SiCp/2009Al 复合材料搅拌摩擦焊T 形接头组织与力学性能

张振，薛鹏，王东，王全兆，倪丁瑞，肖伯律，马宗义

(中国科学院金属研究所，沈阳，110016)

0 序言

颗粒增强铝基复合材料(aluminium matrix composites,AMC)具有比强度高、耐热性高、耐磨性高、热导率高和热膨胀系数低等一系列优点，成为国民经济发展和国防建设领域的重要结构材料[1].AMC 可用常规金属加工方法如铸造、挤压、轧制等制造各种形状的型材和零件，因而适于工业化批量生产，是目前成本最低、应用最广的一种金属基复合材料[2-3].其中SiC 颗粒增强铝基复合材料(SiCp/Al) 应用最广.对AMC 进行熔化焊时容易出现以下现象：①颗粒团聚；②气孔；③增强相与基体合金发生反应生成有害相，如当温度在770 ℃以上时，SiCp 和Al 基体反应生成针状相化合物Al4C3.上述现象会严重影响接头的力学性能，因而采用传统熔化焊技术难以获得高质量的SiCp/Al 焊接接头[4-5].

作为一种固相连接技术，搅拌摩擦焊(friction stir welding，FSW) 的热源来自搅拌头与工件间的摩擦以及搅拌区材料的变形热，焊接过程没有材料熔化，不需要金属填料，不产生粗大的凝固组织[6].FSW 已经广泛用于对热裂纹敏感的2xxx 和7xxx系航空铝合金[7-8].基于FSW 原理，凡是材料具有热塑性变形能力，可采用FSW 进行焊接，因此，FSW被认为是SiCp/Al 复合材料的理想焊接方法[9-10].

国内外学者对SiCp/Al 复合材料FSW 开展了一些研究，主要为对接形式.Acharya 等人[7]采用H13 工具钢焊接工具对6 mm 厚体积分数为17.5%SiCp/6092Al 板材进行FSW，发现增强相SiCp 在搅拌过程中对H13 工具钢搅拌头造成极大的磨损.Qiao 等人[11]采用W6Mo5Cr4V2 钢搅拌头实现了120 mm 厚体积分数为16% SiCp/2014Al 铸造态复合材料的双面FSW 焊接，工具磨损较为严重，强度系数为母材的97%.冯涛[12]采用GT35 硬质合金搅拌头对SiCp/2024Al 进行FSW，搅拌头磨损减轻，接头强度达到母材强度的80%以上.Wang 等人[13]采用金属陶瓷焊接工具对轧制态、固溶态、自然时效态的6 mm 厚体积分数为15% SiCp/2009Al板材进行FSW，研究发现焊接工具没有肉眼可见磨损，获得了无缺陷的高质量接头，接头抗拉强度随焊接速度的增加而增加，接头强度达到母材的83～92%.Ni 等人[14]研究了3 mm 厚体积分数为17%SiCp/2009Al板材的拉伸加工硬化行为，结果表明，与母材相比，FSW 接头表现出更高的应变硬化速率和应变硬化指数及更强的硬化能力(约为BM 的3 倍).然而，目前的研究多集中于平板对接结构FSW，缺乏其它结构形式FSW 的研究.

在SiCp/A1 的实际应用过程中，除了对接焊缝，还存在大量的立体结构焊接(如T 和H 形)，特别是航空、车辆的轻量化设计结构.因此，有必要开展SiCp/A1 复合材料T 形FSW 方面的研究.

选取SiCp/2009Al 轧制板材作为研究对象，在广泛工艺参数下进行T 形FSW，对接头进行微观组织分析和力学性能测试，以期为FSW 在SiCp/2009Al 复合材料立体结构的应用提供参考.

1 试验方法

对6 mm 厚的体积分数为15 % SiCp/2009Al轧制板材(抗拉强度498 MPa，断压伸长率6.0%)进行FSW.T 形焊接装配如图1 所示，平板中心开一个宽度为6 mm，深度为2 mm 的槽，立板插入槽中，用FSW-5LM-020 型数控静龙门搅拌摩擦焊机沿400 mm×80 mm 板材的轧制方向进行焊接，工具倾角为3°，采用金属陶瓷焊接工具，该工具在焊接时基本不发生磨损[14]，可以避免工具磨损对接头组织和性能的影响.轴肩直径为24 mm，内侧为凹腔结构，搅拌针为三棱柱形，根部直径为8 mm，端部直径6 mm，针长为5.8 mm.用不同的参数对15%SiCp/2009Al 进行FSW，如表1 所示.焊接样品用简略的代称表示,如样品T-800-100 表示当转速为800 r/min、焊接速度为100 mm/min 时获得的T 形接头.

