微观摩擦力（共4篇）
微观摩擦力 篇1
线性摩擦焊技术以其固态连接形成的高质量焊缝、无烟尘和飞溅、无需填充材料和气体保护、材料损耗少、焊缝缺陷少等优点, 已成为航空发动机材料整体叶盘制造和修复的关键技术, 在航空制造业受到了广泛的青睐。线性摩擦焊基本原理是将一件工件夹持于往复运动机构中 (称为往复运动工件) , 另一件夹持于尾座夹具中 (称为移动工件) , 焊接过程中通过一定的摩擦压力使两工件紧密接触。同时, 往复运动工件以一定的频率和振幅做线性往复运动, 使其与移动工件摩擦产热, 随着界面温度的升高, 界面摩擦产热逐渐转变为塑性金属层的变形产热, 摩擦结束后在顶锻力的作用下界面材料发生原子扩散和再结晶过程, 从而形成接头。
近几年, 国内外开展了钢、高温合金、钛合金的线性摩擦焊工艺实验与数值模拟研究工作, 并取得了一些有价值的数据[1,2,3,4,5,6,7]。特别是在TC4钛合金线性摩擦焊方面, 国内外学者对接头微观组织与织构的形成机制, 以及残余应力测试进行了研究。结果表明, 振动频率和振幅对焊接质量的影响较大, 而摩擦压力与缩短量影响较小。接头由发生了完全相变的焊合区与发生了大变形的热机械影响区所组成[8,9]。在焊态与焊后热处理态的焊合区中均观察到了undefined类型的织构[10]。此外, 残余应力、焊合区宽度及α相织构强度一般随着顶锻压力的增加而减小[11]。但是, 目前对钛合金线性摩擦焊界面金属微观组织演变过程的研究还很少。
在线性摩擦焊过程中, 界面金属经历了从母材转变为焊缝, 然后挤出形成飞边的过程。因此, 为了研究钛合金线性摩擦焊界面金属微观组织演变行为, 本工作采用首先研究飞边形成过程, 再研究接头形成过程, 然后再研究不同摩擦时间条件下摩擦界面金属微观组织的方法, 来获得TC11钛合金线性摩擦焊过程中界面金属微观组织演变规律, 旨在为提高钛合金线性摩擦焊接头可靠性提供技术基础。
1 实验材料与方法
采用的试样尺寸为60mm (L) ×11.8mm (W) ×26mm (H) 的钛合金。TC11钛合金的化学成分如表1所示。TC11钛合金的相变温度约为1009℃ , 微观组织为双态组织 (见图1) , 由等轴的α相和晶间片层状α和β相组成。待焊试样装配成如图2所示的对接接头, 线性摩擦焊实验采用200kN的线性摩擦焊设备完成。焊接之后, 垂直于往复运动平面, 并沿着焊缝纵向切割焊缝。然后, 将试样研磨、抛光、腐蚀后利用光学显微镜 (OPM) 和扫描电镜 (SEM) 进行金相观察。
在线性摩擦焊过程中, 界面金属经历了从母材转变为热机械影响区, 再转变为焊缝, 然后挤出形成飞边的过程。在一定程度上, 可以从飞边和接头的微观组织推断摩擦过程中界面金属微观组织的演变过程。因此, 采用首先研究飞边形成过程, 再研究接头形成过程, 来获得钛合金线性摩擦焊界面金属微观组织演变规律。
2 实验结果与分析
2.1 飞边微观组织特点
图3 是沿试样高度方向上飞边的截面形貌。结果表明, 飞边的厚度在挤出的过程中是不均匀的。刚开始挤出时飞边厚度增加较快, 而后趋于平稳。图4和图5为飞边的微观组织, 其与母材的组织有很大的区别。图4为飞边尖端 (最先挤出的部分, 如图3中A区域所示) 的微观组织特征, 其由α和β层片状组织所构成, 而且等轴状的初生β晶界清晰可见。飞边的微观组织特征表明, 界面金属温度已经超过了β转变温度, 而发生了α相向β相的转变。初生β晶界的存在, 说明界面金属中α相已经完全转变为β相, 由此可以推断, 界面金属是在发生完全的β相转变之后才挤出而形成飞边的。此外, 等轴状初生β晶界的存在也说明在摩擦焊过程中, 界面金属在高温、高应变条件下, 初生β相发生了动态再结晶过程。动态再结晶过程促进了塑性界面的形成, 以至可获得焊合良好的接头。飞边尖端的平均晶粒尺寸约为7.7μm, 飞边末端 (最后挤出的部分, 如图3中B区域所示) 的平均晶粒尺寸有所增大, 达到12.8μm, 如图5所示。这是由于随着摩擦时间的延长, 试样的连续摩擦和变形使界面温度升高, 初生β相的动态再结晶晶粒尺寸随之增大。
2.2 接头微观组织特点
