温轧工艺对7075铝合金搅拌摩擦拼焊板接头组织性能的影响

2023-11-21张万顺卢柄希隋跃川赵钰琛焦安源赵红阳

轻合金加工技术 2023年8期

张万顺,卢柄希,隋跃川,赵钰琛,焦安源,赵红阳

(1. 辽宁科技大学,辽宁鞍山 114051; 2.本钢集团有限公司,辽宁本溪 117017 )

铝合金具有密度低、力学性能好,加工性能好以及抗腐蚀性能优良等特点,作为轻质材料广泛应用于汽车、航空航天和轨道交通等领域。铝合金通常会采用焊接工艺进行连接,主要采用熔化极气体保护焊、钨极气体保护焊等焊接方式[1-2]。然而,采用熔化焊方法进行焊接时,接头容易产生焊接气孔和热裂纹等缺陷。搅拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)是一种新型固相连接技术,也被誉为“世界焊接史上的第二次革命”[3-4]。FSW能够有效避免产生凝固开裂、缩孔等焊接缺陷,且热影响区小,被认为是焊接领域的重大突破,能够有效解决铝合金焊接难的问题[5-7]。对于铝合金的FSW研究大多数研究者主要关注焊接工艺参数和焊后热处理对焊接接头微观组织及力学性能的影响[8-10],而关于搅拌摩擦焊连接后的板材进行轧制的研究较少。温轧工艺能够增加焊接接头塑性变形能力,目前将搅拌摩擦焊和温轧工艺相结合提高接头性能的文献报道较少,尤其是焊接接头的组织性能在温轧过程中的演变规律尚不清楚。

本试验研究了温轧工艺对7075铝合金搅拌摩擦拼焊板焊合区组织性能的影响,为工业化生产提供参考。

1 试验材料及方法

选取长150 mm、宽150 mm和厚2 mm的商用7075铝合金板材作为研究对象,搅拌摩擦焊工艺参数为:倾斜角度2°,旋转速度为1 400 r/min,焊接速度为15 mm/min。采用常规的对接方式,图1为焊接板示意图。

图1 铝合金拼焊板示意图

温轧试验在辽宁科技大学镁合金铸轧中心自主研发的六辊轧机上进行(轧机采用X型布局),轧机的工作辊辊身长度350 mm,轧辊直径90 mm,通过油加热支撑辊和工作辊,使轧辊温度保持在543 K,轧制速度为22 mm/s。轧制过程中为了减少产生浪纹及边裂,保持板材均匀变形,采取多道次小压下率的轧制工艺,单道次压下率在10%～15%之间。

试验结束后对试样进行磨制、抛光,并用凯勒试剂浸蚀,采用光学显微镜(Optical microscope,OM)观察试样组织,观察面为纵截面(RD-ND)。温轧前后焊接结合区的微观组织和织构采用电子背散射衍射(Electron backscatter diffraction,EBSD)进行观察。采用Qness显微硬度仪检测试样显微硬度,焊缝区硬度测试点间距为1 mm,载荷10 N,加载时间为10 s。采用UTM-5305万能拉伸试验机检测试样拉伸性能,应变速率1×10-3s-1。

2 试验结果与分析

2.1 宏观形貌及微观组织

在搅拌摩擦焊试验过程中,通常将搅拌针旋转方向与焊接方向同向的一侧称为前进侧(AS),与焊接方向反向的另一侧称为后退侧(RS)。基于行为特征及微观组织差异,将搅拌摩擦焊接接头的横截面分为四个区域,如图2所示,分别为母材(BM)、焊核区(NZ)、热影响区(HAZ)和热机影响区(TMAZ)[11-12]。搅拌摩擦焊接后的铝合金拼焊板宏观形貌如图3所示,箭头所指为焊缝位置。焊接后板材焊接接头处平整光滑,质量良好,无明显缺陷。

图2 搅拌摩擦焊接接头组织形貌

图3 铝合金搅拌摩擦焊接拼焊板宏观形貌

图4为搅拌摩擦焊接接头各区域的显微组织。由图4可以看出,接头处热影响区、热机影响区、焊核区微观组织与母材相比,有较大差异。其中BM组织呈较为粗大的板条状轧制态组织;HAZ组织在加工过程中受到搅拌摩擦焊产生的热影响作用,其区域组织发生粗化现象,但是不产生塑性变形;在焊接过程中搅拌头高速旋转,TMAZ晶粒发生塑性变形被拉长或扭折;在NZ晶粒细小且分布均匀,这是由于搅拌针与试件及轴肩与试件之间产生了大量的热,同时在该区域发生剧烈塑性变形,促使该区域发生动态再结晶,新形成的晶粒在搅拌针的作用下破碎,形成细小的等轴晶。

