫度.下表面材料的焊合主要依靠攪拌針對(duì)材料的摩擦作用,促使材料流動(dòng);當(dāng)材料熱塑性不足時(shí)材料流動(dòng)阻力增大,攪拌不充分從而形成未焊合及隧道缺陷.在ALE 自適應(yīng)網(wǎng)格技術(shù)中,材料在網(wǎng)格切向方向可以自由運(yùn)動(dòng)而在網(wǎng)格法向上與節(jié)點(diǎn)固定,當(dāng)材料軟化程度不足時(shí),材料無(wú)法流動(dòng)至前進(jìn)側(cè)而朝攪拌頭后側(cè)流動(dòng),此時(shí)攪拌針后側(cè)存在法向與材料流動(dòng)方向一致的網(wǎng)格,這類網(wǎng)格會(huì)隨著材料的運(yùn)動(dòng)而脫離攪拌針,最終由于畸變嚴(yán)重而中止計(jì)算,如圖8(b)所示.
為了研究焊接速度對(duì)接頭焊核區(qū)及熱影響區(qū)RLH 顯微組織的影響,本文通過(guò)EBSD 獲取300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭各區(qū)域的晶粒形貌,取點(diǎn)位置如圖9(a)所示,圖中,ND(Normal Direction)為法向,TD(Transverse Direction)為橫向,垂直平面方向?yàn)镽D(Rolling Direction)軋制方向.圖9(b)為母材晶粒形貌圖,平均晶粒尺寸為89.42 μm.
圖9 EBSD 取點(diǎn)位置及母材晶粒形貌圖Fig.9 EBSD location and base material grain morphology map
圖10(a)、圖10(b)分別為300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭焊核區(qū)的晶粒形貌圖,焊核區(qū)均為等軸晶,這是由焊接過(guò)程發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所致.其晶粒相比母材明顯細(xì)化,且隨焊接速度增加,平均晶粒尺寸從12.27 μm 減小至8.54 μm.在焊接過(guò)程中,攪拌頭與工件摩擦產(chǎn)生的高溫使材料迅速達(dá)到熱塑性狀態(tài)并產(chǎn)生大量位錯(cuò),在高應(yīng)變速率下位錯(cuò)不斷累積和重組,形成由小角度晶界(Low Angle Boundaries,LAB)組成的亞晶粒,其晶界取向差角為2°~15°,如圖10 所示的細(xì)線;當(dāng)位錯(cuò)進(jìn)一步增加,相鄰晶粒的小角度晶界取向差逐漸增大,最后轉(zhuǎn)變成大角度晶界(High Angle Boundaries,HAB),形成細(xì)小等軸晶,大角度晶界取向差角一般大于15°,如圖10 所示的粗線.同時(shí),焊接速度越高,冷卻速率越快,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和亞晶界的遷移受到限制,從而抑制再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大[19].因此,800 mm/min 焊速接頭的焊核區(qū)平均再結(jié)晶晶粒尺寸小于300 mm/min 焊速接頭的焊核區(qū)平均晶粒尺寸.
圖10 不同焊接速度下接頭焊核區(qū)及熱影響區(qū)晶粒形貌圖Fig.10 Grain morphology of NZ and HAZ of joints with different welding speeds
對(duì)于熱影響區(qū),材料只受到焊接熱作用,晶粒長(zhǎng)大明顯,如圖10(c)、圖10(d)所示.當(dāng)焊接速度從300 mm/min 增加至800 mm/min 時(shí),熱影響區(qū)平均晶粒尺寸從156 μm 減小到142 μm,且小角度晶界明顯減少.一方面,焊接速度的增加縮短了高溫持續(xù)時(shí)間,減少了晶粒在焊接熱作用下長(zhǎng)大時(shí)間.因此,相比于低焊接速度,高焊接速度接頭的熱影響區(qū)晶粒尺寸減小.另一方面,由于鋁合金具有高層錯(cuò)能,在高溫和高應(yīng)變下易發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù),位錯(cuò)發(fā)生湮滅、重排成低能構(gòu)型,位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)演變成亞結(jié)構(gòu),形成大量小角度晶界[20].焊接速度越低,其回復(fù)進(jìn)行的時(shí)間越長(zhǎng),形成的小角度晶界越多.因此,300 mm/min 焊接速度下,熱影響區(qū)小角度晶界占比明顯多于800 mm/min 焊接速度的試樣.
一般而言,F(xiàn)SW 接頭顯微硬度分布曲線是接頭各區(qū)域力學(xué)性能變化規(guī)律的直接反映.對(duì)Al-Mg-Si合金而言,顯微硬度與晶粒尺寸和析出相形貌、密度等密切相關(guān)[21].晶粒尺寸越小,材料強(qiáng)度越高,并可根據(jù)霍爾佩奇公式計(jì)算出平均晶粒尺寸對(duì)于材料屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn):
式中:d 為平均晶粒尺寸;ky是與材料性質(zhì)有關(guān)的常數(shù).材料屈服強(qiáng)度σy和硬度Hv存在經(jīng)驗(yàn)關(guān)系式:Hv≈0.33σy.因此,晶粒尺寸對(duì)硬度貢獻(xiàn)的計(jì)算公式為:
式中:kd為比例系數(shù),其值為50 HV·μm1/2[22].