图6表明线性摩擦焊接头由紧邻母材的热机影响区 (TMAZ) 和接头中心的焊缝组成。TMAZ是由大变形的α层片和晶间β层片组成。这种双态结构的存在表明, 热机影响区内的温度没有超过TC11的β转变温度, 而且并未发生动态再结晶过程。此外, 线性摩擦焊过程中TMAZ内的相变与材料的变形是同时进行的。而在TMAZ内的不同位置上温度是不同的, 由此影响了α相向β相的转变。在靠近母材的TMAZ (图6的A区) , 由于温度较低而仅有少量的初生α相转变为β相, 如图7 (a) 所示。与母材相比, 在线性摩擦焊过程中, 往复运动使等轴状的初生α相被扭曲、拉长。图7 (b) 给出了靠近焊缝的TMAZ微观组织 (图6的B区) 。结果表明, β相的体积分数相对增加, 这表明, 此区域内的温度接近β转变温度 (1009℃) , 初生α相部分转变为β相。由于焊缝附近的应变很大, 而使残留的初生α相发生大变形而严重拉长。以上结果表明, 在TMAZ内温度对α相向β相的转变影响很大。
焊缝微观组织 (图6的C区) 如图7 (c) 所示。初生β晶界的形态表明, 焊缝内的温度超过了β转变温度, 发生了α相向β相的完全转变, 且在焊接过程中发生了动态再结晶过程。在TMAZ内未发生动态再结晶过程, 而在焊缝内发生了动态再结晶过程, 由此可知, 线性摩擦焊过程中动态再结晶发生在完全的相变 (α相向β相的转变) 之后, 即单相β相区内。实际上, 钛合金动态再结晶一般都发生在单相β相区内, 这主要因为体心立方的β相层错能较低, 而使动态回复过程缓慢, 进而增加了动态再结晶的驱动力。在接头从高温冷却到室温的过程中, α相在初生β晶界上形核并长大。由于焊缝内的冷却速率较快, α相的快速长大使初生β晶粒内的α相片层产生了多个取向, 最终形成了由多个取向的α片层结构和晶间β相所组成的焊缝形态。
2.3 摩擦时间对线性摩擦焊界面形貌的影响
在相对小的热输入条件下线性摩擦焊界面形貌如图8所示, 可以看出, 自接头边缘向中心界面焊合越来越好。图9 (a) 为线性摩擦焊接头边缘A区形貌, 可以看出, 接头边缘摩擦试样处于分离状态, 试样摩擦表面较平。这是由于在摩擦刚开始阶段, 整个界面都处在摩擦磨损的影响下, 但由于温度较低, 摩擦表面未产生塑性金属层。随着摩擦的进行, 由于界面中心温度上升较快而首先达到塑性状态, 使界面中心金属的体积发生膨胀, 如果塑性金属不能及时铺展到整个摩擦界面, 摩擦界面边缘将发生分离, 而使边缘在摩擦末期未发生实际接触, 从而使摩擦表面保留了“摩擦磨损”的特征。此外, 由于热输入较小, 与摩擦界面中心相比, 摩擦界面边缘的散热更加容易, 而使表面金属未发生塑性变形, 从而摩擦停止后在界面边缘能够观察到“摩擦磨损”的特征。B区高倍下的形貌如图9 (b) 所示, 界面的温度相对于A区有所升高, 界面上形成塑性金属层, 摩擦表面金属发生黏结、断裂、拖拽现象, 使其变得凹凸不平, 从而形成了“黏着剪切”的特征, 但是界面上的温度还不能使表面金属原子激活, 以至此区域界面仍处于未焊合状态。C区高倍下的形貌如图9 (c) 所示, 此区域界面温度更高, 试样表面的金属原子被激活而形成金属键, 此区域接头处于焊合状态。界面上的塑性金属层变厚, 在外加应力的作用下金属发生大塑性变形, 在界面上能够看到明显流动的痕迹。微观组织由大变形的α片层和晶间β片层所组成, 说明此处温度未超过β转变温度, 只发生了α相向β相的部分转变, 而且未发生动态再结晶过程。图9 (d) 为D区高倍下的形貌, 此区域接头焊合良好, 焊缝内金属无明显流动的痕迹, 界面金属发生了初生β相的动态再结晶过程。
(a) A区; (b) B区; (c) C区; (d) D区
(a) position A; (b) position B; (c) position C; (d) position D
图10和图11给出了2mm振幅、40Hz频率、147MPa摩擦压力、无顶锻条件下摩擦时间对接头不同位置截面形貌的影响。结果表明, 随着摩擦时间的延长, 焊合区增加, 摩擦磨损区和黏着剪切区减小, 且在接头相同位置, 接头形貌从“鼓形”向“矩形”转变。这是由于在摩擦阶段界面中心温度上升较快, 如果摩擦时间较短, 界面中心的热量没有足够的时间传导到界面的其他位置, 以至界面中心产生塑性金属层并焊合, 而边缘处于未焊合状态。最终, 在界面上形成“鼓形”的接头形貌。当摩擦时间较长时, 界面中心的热量有足够的时间传导到界面其他位置, 而使整个界面上的温度趋于均匀, 塑性金属能够在整个界面上均匀铺展, 从而在整个摩擦界面上形成了一层厚度较为均匀的塑性金属层, 摩擦停止后在界面上形成“矩形”接头形貌。