图1 SiCp/2009Al 板T 形接头组装示意图Fig.1 Schematic combinational diagram of SiCp/2009Al T-type joints

表1 SiCp/2009Al 复合材料T 形接头FSW 工艺参数Table 1 FSW welding parameters of SiCp/2009Al T-type joints

所有T 形FSW 接头在室温放置168 h 以上，待各区域达到稳定的自然时效状态后进行微观结构分析和力学性能测试.采用Leica DMI 型光学金相显微镜(optical microscope,OM)和Quanta600型扫描电镜(scanning electron microscope,SEM)进行微观组织观察.金相样品的腐蚀剂为Keller 试剂(2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF，体积分数).硬度测试示意图与T 形拉伸夹具分别如图2 和图3所示.硬度测试在Leco-LM-247AT 型全自动显微硬度计上进行，在T 形接头平板横截面沿板厚中心每间隔2 mm 打1 点，测试时所用加载载荷4.9 N，加载时间13 s.垂直焊接方向截取拉伸样品，采用Instron 5848 型拉伸机进行拉伸试验，T 形接头与拉伸辅助夹具配合，拉伸速度为1.2 mm/s.

图2 硬度测试位置示意图Fig.2 Schematic diagram of hardness test location

图3 T 形接头与拉伸辅助夹具组合Fig.3 T-type joint combined with stretch auxiliary fixture

2 试验结果与分析

2.1 接头的宏观形貌

图4 为SiCp/2009Al T 形接头的上表面宏观照片.从图4 可以看出，在各参数下均可获得较好的焊缝表面质量.转速为800 或1 200 r/min、焊接速度为100 mm/min 时，由于热输入较高，接头表面相对比较粗糙(图4a 和图4b)；当转速为800 r/min时，将焊接速度从100 mm/min 增加至150 mm/min时，热输入有所降低，接头表面质量显著改善(图4c).这说明选择热输入适当的工艺参数有助于改善SiCp/2009Al T 形接头的表面质量.

图4 SiCp/2009Al T 形接头上表面形貌Fig.4 surface appearance of SiCp/2009Al T-type joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

图5 为SiCp/2009Al T 形接头的横截面宏观组织形貌.从图5 可以看出，所选工艺参数下焊核区的组织都很均匀，且未发现未焊合或孔洞缺陷.

图5 SiCp/2009Al T 形接头横截面宏观照片Fig.5 Cross-sectional macrostructure of SiCp/2009Al T-type joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

2.2 接头的微观组织

图6 为SiCp/2009Al 复合材料T 形接头的横截面微观组织照片.从图6 可以看出，母材中SiCp 均匀地分布在Al 基体中，大部分颗粒的棱角分明(图6a).转速为800 r/min、焊接速度为100 mm/min 时，焊核区SiCp 分布更加均匀，SiCp边缘钝化(图6b)；焊接速度为100 mm/min，转速从800 r/min 增加到1 200 r/min 时，焊接工具的搅拌作用更加显著，使焊核区SiCp 破碎程度增大且分布更加均匀(图6c)；转速为800 r/min 时，将焊接速度从100 mm/min 增加到150 mm/min 时，焊接工具的搅拌作用弱化，焊核区SiCp 破碎程度降低(图6d).

图6 SiCp/2009Al T 形接头横截面微观组织 (抛光态)Fig.6 OM images of SiCp/2009Al T-type joints(polished state).(a) BM;(b) NZ of T-800-100;(c)NZ of T-1200-100;(d) NZ of T-800-150

图7 为SiCp/2009Al T 形接头横截面扫描背散射电子照片.由图7a 可见，母材中均匀分布着少量细小的微米级白色颗粒相，这些白色相是Al-Cu-Si-Mg-Fe 相和Al2Cu 相[1]，其中，Al-Cu-Si-Mg-Fe 相形状规则，数量较多，Al2Cu 边角圆滑，数量较少.在焊接过程中，机械搅拌使得白色相发生破碎、溶解，较多Al2Cu 相随后沿着细晶晶界析出[15].因而与母材相比，细小的白色相有所增加，且存在一定微观偏析，如图7b～图7d 所示.焊接速度相同时，提高转速会导致焊核区塑性变形更加剧烈、热输入更高，造成更多的白色相破碎、溶解随后析出，因而在样品T-1 200-100 中，更多白色相呈片状形式沿着晶界分布(图7c).转速相同时，提高焊接速度会降低焊核区的热输入和塑性变形程度，导致白色增强相破碎程度降低，溶解程度下降，因而与样品T-800-100 相比，样品 T-800-150 中形状不规则的白色增强相明显增加(图7d).