表3 為不同焊接速度樣品焊核區(qū)以及熱影響區(qū)的平均晶粒尺寸及其對(duì)硬度的貢獻(xiàn),由表3 可知,隨焊接速度的增加,焊核區(qū)晶界強(qiáng)化效應(yīng)對(duì)硬度的貢獻(xiàn)值從14.27 HV 上升至17.11 HV,而300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭焊核區(qū)平均硬度均為75.3 HV,晶界強(qiáng)化效應(yīng)貢獻(xiàn)的硬度分別占焊核區(qū)平均硬度的18.9%和22.7%.雖然接頭熱影響區(qū)RLH區(qū)域晶粒均發(fā)生明顯長(zhǎng)大,但與母材晶界強(qiáng)化效果相比,強(qiáng)化效應(yīng)貢獻(xiàn)的硬度值差異在1.29 HV 以下.同時(shí),300 mm/min 和800 mm/min 焊速的接頭熱影響區(qū)RLH 平均硬度分別為67.5 HV 和72 HV,母材平均硬度為110 HV,對(duì)比晶界強(qiáng)化效應(yīng)貢獻(xiàn)的硬度,可發(fā)現(xiàn)RLH 和母材晶界強(qiáng)化作用不明顯.對(duì)于焊核區(qū),平均晶粒尺寸最大為12.27 μm,相比母材和接頭熱影響區(qū),晶界面積更大.因此,接頭焊核區(qū)晶界強(qiáng)化作用要高于接頭其他區(qū)域.對(duì)于接頭熱影響區(qū)RLH,晶粒在焊接熱作用下長(zhǎng)大,平均晶粒尺寸超過(guò)140 μm,晶界強(qiáng)化對(duì)于材料力學(xué)性能影響較小.6 系鋁合金是熱處理可強(qiáng)化合金,析出強(qiáng)化是最主要的強(qiáng)化機(jī)制,因此,析出相在焊接過(guò)程中因熱沖擊發(fā)生溶解、相變及粗化是接頭熱影響區(qū)RLH 材料性能差異的重要原因.
表3 不同焊接速度樣品焊核區(qū)以及熱影響區(qū)的平均晶粒尺寸及其對(duì)硬度的貢獻(xiàn)Tab.3 Average grain size and its contribution to hardness in NZ and HAZ at different welding speed
根據(jù)Dong 等[7]的研究,T6 狀態(tài)的Al-Mg-Si 合金在受到焊接熱影響后,析出相在不同溫度下的變化規(guī)律為:(a)250~320 ℃,β″相轉(zhuǎn)變成β′相以及Q′相;(b)400~480 ℃,β′和Q′相溶解;(c)480~502 ℃,β相析出和溶解.圖8 中菱形標(biāo)記為RLH 區(qū)域硬度測(cè)試點(diǎn)位置,虛線表示焊核區(qū)輪廓.如圖8 所示,焊接時(shí)經(jīng)歷的溫度均在480 ℃以上,析出相全部溶解,同時(shí)由于冷卻速度過(guò)快β 相無(wú)法析出[7],焊核區(qū)處于高濃度溶質(zhì)原子和高密度空位狀態(tài),對(duì)于焊后自然時(shí)效過(guò)程中GP(Guinier Preston zone)區(qū)析出具有顯著促進(jìn)作用[23].由此可知,焊核區(qū)硬度的主要貢獻(xiàn)者是自然時(shí)效析出的GP 區(qū).本文中接頭拉伸力學(xué)性能主要取決于熱影響區(qū)RLH 析出相狀態(tài),而此區(qū)域焊接過(guò)程中峰值溫度400~480 ℃,析出相逐步溶解,且焊接速度越高,高溫持續(xù)時(shí)間越短,溶解的析出相越少,材料強(qiáng)度性能損失越低.因此,隨著焊接速度的增加,RLH 區(qū)域硬度上升,接頭強(qiáng)度提高.
通過(guò)對(duì)3 mm 厚6061-T6 鋁合金攪拌摩擦焊4種焊接速度的對(duì)接接頭進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試、顯微組織觀察以及焊接過(guò)程的有限元仿真模擬,研究了焊接速度對(duì)接頭成形性、顯微組織及力學(xué)性能分布特性的影響,得到以下結(jié)論:
1)焊接速度過(guò)高,將影響焊縫的成形性.當(dāng)焊接速度為300~800 mm/min 時(shí),接頭成形質(zhì)量良好.當(dāng)焊接速度為1 200 mm/min 時(shí),由于焊速過(guò)快,焊核區(qū)下表面升溫不足,材料熱塑性不足,使得材料攪拌不充分,形成未焊合及隧道缺陷.
2)焊接過(guò)程中,接頭不同區(qū)域的晶粒組織演變過(guò)程相差甚大.接頭焊核區(qū)在攪拌頭的熱力耦合作用下,發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,形成細(xì)小的等軸晶;接頭熱影響區(qū)在焊接熱沖擊作用下發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù),晶粒尺寸相比母材長(zhǎng)大明顯.隨著焊接速度的增加,接頭焊核區(qū)和熱影響區(qū)晶粒尺寸均減小.
3)焊接速度是影響接頭力學(xué)性能的重要因素,焊接接頭受熱過(guò)程中,熱影響區(qū)析出強(qiáng)化相的溶解是導(dǎo)致接頭強(qiáng)度下降的本質(zhì)原因.當(dāng)焊接速度為300~800 mm/min 時(shí),接頭在拉伸測(cè)試時(shí)均斷裂在后退側(cè)熱影響區(qū)硬度最低點(diǎn)(RLH);當(dāng)焊速為1 200 mm/min 時(shí),接頭存在未焊合缺陷,從焊核區(qū)斷裂.接頭RLH 處在焊接過(guò)程中峰值溫度為400~480 ℃,達(dá)到了析出相溶解條件;隨著焊接速度的增加,高溫持續(xù)時(shí)間減少,析出相溶解程度降低,材料性能損失減少,接頭力學(xué)性能提升.