羅傳孝 ，王少剛 ，劉 儀 ，蔡志強(qiáng) ，高 云，封小松

(1.南京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，江蘇 南京 210016；2.上海航天設(shè)備制造總廠，上海 200245)

0 前言

近年來(lái)，隨著國(guó)內(nèi)外軌道交通行業(yè)的快速發(fā)展，為了進(jìn)一步減輕車(chē)輛自重、提高列車(chē)運(yùn)行速度，對(duì)軌道交通用材提出了越來(lái)越高的要求。6082-T6鋁合金屬于Al-Mg-Si系合金，可通過(guò)熱處理強(qiáng)化，具有力學(xué)性能高和耐蝕性好等一系列優(yōu)點(diǎn)[1-2]，現(xiàn)已成為軌道交通行業(yè)的首選鋁材。5083鋁合金為高鎂合金，是一種不可熱處理強(qiáng)化的鋁合金，其強(qiáng)度較高，切削加工性良好，同時(shí)具有優(yōu)良的抗腐蝕性能，廣泛應(yīng)用于汽車(chē)制造、輕軌和船舶等許多領(lǐng)域。由于鋁合金本身固有的物理化學(xué)性質(zhì)，采用傳統(tǒng)的熔化焊方法焊接時(shí)，易在焊縫中出現(xiàn)熱裂紋、氣孔等缺陷，以及易產(chǎn)生焊接變形等[3]，在一定程度上限制了其在軌道交通行業(yè)中的應(yīng)用。攪拌摩擦焊(FSW)是英國(guó)焊接研究所(TWI)于1991年提出的一種固相連接新技術(shù)。在FSW過(guò)程中，由于母材不熔化，焊接溫度相對(duì)較低，所獲接頭具有晶粒細(xì)小、無(wú)氣孔和殘余應(yīng)力小等優(yōu)點(diǎn)[4-5]。鑒于攪拌摩擦焊的特點(diǎn)和優(yōu)勢(shì)，已有許多研究人員開(kāi)展了鋁合金的攪拌摩擦焊研究工作，并取得了較大進(jìn)展[6-9]。由于軌道交通車(chē)體鋁合金部件長(zhǎng)期以來(lái)都是采用MIG焊等方法進(jìn)行焊接，存在接頭強(qiáng)度系數(shù)不高、易產(chǎn)生焊接缺陷等不足?；诖?，采用先進(jìn)的攪拌摩擦焊技術(shù)對(duì)軌道交通常用6082-T6和5083鋁合金進(jìn)行焊接，研究焊接工藝對(duì)獲得接頭組織和力學(xué)性能的影響，以期為實(shí)際焊接結(jié)構(gòu)的生產(chǎn)提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)?zāi)覆臑?082-T6和5083鋁合金板材，分別將板材加工成300 mm×150 mm×12 mm和300 mm×150mm×6mm兩種尺寸，兩種母材的化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 6082-T6和5083鋁合金母材的化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of 6082-T6 and 5083 aluminum alloys %

1.2 試驗(yàn)方法和步驟

采用對(duì)接接頭型式分別對(duì)6082-T6和5083鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦焊接試驗(yàn)。焊接前，先用打磨工具去除試樣表面的氧化膜，再用丙酮清洗待焊區(qū)，然后進(jìn)行攪拌摩擦焊接。經(jīng)過(guò)優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2。焊后拍攝接頭焊縫的宏觀外形照片，如圖1所示。從圖1中可以看出，兩種接頭焊縫表面成形良好，未發(fā)現(xiàn)有裂紋、咬邊等焊接缺陷。

表2 攪拌摩擦焊接參數(shù)Tab.2 Parameters of friction stir welding

圖1 兩種鋁合金FSW接頭焊縫形貌照片F(xiàn)ig.1 Macrographs of friction stir welding joints of two aluminum alloys

焊完后，采用線切割方法截取接頭試樣進(jìn)行分析測(cè)試。采用CMT-5105型萬(wàn)能電子試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接頭拉伸試驗(yàn)；采用HXS-1000A型顯微硬度計(jì)測(cè)定接頭區(qū)域的顯微硬度；在MM6型光學(xué)顯微鏡下觀察接頭焊縫的金相組織；采用Quanta200型掃描電鏡觀察分析接頭拉伸斷口形貌；采用D8 ADVANCE型X射線衍射儀測(cè)定接頭焊縫的相結(jié)構(gòu)組成。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 接頭力學(xué)性能