3 结论
(1) 线性摩擦焊界面演变过程可依次分为摩擦磨损、黏着剪切、界面金属形成金属键连接并发生大变形、动态再结晶四个阶段。
(2) 随着摩擦时间的延长, 摩擦界面上焊合区增加, 摩擦磨损区和黏着剪切区减小。
(3) 随着界面温度的升高, 界面金属内β相所占体积分数增加, 当界面上温度超过β转变温度时, α相完全转变为β相, 初生β相晶粒发生动态再结晶过程, 且随着摩擦时间的延长, 界面动态再结晶晶粒尺寸增大。
参考文献
[1]GINN B J, GOOCH T G.Toughness of 2%Cr ferritic/martensi-tic steel welds produced by non-arc welding processes[J].Weld-ing Reaserch Supplement, 1998, (8) :341s-349s.
[2] LI W Y, MA T J, YANG S Q, et al. Effect of friction time on flash shape and axial shortening of linear friction welded 45 steel [J]. Materials Letters, 2008, 62 (2) : 293-296.
[3]CAROLINE M, MOHAMMAD J.Multi-scale analysis of IN-718microstructure evolution during linear friction welding[J].Ad-vanced Engineering Materials, 2008, 10 (6) :573-578.
[4]KARADGEA M, PREUSSA M, WITHERSA P J, et al.Impor-tance of crystal orientation in linear friction joining of single crys-tal to polycrystalline nickel-based superalloys[J].Materials Sci-ence and Engineering A, 2008, 491 (1-2) :446-453.
[5]MA T J, LI W Y, YANG S Y.Impact toughness and fracture a-nalysis of linear friction welded Ti-6Al-4Valloy joints[J].Mate-rials and Design, 2009, 30 (6) :2128-2132.
[6] VAIRIS A, FROST M. Modelling the linear friction welding of titanium blocks [J]. Materials Science and Engineering A, 2000, 292 (1) : 8-17.
[7] VAIRIS A. Superplasticity effects and strain rate dependency in A material joining process [J]. Journal of Engineering Science and Technology Review, 2008, (1) : 28-32.
[8]LI W Y, MA T J, ZHANG Y, et al.Microstructure character-ization and mechanical properties of linear friction welded Ti-6Al-4Valloy[J].Advanced Engineering Materials, 2008, 10 (1-2) :89-92.
