周利，閔婕，雷淑貴，賀文雄，黃永憲，馮吉才

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點實驗室，黑龍江 哈爾濱，150001；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海)山東省特種焊接重點實驗室，山東 威海，264209)

白銅具有優(yōu)異的機(jī)械性能、物理性能及可加工性，尤其鋅白銅因具有美麗的光澤、良好的彈性和抗腐蝕性，被廣泛應(yīng)用于造船、石油化工、電器、儀表、醫(yī)療器械等領(lǐng)域[1-2]。白銅目前主要采用傳統(tǒng)熔化焊方法進(jìn)行連接，但容易形成粗大的組織、產(chǎn)生較大應(yīng)力與變形、出現(xiàn)熱裂紋等，嚴(yán)重影響接頭的質(zhì)量[3-4]。李莉等[5]利用鎢極氬弧焊和焊條電弧焊等方法分別對鐵白銅管件進(jìn)行焊接，發(fā)現(xiàn)焊縫有比較明顯的氣孔傾向和橫向收縮，需采用適當(dāng)?shù)暮附与娏鳌⒑附铀俣群徒宇^尺寸設(shè)計。采用固相焊方法可以避免材料熔化帶來的問題，是焊接白銅較有前景的方法。攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW)是一種新型固相連接技術(shù)，可以避免熔化焊過程帶來的問題，特別適用于熔焊性較差的材料[6]。研究者針對純銅[7-12]以及黃銅[13-24]的攪拌摩擦焊進(jìn)行了研究。HEIDARZADEH等[25]采用數(shù)值模擬分析純銅攪拌摩擦焊焊接溫度場。RIZI等[26-30]研究了鑄造鋁青銅攪拌摩擦焊，通過分析接頭顯微組織演變、顯微維氏硬度分布和腐蝕特性，闡明了焊接參數(shù)與焊接熱循環(huán)及接頭組織性能的關(guān)系。目前，針對白銅的研究較少，KANG等[31]對比了白銅攪拌摩擦焊和鎢極氣保護(hù)焊接頭顯微組織及顯微維氏硬度的差別，發(fā)現(xiàn)攪拌摩擦焊接頭晶粒相對于鎢極氣保護(hù)焊更加細(xì)小，接頭顯微維氏硬度也相對更高。本文作者對厚度為4 mm的BZn18-26鋅白銅進(jìn)行攪拌摩擦焊對接，并對接頭微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行研究，以便為白銅攪拌摩擦焊工藝應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 試驗

試驗材料是長×寬×高為 200 mm×60 mm×4 mm的BZn18-26鋅白銅，其化學(xué)成分及力學(xué)性能如表1所示。攪拌頭材料為SKD61工具鋼，采用直徑為12.0 mm的內(nèi)凹軸肩和直徑為3.5 mm的螺紋攪拌針設(shè)計，攪拌針長度為 3.8 mm。焊前先用鋼絲刷去除待焊件對接面及表面氧化膜，然后用丙酮洗除試件表面氧化膜殘渣及油污灰塵。焊接工藝參數(shù)如下：旋轉(zhuǎn)速度為800 r/m，焊接速度為100 mm/min，軸肩下壓量為0.15 mm，攪拌頭傾角為3°。

沿垂直于焊接方向切取試樣進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)金相試樣制備，使用 10 g FeCl3，6 mL HCl，40 mL H2O 和 60 mL C2H5OH試劑腐蝕后，采用GX51金相顯微鏡(optical microscopy，OM)對接頭微觀組織進(jìn)行觀察。沿著垂直于焊接方向加工拉伸試樣，尺寸如圖1所示。在INSTRON 1186電子力學(xué)性能試驗機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗，加載速率為3 mm/min，利用TESCAN VEGA3掃描電子顯微鏡(scanning electron microscopy，SEM)分析拉伸斷口形貌。利用 MICRO-586型顯微維氏硬度計分別測試焊接接頭截面橫向和縱向顯微維氏硬度。加載載荷為 200 g，加載時間為 10 s，測試點間距為0.5 mm，其測試示意圖如圖2所示。

圖1 BZn18-26鋅白銅攪拌摩擦焊接頭拉伸試樣示意圖Fig.1 Schematic illustration for tensile specimen of BZn18-26 cupronickel alloy FSWed joint

圖2 BZn18-26鋅白銅攪拌摩擦焊接頭顯微維氏硬度測試示意圖Fig.2 Schematic illustration for microhardness distribution test of BZn18-26 cupronickel alloy FSWed joint

表1 BZn18-26鋅白銅化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))及力學(xué)性能Table 1 Chemical compositions and mechanical properties of BZn18-26 cupronickel alloy