2.1.1 拉伸強(qiáng)度

按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》將接頭試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣，然后進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，測(cè)試條件為：加載載荷10 kN，加載速率2 mm/min。接頭拉伸實(shí)驗(yàn)測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表3。為了便于對(duì)比，將母材本身的拉伸強(qiáng)度一并列入表3。

由表3可知，6082-T6鋁合金FSW接頭的抗拉強(qiáng)度約為母材強(qiáng)度的76.8%，伸長(zhǎng)率約為母材的73.2%，接頭試樣的斷裂位置均位于前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)，說(shuō)明熱影響區(qū)是焊接接頭最薄弱的區(qū)域。5083鋁合金FSW接頭的抗拉強(qiáng)度約為母材本身強(qiáng)度的88.7%，伸長(zhǎng)率約為母材的63.2%，接頭試樣的斷裂位置多數(shù)位于前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū)，其次是焊縫中心。拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果與文獻(xiàn)[10]中報(bào)道的相符。

表3 6082和5083鋁合金焊接接頭拉伸試驗(yàn)結(jié)果Tab.3 Tensile strength of 6082 and 5083 aluminum alloys joint

2.1.2 顯微硬度

對(duì)獲得的焊接接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，測(cè)試方法為：沿焊核區(qū)(WN)—熱機(jī)影響區(qū)(TMAZ)—熱影響區(qū)(HAZ)—母材(BM)依次進(jìn)行測(cè)量，6082鋁合金接頭焊核區(qū)的測(cè)量點(diǎn)之間間隔約為2 mm，其余區(qū)域每個(gè)測(cè)量點(diǎn)之間的間隔約為1 mm；5083鋁合金整個(gè)接頭的測(cè)量點(diǎn)之間間隔約為1 mm。測(cè)試條件為：加載載荷50 g，加載時(shí)間15 s。測(cè)得接頭試樣的顯微硬度分布曲線分別如圖2和圖3所示。從圖2中6082鋁合金接頭顯微硬度分布曲線可以看出，焊核區(qū)硬度約為80 HV，熱機(jī)影響區(qū)硬度值分布在78～82HV之間，熱影響區(qū)硬度值分布在65～78HV之間，在熱影響區(qū)的前進(jìn)側(cè)存在一個(gè)硬度最低值，母材本身硬度值維持在約95 HV。由圖3可以看出，5083鋁合金接頭顯微硬度分布曲線的變化趨勢(shì)與6082接頭顯微硬度曲線基本一致，焊核區(qū)的硬度值分布在74～80 HV之間，熱機(jī)影響區(qū)的硬度值分布在70～77 HV之間，母材本身的硬度值維持在約92 HV，在熱影響區(qū)的前進(jìn)側(cè)也存在一個(gè)硬度最低值。分析其原因，這是由于在HAZ區(qū)受到焊接熱循環(huán)作用，使細(xì)小彌散分布的強(qiáng)化相發(fā)生了聚集長(zhǎng)大[11]，材料產(chǎn)生了過(guò)時(shí)效；而且在前進(jìn)側(cè)，塑性金屬之間的速度梯度比較大，易成為缺陷產(chǎn)生的區(qū)域[5]，導(dǎo)致接頭硬度曲線在熱影響區(qū)前進(jìn)側(cè)存在一個(gè)最低硬度值。

圖2 6082鋁合金接頭顯微硬度分布曲線Fig.2 Microhardnessdistribution curve of 6082 aluminum alloy joint

圖3 5083鋁合金接頭顯微硬度分布曲線Fig.3 Microhardness distribution curve of 5083 aluminum alloy joint

2.2 接頭微觀組織結(jié)構(gòu)

2.2.1 金相組織觀察及相結(jié)構(gòu)組成分析

接頭金相組織觀察試樣的制備過(guò)程包括取樣、磨制、拋光、腐蝕等工序。對(duì)拋光好的接頭試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕液為Keller試劑，其成分配比為：1 ml HF+2.5 ml HNO3+1.5 ml HCL+95 ml H2O，浸蝕時(shí)間15～20 s。將腐蝕后的試樣放在MM6型光學(xué)顯微鏡下觀察，拍攝的6082-T6和5083鋁合金接頭金相組織照片，分別如圖4和圖5所示。由圖4、圖5可知，兩種鋁合金攪拌摩擦焊接頭的微觀組織形態(tài)較為接近，其橫截面組織均包括焊核區(qū)（WN）、熱機(jī)影響區(qū)（TMAZ）、熱影響區(qū)（HAZ）、母材區(qū)（BM）四個(gè)區(qū)域?？傮w上，接頭連接界面結(jié)合良好，未發(fā)現(xiàn)有夾雜、微裂紋和未焊透等缺陷，表明所采用的焊接工藝可行。