[9]WANJARA P, JAHAZI M.Linear friction welding of Ti-6Al-4V:processing, microstructure and mechanical-property inter-re-lationships[J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2005, 36A (8) :2149-2164.
[10]KARADGE M, PREUSS M, LOVELL C, et al.Texture devel-opment in Ti-6Al-4Vlinear friction welds[J].Materials Scienceand Engineering A, 2007, 459 (1-2) :182-191.
[11]ROMERO J, ATTALLAH M M, PREUSS M, et al.Effect ofthe forging pressure on the microstructure and residual stress de-velopment in Ti-6Al-4Vlinear friction welds[J].Acta Materia-lia, 2009, 57 (18) :5582-5592.
微观摩擦力 篇2
搅拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)作为一种非熔化焊工艺,具有热输入量小的重要特征,从理论上讲,应该适合于压铸态镁合金的焊接。但目前国内外关于搅拌摩擦焊用于镁合金焊接研究报道虽多,却几乎都集中在AZ,AM系列的变形镁合金焊接方面,对于压铸态镁合金的搅拌摩擦焊研究鲜有报道。
本工作以压铸态AZ91D镁合金薄板为研究对象,使用搅拌摩擦焊机进行焊接连接实验,并对焊接接头的微观组织及其形成机理进行研究,旨在为开发压铸态镁合金搅拌摩擦焊连接工艺提供理论支撑。
1 实验
1.1 实验材料及设备
实验材料为压铸态AZ91D镁合金薄板,尺寸为100mm×40mm×4mm,其化学成分如表1所示,母材原始屈服强度为160MPa,抗拉强度为230MPa,伸长率为3%。搅拌头轴肩直径10mm,搅拌针顶部直径2.8mm,搅拌针根部直径4.2mm、长度4.0mm。焊接接头微观组织研究分别使用光学显微镜和扫描电镜。
1.2 实验步骤
1)对母材进行物理和化学表面清理, 去除表面的油污、水分、氧化膜等。
2)用夹具将母材以对接形式刚性固定,对接间隙在0.3mm以内。
3)对母材实施搅拌摩擦焊连接,实验参数如下:轴肩下压量3.8mm,搅拌头倾斜角2.5°,焊接速率120mm/min,搅拌头旋转速率1500r/min。
4)观察焊缝外观成型并截取焊缝横截面(垂直于焊接方向)制备微观组织试样,然后分别使用光学显微镜和扫描电镜对焊接接头的微观组织进行研究。
2 实验结果与分析
2.1 焊接接头宏观形貌
焊缝的宏观成形状况如图1所示,焊缝宽度均匀,焊后没有明显的变形,焊缝表面美观且无宏观缺陷。
焊接接头横截面宏观形貌如图2所示,从中心向两侧可分为以下区域:焊核区(Weld Nugget Zone,WNZ)、机械-热影响区(Thermo-Mechanically Affected Zone,TMAZ)、热影响区(Heat Affected Zone,HAZ)和母材(Base Metal,BM)。母材金属内部存在大量的小尺寸宏观气孔缺陷,这些气孔主要是由压铸工艺固有的高速充型和卷气导致的。整个焊缝除焊核区有贯穿性隧道状缺陷外,宏观上组织良好、无明显气孔缺陷;该隧道状缺陷出现在焊缝的前进侧,周边还聚集着一些气孔和夹杂;焊核中心区出现“洋葱环”状特征。此外,在焊缝的前进侧和后退侧(Retreating side,即搅拌头旋转线速度方向与焊接方向相反的一侧),焊核区与机械-热影响区的过渡在宏观上呈现出明显的差异:在前进侧,宏观上无明显过渡带,呈现“突变”特征;在后退侧,宏观上存在过渡带,呈现“渐变”特征。
2.2 焊接接头微观组织
焊缝各区典型微观组织的光学显微镜照片如图3所示,母材及焊核区典型微观的扫描电镜照片如图4所示。