2 結(jié)果與分析

2.1 接頭成形及微觀組織

BZn18-26鋅白銅攪拌摩擦焊對接接頭焊縫成形如圖3(a)所示。從圖3(a)可見：從開始到結(jié)束，焊縫顏色由深色過渡到淺色，這是由于焊接過程從起初的不穩(wěn)定階段逐漸過渡到穩(wěn)定階段。開始時，焊接溫度較低，焊縫呈深黃色；熱量隨著焊接的進(jìn)行而積累，焊接溫度升高，焊縫顏色逐漸變?yōu)闇\藍(lán)色直至焊接過程變得穩(wěn)定。焊接穩(wěn)定后，焊縫表面成形光滑，飛邊較少。焊接結(jié)束后，攪拌頭表面發(fā)生嚴(yán)重氧化且攪拌針長度明顯變短，如圖3(b)所示。由于白銅維氏硬度高、高溫強(qiáng)度導(dǎo)致攪拌頭發(fā)生磨損，也會引起焊縫背部未焊合。

圖3 BZn18-26鋅白銅攪拌摩擦焊接頭表面形貌及攪拌頭焊后形態(tài)Fig.3 Morphologies of surface and pin tool after BZn18-26 cupronickel alloy FSWed joint

由于攪拌針的磨損和斷裂，導(dǎo)致焊縫背面出現(xiàn)未焊合，因而接頭不同位置處截面宏觀形貌不同，這里選取焊接初始階段攪拌針斷裂位置以及焊縫中部和尾部2個典型位置接頭橫截面，如圖4所示。從圖4可以看到：不同位置接頭橫截面都由4部分組成：焊核區(qū)(nugget zone,NZ)、 熱機(jī)影響區(qū)(thermo-mechanically affected zone,TMAZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)和母材區(qū)(base metal,BM)。圖4(a)所示為圖3(a)中位置1對應(yīng)的攪拌針斷裂處接頭橫截面形貌，其中圓臺形的黑色物質(zhì)為斷裂的攪拌針；圖4(b)所示為圖3(a)中位置Ⅱ?qū)?yīng)的焊縫中部典型位置接頭橫截面形貌，其中焊核區(qū)黑色夾雜物推斷為攪拌針磨損而脫落的物質(zhì)；圖4(c)所示為圖3(a)中位置Ⅲ對應(yīng)的焊縫尾部典型位置接頭橫截面形貌，可以看到此處焊核區(qū)深度比前2個位置明顯減小，經(jīng)推斷這是攪拌針的持續(xù)磨損所致。

雖然焊縫不同位置接頭橫截面4個區(qū)域的面積和分布有所區(qū)別，但各區(qū)域晶粒受到的熱-機(jī)械作用相似，因此，組織變化規(guī)律也相似。焊接過程在圖3(a)中Ⅱ位置處于相對穩(wěn)定階段，同時，攪拌針磨損較小，接頭成形好，各區(qū)域分布明顯，如圖5所示。從圖5可以看出：母材沿軋制方向變形形成纖維狀組織(圖5(a))；焊核區(qū)在攪拌頭攪拌和摩擦作用下，材料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶形成細(xì)化的等軸晶粒(圖5(b))；熱機(jī)影響區(qū)在熱的作用下發(fā)生了再結(jié)晶，同時由于攪拌針的擠壓作用，仍存有部分纖維組織(圖5(c)和(e))；而熱影響區(qū)只受熱的作用，并在熱的作用下發(fā)生再結(jié)晶及晶粒長大(圖5(d)和(f))；由于攪拌針的磨損和斷裂，焊縫底部存在未焊透，因而仍保留了母材的纖維狀組織(圖5(g))。圖5(h)中黑色長條狀物質(zhì)為攪拌針因磨損而脫落在焊核中的殘留物。

圖4 焊接接頭截面宏觀形貌Fig.4 Optical photographs for cross-sections of welded joint

2.2 接頭力學(xué)性能

圖6(a)所示為接頭橫向維氏硬度分布曲線。從圖6(a)可見：母材經(jīng)過軋制發(fā)生了加工硬化，而焊縫及其附近區(qū)域在焊接過程中發(fā)生再結(jié)晶導(dǎo)致維氏硬度下降，所以，母材維氏硬度最高；焊核區(qū)經(jīng)受熱-機(jī)械作用最顯著，發(fā)生了完全動態(tài)再結(jié)晶，維氏硬度下降最大；熱機(jī)影響區(qū)雖然也發(fā)生了再結(jié)晶，但該區(qū)域溫度較焊核區(qū)低且存在攪拌針的擠壓，使得這個區(qū)域仍存在變形纖維組織，其維氏硬度比焊核區(qū)的維氏硬度高；熱影響區(qū)僅在熱的作用下發(fā)生了再結(jié)晶和晶粒長大，使得熱影響區(qū)靠近熱機(jī)影響區(qū)的維氏硬度比熱機(jī)影響區(qū)的稍低，而距離焊縫中心更遠(yuǎn)的區(qū)域溫度越低，其維氏硬度越接近母材的維氏硬度。