图4 2 mm厚铝合金板材搅拌摩擦焊接接头微观组织

图5所示为温轧后铝合金拼焊板的实物图。拼焊板材长度2 m左右,板材的厚度从左至右依次为2.0 mm、1.0 mm和0.5 mm。在温轧过程中板形保持良好,明显看出经过轧制后接头处与附近母材的厚度趋于相同,板形较为平整。随着轧制压下量的增加,接头区域也随着变宽,接头处最大压下量达到了75%,说明焊接接头具有较好的塑性变形能力。

图5 焊接拼焊板轧制后的板材宏观形貌

2.2 温轧前后焊接接头微观组织分析

图6为轧制前后焊核区的EBSD分析图,绿线表示小角度晶界，黑线表示大角度晶界。由图6明显看出,温轧前后其组织有很大的差异,由于在搅拌摩擦焊接过程中焊核区发生了动态再结晶,因此焊接后焊核区的晶界大多为大角度晶界,晶粒呈等轴晶,分布较为均匀;轧制后当焊缝厚度为1 mm时,晶粒在塑性变形过程中变为纤维状组织,同时,一部分组织在热力学和动力学条件下发生了动态再结晶,形成了细小晶粒,此时大角度晶界数量相比于轧制前有所减少;当焊缝厚度为0.5 mm时,晶粒被进一步拉长,动态再结晶产生的细小晶粒增加,此时大角度晶界减少,小角度晶界增加。随着累积压下量不断增加,动态再结晶数量随着增加。

图6 不同厚度焊缝的晶粒取向

图7为不同厚度接头的极图。可以看出,轧制前焊缝区域的晶粒基本上没有呈现择优分布，其织构强度仅为3.1。这是因为在焊接过程中接口处发生动态再结晶,未能形成较强织构。随着压下量的累积,接头处的织构强度逐渐增强,接口厚度为0.5 mm时(累积压下量75%),接头的织构强度达到了11.67。这是因为在温轧条件下,接头区域和母材一同均匀变形,随着累积压下量的增加,接头区域在轧制方向形成了一定强度的织构。

图7 不同厚度焊缝的{100}、{110}、{111}极图

2.3 铝合金拼焊板接头轧制后的力学性能

图8为不同厚度搅拌摩擦焊接接头的显微硬度。

图8 不同厚度搅拌摩擦焊接接头处显微硬度

图8a为2 mm厚铝合金搅拌摩擦焊接接头处的显微硬度分布图。其显微硬度总体呈“W”形,从BM到TMAZ显微硬度呈下降趋势,由TMAZ到NZ显微硬度呈上升趋势,但NZ硬度仍低于BM的硬度。图8b为温轧制到1 mm(累积压下量50%)的焊接接头显微硬度分布图。其焊接接头理论上延长一倍,其显微硬度总体呈“W”形分布,说明在此变形条件下,其焊接接头具有搅拌摩擦焊接后的特征。由BM到TMAZ的显微硬度呈下降趋势,由TMAZ到NZ显微硬度呈缓慢上升趋势,但NZ的硬度仍低于BM的硬度。同焊接前板材相比,BM、HAZ和TMAZ的显微硬度明显下降。由图6b可知,在塑性变形过程中,组织发生动态再结晶,弱化了加工硬化。HAZ和TMAZ的显微硬度较未轧制的明显降低,最低值达到90 HV;然而,NZ的硬度较未轧制的硬度未发生明显变化,这是因为NZ在轧制过程中动态再结晶的软化作用同加工硬化的作用相互抵消。此时板材的薄弱区仍为热影响区和热机影响区的过渡处。

图8c为温轧制到0.5 mm(累积压下量75%)厚的接头显微硬度分布图。其分布曲线平滑,经过温轧后的接头显微硬度总体趋于一致,同累积压下量50%的板材相比,焊接接头显微硬度整体呈降低趋势,同时焊接接头组织各区域的性能趋于一致。这是由于在温轧工艺条件下,随着压下量的累积,焊接接头的微观组织发生动态再结晶,导致加工硬化减弱。

图9所示为不同厚度焊接接头的力学性能。由图9可以看出,其抗拉强度随压下量的增加先下降后上升,同时焊接接头塑性随着压下量的增加而升高。2 mm厚的焊接接头抗拉强度达到342.6 MPa,伸长率为3%;轧制压下率为50%时，1 mm厚焊接接头的抗拉强度为261.5 MPa,伸长率为3.4%;轧制压下率为75%时,0.5 mm厚焊接接头的抗拉强度为269 MPa,伸长率为4.1%。由于初始阶段焊接接头的组织仍不均匀,尤其是焊接热影响区和热机影响区的组织,双模组织的结构以及加工硬化作用使其强度较高。焊接接头在轧制的作用下,发生了回复和动态再结晶,细化了晶粒,使得焊接接头塑性提高。在轧制过程中,轧制张力范围一般为板材屈服强度的30%左右,在以上工艺下的焊接接头能够满足后续张力轧制的工艺要求,使板带材在张力轧制过程中顺利进行。