(1)母材:
除存在上述的小尺寸宏观气孔缺陷外,其微观组织为典型的压铸态组织:浅色为粗细不均匀的、具有一定枝晶特征α-Mg基体,晶界分布着呈网状的、深色的第二相共晶组织β-Mg17Al12。
(2)焊核区:
典型的变形-再结晶组织,为细小、均匀的等轴晶,晶粒尺寸大多在5～10μm之间(较母材而言明显细化),晶界无β-Mg17Al12第二相出现。对此现象的分析及讨论如下:首先,在搅拌摩擦焊过程中,搅拌头高速旋转,使母材金属被高速搅拌、发生塑性变形。焊核区由于与搅拌头直接接触,搅拌及其带来的塑性变形和摩擦(生热)最为剧烈,使焊核区经历了类似于动态回复再结晶过程[5,6],而且摩擦生热使焊核区最高温度可以达到母材熔点的80%左右[7]。在此过程中,母材中原来粗大不均匀的α-Mg产生大的塑性变形、甚至被击碎,并发生动态回复再结晶,成为细小的等轴晶粒。
其次,焊核区晶界基本没有β-Mg17Al12分布,其主要原因如下:根据Mg-Al二元相图(如图5所示)可知,当AZ91D母材金属温度升高时,β-Mg17Al12将发生固溶;当温度升至400℃左右时,β-Mg17Al12将完全溶于α-Mg;当温度升至480℃左右时,α-Mg还将发生局部熔化,成为半固态。根据已有的研究结果可知,在进行搅拌摩擦焊时,由于搅拌头的高速摩擦作用,焊核区温度将显著升高,最高温度可以达到母材熔点的80%左右,可使焊核区中β-Mg17Al12完全溶于α-Mg,甚至达到半熔化状态。当搅拌头向前运动离开后,焊缝区温度迅速降低,焊核区也不例外,加之镁合金的热导率高(60～70W·m-1·K-1),冷却速率大,溶入α-Mg基体的β-Mg17Al12来不及析出,形成单相的过饱和α-Mg固溶体,无第二相组织β-Mg17Al12。
(3)机械-热影响区:
呈现显著的塑性变形组织特征,而且具有较为明显的塑性流变带;在靠近焊核区有不完全的回复和再结晶现象;在靠热影响区侧晶粒大小呈现一定的不均匀性,存在少量较粗大的晶粒。形成上述组织的主要原因:机械-热影响区的组织不受搅拌针旋转的直接作用,只受到轴肩外围的下压力作用和焊核区塑性金属的流变摩擦力作用,同时受到来自于焊核高温区域的热传导,三个因素共同作用成为部分晶粒再结晶的驱动力[8];但其再结晶驱动力不如焊核区,组织的动态回复再结晶程度也不如焊核区完全和均匀,因此组织呈现明显的塑性流变带;靠近焊核区的晶粒由于塑性流动和摩擦更为剧烈、温度更高,动态回复再结晶相对更完全;远离焊核区的晶粒则相反。
(4)热影响区:
该区域基本保留了母材的压铸态组织特征,只是晶粒有一定的长大现象,最大晶粒尺寸较之母材而言略大。这主要是因为该区域远离搅拌针的搅拌作用,并未发生塑性变形,仅在热传导作用下发生了温度升高,因此有局部的晶粒长大现象发生。
2.3 焊核与机械-热影响区的过渡
如前所述,焊核区与机械-热影响区的过渡在宏观上呈现出明显的差异:在前进侧呈现“突变”特征;在后退侧呈现“渐变”特征。其过渡区的微观组织形貌如图6所示,表现出与宏观观察相同的“突变”和“渐变”特征。其形成原因可作如下分析:上述过渡特征应该主要与焊接过程中焊缝金属塑性流动情况有关。根据K.Kumar、冯吉才等[9,10]的研究结果,当搅拌头完全插入被焊材料时,旋转从前进侧开始,搅拌头后方、前进侧的材料先一步达到塑性状态,并随着搅拌头的旋转,搅拌头后方塑性金属向搅拌头前方运动(同时也是由前进侧向后退侧方向运动);由于搅拌头前方温度低于搅拌头后方,因此只有部分金属达到塑性状态,未达到塑性状态的金属阻碍前进侧超塑性金属随着搅拌头向后退侧运动。这就导致了前进侧另一部分塑性金属不得不逆着搅拌头运动。前进侧的塑性金属分别从两个方向运动,后退的塑性金属沿着搅拌针的旋转方向运动,最后后退侧的塑性金属与前进侧的部分塑性金属在搅拌头后方偏向前进侧部分聚集(如图7所示)。