圖5 焊接接頭各區(qū)顯微組織Fig.5 Optical photographs of selected areas of joint

圖6(b)所示為接頭縱向維氏硬度分布曲線。從圖6(b)可見：維氏硬度變化整體趨勢是呈下降趨勢，距離焊縫表面越遠(yuǎn)，維氏硬度越低。其原因是靠近焊縫表面位置在軸肩擠壓作用最明顯，可以獲得更細(xì)小的動態(tài)再結(jié)晶組織細(xì)晶粒，因而，該處的維氏硬度與母材的維氏硬度相比降低很??；焊核區(qū)中心發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶，但晶粒與焊核區(qū)表面相比增大，因而，其維氏硬度出現(xiàn)較大下降；焊核區(qū)底部由于存在背面散熱，其組織比焊核區(qū)中部有所細(xì)化，因而，其維氏硬度比焊核中心的維氏硬度略高；焊縫根部以下區(qū)域攪拌頭磨損形成未焊合，其組織變化與熱影響區(qū)的類似，由于只受熱作用出現(xiàn)再結(jié)晶和晶粒長大，因而，其維氏硬度下降。

圖6 白銅攪拌摩擦焊對接焊縫顯微維氏硬度Fig.6 Hardness distribution across welded joints

分別于圖3(a)中Ⅰ，Ⅱ和Ⅲ處切取拉伸試樣 1、試樣2和試樣3。為了消除焊接試驗時攪拌頭磨損導(dǎo)致焊縫根部未焊合對拉伸試驗的影響，對拉伸試樣背面切除一定厚度，獲得無缺陷接頭。為了確定銑削厚度，分別在焊縫起始端和末端切取金相件，并根據(jù)接頭橫截面形貌確定。圖7所示為拉伸位移-載荷曲線。從圖7可見：試樣1、試樣2和試樣3斷裂時承受的最大載荷分別為8.3，7.7和6.9 kN，抗拉強(qiáng)度分別為567.3，531.6和 477.9 MPa。這是因為隨著焊接過程的進(jìn)行，攪拌頭不斷磨損導(dǎo)致焊接質(zhì)量下降。

拉伸試樣斷裂位置如圖8所示。從圖8可見：3個試樣均斷裂于焊核區(qū)，這是因為焊核區(qū)發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶，使得該區(qū)域強(qiáng)度比其他區(qū)域的低；此外，與接頭其他區(qū)域相比，焊核區(qū)厚度最小，因而其承載能力最弱；3個試樣均發(fā)生明顯縮頸。對試樣1、試樣2和試樣3的斷后標(biāo)距進(jìn)行測量，計算得到斷后伸長率分別為9.6%，11.0%和12.0%，平均伸長率為10.9%。

拉伸結(jié)束后，對拉伸斷口進(jìn)行掃描電鏡觀察，結(jié)果如圖9所示。從圖9可以看到斷口表面出現(xiàn)大量韌窩，可以判斷接頭拉伸時屬于韌性斷裂。

圖7 拉伸位移-載荷曲線Fig.7 Stress-strain curves of tested samples

圖8 拉伸試件斷裂位置Fig.8 Fracture location of welded joints

圖9 拉伸試驗斷口掃描結(jié)果Fig.9 Fracture surface morphology of joint

3 結(jié)論

1)在轉(zhuǎn)速為800 r/min、焊速為100 mm/min、軸肩下壓量為0.15 mm時，攪拌針在焊接過程中發(fā)生嚴(yán)重磨損甚至斷裂，在焊接穩(wěn)定階段可以得到表面光滑的焊縫，但焊縫背面產(chǎn)生未焊透缺陷。

2)母材為纖維狀軋制組織。焊核區(qū)在攪拌和摩擦作用下，材料發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶形成細(xì)化的等軸晶粒。熱機(jī)影響區(qū)在熱和攪拌針的擠壓作用下，發(fā)生再結(jié)晶但仍存有部分纖維組織。而熱影響區(qū)只受熱的作用，發(fā)生再結(jié)晶及晶粒長大。

3)焊縫和熱影響區(qū)的維氏硬度均低于母材的維氏硬度，這是由于這些區(qū)域均發(fā)生了再結(jié)晶軟化，且焊核區(qū)再結(jié)晶最完全，因而其維氏硬度最低。無缺陷拉伸試樣拉伸時均斷裂于焊核區(qū)，拉伸斷口呈韌性斷裂特征。