图7 SiCp/2009Al T 形接头横截面电子扫描微观组织照片 (抛光态)Fig.7 SEM images of SiCp/2009Al T-type joints(polished state).(a) BM;(b) NZ of T-800-100;(c) NZ of T-1200-100;(d) NZ of T-800-150

2.3 接头的力学性能

图8 为样品T-800-150 的硬度分布曲线(右侧为前进侧).需要强调的是，T 形接头主要关注焊核区的硬度，接头的硬度没有延伸至母材区.由于不同接头焊核部分的硬度差异不大，因此文中仅分析样品T-800-150 的硬度分布.T 形接头横板部分硬度呈典型的双“W”形，焊核区硬度不均匀，介于185～ 200 HV 之间.在前进侧及后退侧的热影响区，各存在两个低硬度区.距焊核区中心约10 mm处为第1 个低硬度区，硬度值约为175～ 180 HV.随距焊核区中心距离增加，硬度值先升高后降低.距焊核区中心约30 mm 处，出现第2 个低硬度区，硬度值约为190 HV.焊核区的硬度约为190～ 195 HV，低于母材(205 HV).这与SiCp/2009Al 对接 FSW接头[13]和2024Al-T351 FSW 接头的研究结果类似[15]，靠近焊核区的低硬度区主要是由于沉淀相的过时效粗化引起，而远离焊核区的低硬度区与母材中的GP 区的分界有关.

图8 样品 T-800-150 硬度曲线Fig.8 Microhardness profile of sample T-800-150

表2 为SiCp/2009Al T 形接头的拉伸性能.焊接速度为100 mm/min 时，从800 r/min 增加到1 200 r/min 时，接头的拉伸应力几乎不变，最大应力均超过16 kN；转速为800 r/min 时,将焊接速度从100 增加到150 mm/min 时，接头的拉伸应力轻微降低.T 形接头横板与竖板界面容易出现弱连接[16].转速为800～ 1 200 r/min、焊接速度为100 mm/min时，横板与竖板界面的材料流动比较充分，而焊接速度增加到150 mm/min 时，横板与竖板界面的材料流动变弱，会弱化横板与竖板界面的分散，因而导致焊接速度增加时接头的拉伸应力轻微降低.

表2 SiCp/2009Al T 形接头拉伸性能Table 2 Tensile properties of SiCp/2009Al T-type joints

SiCp/2009Al T 形接头的拉伸断裂位置如图9所示.由于T 形接头的特殊结构，在拉伸过程中横板与竖板交界处受应力最大，因此所有接头均在此区域断裂.

图9 SiCp/2009Al T 形接头拉伸断裂位置Fig.9 Fracture location of SiCp/2009Al composite T-type joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

图10 和11 分别为SiCp/2009Al T 形接头宏观和微观拉伸断口形貌.图11 为图10 中3 个断口的典型区域A，B 和C 的放大图.从图10 中可以看出，在所有的参数条件下，断口形貌类似，均较为平坦.3 个样品断口典型区域A，B 和C 的微观组织均表现为比较明显的脆性断裂特征.

图10 SiCp/2009Al 接头的宏观形貌Fig.10 Macro morphology of SiCp/2009Al joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

图11 SiCp/2009Al T 形接头的微观组织Fig.11 Microstructure of SiCp/2009Al T-type joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

3 结论

(1) 在工具转速 800～ 1 200 r/min，行进速度100～150 mm/min 的工艺参数下，对 6 mm 厚的自然时效态的体积分数为15% 的SiCp/2009Al 轧制板材进行T 形FSW，均可得到无宏观焊接缺陷的接头.

(2) 体积分数为15% SiCp/2009Al T 形FSW 过程中，大部分粗大的微米级第二相发生破碎、溶解，最后沿焊核区细小晶界析出.

(3) 体积分数为15% SiCp/2009Al T 形FSW 接头两侧各存在2 个低硬度区，靠近焊核区的低硬度区的硬度值最低,远离焊核区的低硬度区的硬度值略高.

(4) 体积分数为15% SiCp/2009Al T 形FSW 接头的最大拉伸应力不随转速的变化而变化，但随焊接速度的增加而轻微降低.