根据上述金属塑性流动模型进行推论:首先,由于搅拌头前方温度低,非焊核区域金属在搅拌焊接过程中塑性流动差,然而前进侧焊核区域受高线速度(等于搅拌头自转的线速度加上向前的焊接进给速度)搅拌头的作用,焊核区域金属达到超塑性状态,前进侧焊核区与机械-热影响区之间的塑性流动状态出现突变,导致前进侧焊核区域与机械-热影响区之间的微观形貌呈现出“分层”特征;而后退侧则反之,搅拌头的绝对线速度相对较小(等于搅拌头自转的线速度减去向前的焊接进给速度),加之温度分布相对均匀,因此焊核区与机械-热影响区之间金属塑性流动速度均匀变化,因此在组织上呈现出“渐变”特征。此外,前进侧部分塑性金属逆向流动,与后退侧的塑性金属在搅拌头后方偏向前进侧部分聚集;而母材中原始的气孔、夹杂等缺陷也会在此处聚集,形成如前所述的贯穿性隧道状的孔洞缺陷。
3 结论
(1)用搅拌摩擦焊方法对压铸态AZ91D镁合金进行对接焊接,当搅拌头旋转速率为1500r/min,焊接速率为120mm/min时,接头表面宏观成形美观,但在接头内部靠前进侧存在贯穿型隧道状孔洞缺陷。
(2)焊核区为典型的变形-再结晶组织,为细小、均匀的等轴晶,晶界无β-Mg17Al12第二相,这是该区域在搅拌头高速搅拌、摩擦(生热)作用下发生塑性变形和动态回复再结晶的结果,同时β-Mg17Al12相受热固溶于α-Mg,在快速冷却过程中来不及析出,形成了过饱和的单相α-Mg;机械-热影响区为变形-部分再结晶组织,这主要是因为该区域的搅拌、摩擦(受热)没有焊核区剧烈导致的;热影响区组织形貌与母材相近但伴有轻微的长大现象。
(3)焊核区与机械-热影响区的过渡具有以下特征:在前进侧呈现“突变”特征,在后退侧呈现“渐变”特征,这是由于搅拌头前后方温度和焊核区金属在前进侧与后退侧的流动速度不同导致的。
参考文献
[1]KIEIBUS A,RZYCHON T.Microstructure of AM50die castingmagnesium alloy[J].Journal of Achievements in Materials andManufacturing Engineering,2006,18(2):135-138.
[2]游国强,朱觉华,郭强.压铸AM60B镁合金TIG焊组织研究[J].特种铸造及有色合金,2009,29(8):729-731.
[3]SHEN J,YOU G Q,LONG S Y.Abnormal macropore forma-tion during double sided gas tungsten arc welding of magnesiumAZ91Dalloy[J].Materials Characterization,2008,59(8):1059-1065.
[4]MUNITZ A,COTLER C,STERN A.Mechanical properties andmicrostructure of gas tungsten arc welded magnesium AZ91Dplates[J].Materials Science and Engineering A,2001,302(1):68-73.
[5]MISHRA R S,MA Z Y.Friction stir welding and processing[J].Materials Science and Engineering R,2005,50(1-2):1-78.
[6]NANDAN R,DEBROY T.Recent advances in friction stir weld-ing process,weldment structure and properties[J].Progress inMaterials Science,2008,53(6):980-1023.
[7]史清宇,王细波,康旭,等.搅拌摩擦焊温度场[J].清华大学学报,2010,50(7):980-983.
[8]柯黎明,潘际銮,刑丽.搅拌摩擦焊焊缝金属塑性流动的抽吸-挤压理论[J].机械工程学报,2009,45(4):89-93.
[9]KUMAR K,KAILAS S V.The role of friction stir welding toolon material flow and weld formation[J].Materials Science andEngineering A,2008,485(8):367-374.