從圖4a和圖5a中可以看出，焊核區(qū)是攪拌頭直接作用的區(qū)域，在攪拌頭的強(qiáng)烈攪拌摩擦作用下，材料發(fā)生顯著的塑性變形，導(dǎo)致組織發(fā)生相應(yīng)的變化，被攪拌針破碎的再結(jié)晶晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大形成細(xì)小的等軸晶粒。熱機(jī)影響區(qū)由于受到攪拌針攪拌和焊接熱循環(huán)的雙重作用，基體材料的原始纖維狀組織發(fā)生了較大的彎曲變形和破碎，在部分區(qū)域由于熱循環(huán)作用，晶粒發(fā)生回復(fù)和再結(jié)晶，使晶粒比焊核區(qū)的略粗大，如圖4b和圖5b所示。熱影響區(qū)由于受到從焊核區(qū)所傳遞熱量的影響，晶粒發(fā)生二次長(zhǎng)大，使晶粒變得粗大，產(chǎn)生了過(guò)時(shí)效，由于焊接時(shí)沒(méi)有受到攪拌頭的機(jī)械攪拌作用，故其晶粒形態(tài)并未發(fā)生改變，如圖4c和圖5c所示。從圖4d和圖5d可以看出，母材本身組織具有明顯的方向性，為沿軋制方向分布的纖維狀組織。

圖4 6082鋁合金焊接接頭顯微組織Fig.4 Microstructure of 6082 aluminum alloy joint

圖5 5083鋁合金焊接接頭顯微組織Fig.5 Microstructure of 5083 aluminum alloy joint

為了進(jìn)一步確定接頭焊縫金屬的相結(jié)構(gòu)組成，分別對(duì)兩種接頭焊縫金屬進(jìn)行X射線衍射相結(jié)構(gòu)分析，測(cè)得兩種接頭焊縫金屬的XRD曲線分別如圖6和圖7所示。從圖6中可以看出，6082鋁合金接頭焊縫金屬的主要組成相為α-Al，同時(shí)含有Mg2Si強(qiáng)化相。從圖7中可以看出，5083鋁合金接頭焊縫金屬主要為α-Al和β-Mg2Al3共晶相。正是由于接頭焊縫金屬中強(qiáng)化相、共晶相等的析出，保證了焊接接頭具有滿意的力學(xué)性能。

圖6 6082鋁合金接頭焊縫金屬的XRD曲線Fig.6 XRD pattern of 6082 aluminum alloy weldment

圖7 5083鋁合金接頭焊縫金屬的XRD曲線Fig.7 XRD pattern of 5083 aluminum alloy weldment

2.2.2 拉伸斷口掃描分析

6082和5083鋁合金攪拌摩擦焊接頭的拉伸斷口掃描照片如圖8所示。從圖8a中可以看出，6082鋁合金接頭斷口表面存在大量韌窩，韌窩尺寸較大且能看到明顯的撕裂棱，并且在大韌窩周?chē)植贾№g窩，小韌窩所占的比例較小。由圖8b可知，5083鋁合金接頭斷口表面的韌窩尺寸較小且分布均勻?？傮w上，兩種鋁合金接頭拉伸斷口均呈現(xiàn)明顯的韌性斷裂特征，在斷裂前發(fā)生了明顯塑性變形。結(jié)合前述表3中的接頭拉伸強(qiáng)度數(shù)據(jù)，由于斷口表面存在大量的韌窩且均勻分布，使獲得接頭具有較高的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率，接頭的力學(xué)性能完全可以滿足實(shí)際使用要求。

圖8 兩種接頭拉伸斷口掃描電鏡照片F(xiàn)ig.8 SEM fractographs of two welded joints

3 結(jié)論

（1）6082和5083鋁合金FSW接頭拉伸斷裂位置大多位于熱影響區(qū)，兩種接頭的抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到各自母材本身強(qiáng)度的76.8%和88.7%；從接頭區(qū)域的顯微硬度分布曲線可以看出，在熱影響區(qū)的前進(jìn)側(cè)均存在一個(gè)軟化區(qū)，是焊接接頭最薄弱的區(qū)域。

（2）6082和5083鋁合金FSW接頭焊縫均為細(xì)小彌散分布的等軸晶組織，熱機(jī)影響區(qū)組織發(fā)生了較大的彎曲變形，熱影響區(qū)發(fā)生了過(guò)時(shí)效，晶粒較為粗大；拉伸斷口掃描觀察顯示，兩種鋁合金接頭的拉伸斷口均呈明顯韌性斷裂特征。

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