微观摩擦力 篇3
近年来随着工程技术要求的提高,大厚度铝合金板在航空航天、航海以及轨道车辆等领域的应用得到广泛重视,铝合金的厚板焊接开始成为研究的重点。随着焊接厚度的增加,焊接难度越来越大,为了揭示厚板焊接的规律,本工作对60mm厚度6061-T6铝合金板进行了搅拌摩擦双道焊接工艺实验并对其焊缝成形、组织形态和力学性能进行了分析。
1 实验材料及方法
实验用材料是厚度为60mm的6061-T6(固溶+人工时效处理)铝合金板,主要化学成分如表1所示。
搅拌摩擦焊实验在自行研制的搅拌摩擦焊试验机上进行,焊接形式为双面对接拼焊。实验用搅拌头参数:轴肩直径为34mm;搅棒直径为14mm;搅棒长度为37mm。焊接时,搅拌头高速旋转钻入待焊板材接缝,当搅拌头轴肩压实铝合金板后,沿接缝前进以完成焊接过程。焊接工艺参数:搅拌头旋转速率为1000r/min ,搅拌头沿焊缝方向的焊接速率为80mm/min。成功焊接的铝合金板如图1所示。
焊接后,采用线切割沿焊缝横向截取试样,在Instron 8802型电液伺服力学试验机上进行拉伸实验;使用Model HV-10B 型硬度计进行硬度测试;对试样进行研磨抛光,采用Keller试剂(3mL硝酸,6mL盐酸,6mL氢氟酸,150mL蒸馏水)腐蚀后在Leica DMI 5000M金相显微镜上观察组织形貌;将试样重新研磨抛光,采用0.5%氢氟酸作为腐蚀剂浸蚀10s[3],在JEOL JSM-6360LV型扫描电镜仪上观察组织强化相分布。
2 实验结果与分析
2.1 拉伸实验及分析
在上述焊接工艺参数下得到厚度为60mm的6061-T6铝合金厚板焊缝,力学性能如表2所示。在未经过任何焊后热处理时的平均抗拉强度达到了218MPa,断后平均伸长率达到了16.81%,为母材的70%和129%,其中母材的抗拉强度、伸长率分别为310MPa和13%。
拉伸试样断裂形貌如图2所示,断裂位置均发生在焊缝的前进侧,在试样截面可见明显双“U”字型颈缩变形。
图3为焊缝拉伸断口形貌,图3(a)为焊缝上部断口形貌,可以看出焊缝断口韧窝尺寸较小,而且较深,大小均匀,表现为穿晶韧性断裂特征。图3(b)为焊缝底部断口形貌,可以看出韧窝底部第二相粒子剥离后留下的微坑,第二相又硬又脆,与基体变形差别很大,它们的存在对塑性十分不利,属于包含第二相粒子的脆性与韧性的混合型断裂。
2.2 试样显微硬度分析
在显微硬度测试前需要对试样进行研磨和抛光,在逆光偏角度的情况下可以发现如图4所示样品截面搅拌摩擦双道焊接区与母材的明显界线,呈现上下对置的双“U”字特征,其中底部倒“U”字为第一面焊接,上部正“U”字为第二面焊接。
采用Model HV-5型硬度计测试焊缝显微硬度,加载力为3N,加载时间为15s,接头横截面显微硬度分布曲线如图5所示,硬度分布从热影响区到焊核区硬度值都出现不同程度降低,上、中、下部硬度值均呈典型“W”特征分布,且“W”形波动幅度与范围从上到下呈递减趋势。焊缝各厚度的硬度值最低点都出现在前进侧,结合图2可以发现拉伸断裂都发生在前进侧热机影响区周围,说明焊缝此区域是焊接接头强度较薄弱的位置。
2.3 焊缝的微观组织
为了研究焊缝组织形貌和强化相分布与显微硬度的关系以及微观组织沿焊缝厚度方向的变化,如图5所示选取4处硬度值较低的位置制作微观组织试样,分别位于焊缝上部和底部的焊核区以及前进侧热机影响区。
2.3.1 金相组织观察及分析
焊缝横截面的金相组织如图6所示,图6(a)为母材(Parent Material,PM)组织金相照片,母材呈轧制状粗大晶粒;图6(b)所示热影响区(Heat Affected Zone,HAZ)组织发生一定的长大粗化,与母材没有明显区别;图6(c),(d)分别为焊缝上部和底部的焊核区(Weld Nugget Zone,WNZ),其中焊缝上部的焊核区组织晶界连续闭合,晶粒较小,焊缝底部的焊核区组织的晶界不连续,晶粒尺寸更加细小。通常认为焊核区组织在搅拌头强烈的搅拌作用以及轴肩剧烈摩擦产生的局部高温作用,造成大量晶粒破碎,破碎的晶粒发生动态再结晶,形成细小等轴晶粒。但是由于搅拌摩擦焊的特点,轴肩与搅拌头的摩擦产热机制导致焊接区域形成上热下冷的漏斗状温度分布。上部区域较底部区域能获得更高的温度,破碎的晶粒发生了充分的再结晶,而底部的晶粒由于温度偏低,破碎的晶粒往往再结晶不充分,在底部形成不连续的晶界,并且由于高温时间较短,其再结晶晶粒来不及长大,晶粒更为细小。图6(e),(f)分别为焊缝上部和底部的热机械影响区(Thermal Mechanical Affected Zone,TMAZ),位于焊核区与热影响区之间的热机影响区是一个过渡区域,由于搅拌头的搅拌作用不充分不能使呈轧制状的母材组织完全破碎,而是在搅拌力和进给力的双重作用下发生热剪切,相对母材发生较大的晶粒变形。但是该区域温度较焊核区低,发生了不完全动态再结晶,高度塑性的变形晶粒形态被保留下来[4,5,6,7],其中焊缝上部热机影响区过渡界面不明显,分析认为是由于焊缝上部温度较高,热机影响区的变形晶粒发生了较多的动态再结晶;而底部热机影响区温度较低,变形晶粒未发生动态结晶,过渡界面明显。
2.3.2 扫描电镜观察
焊缝组织强化相的形态分布如图7所示,各区域都均匀分布着两种形态的第二相,一种是白色的条形状析出物,另一种是黑色的颗粒状析出物。由于6061铝合金属于可热处理强化铝合金,Mg2Si相是Al-Mg-Si系铝合金的主要强化相,只需观察Mg2Si相的分布状况,采用能谱仪确定黑色析出相即为Al-Mg-Si系铝合金的强化相Mg2Si,其EDS能谱曲线如图8所示。
焊缝上部和底部焊核区Mg2Si相分布如图7(a),(b)所示,可以看见焊缝底部Mg2Si相尺寸与数量较焊缝上部均有显著增加;图7(c),(d)分别为焊缝上部与底部热机影响区,可以发现与焊核区相同的分布规律,即焊缝底部较焊缝上部Mg2Si相尺寸与数量均存在不同程度的增长。
2.4 焊缝的力学性能分析
对于6061铝合金,Mg2Si相的尺寸、形态和含量对力学性能影响很大,其一般析出过程如下:过饱和固溶体→GPⅠ区→GPⅡ区(β″针状)→β′→β[8],焊前6061-T6铝合金经过固溶时效处理后得到β″态强化相,强度达到最高值的状态[9]。焊接时温度场分布沿厚度方向存在较大差异,焊缝上部温度较高,焊缝组织较多的Mg2Si相重新溶入基体,经过自然时效又缓慢地析出β″相,称为“重固溶”;较少的Mg2Si相在焊接热循环下聚集长大形成稳定的β相,称为“过时效”;而焊缝底部温度较低,焊缝组织较少的Mg2Si相发生了“重固溶”,较多地发生了“过时效”,因而焊缝底部较上部出现更多的大尺寸β相。由于真正起强化作用的是时效过程中析出并与基体保持共格或半共格关系的β″相,焊缝组织β″相的形态分布情况决定了焊缝的力学性能[10],经过搅拌摩擦焊接,焊缝组织的β″态Mg2Si相形态分布发生了较大改变,力学性能也随之发生改变,结果表明焊接热循环引发的金属强化相 “重固溶”和“过时效”是导致接头力学性能下降的重要原因,改善焊接区温度分布和焊后热处理是提高焊缝强度的有效方法。
3 结论
(1)采用双面搅拌摩擦焊成功焊接了60mm 6061-T6铝合金厚板,在搅拌头转速为1000r/min ,焊接速率为80mm/min 时,焊缝的抗拉强度达到了218MPa,接头力学性能优良。
(2)采用搅拌摩擦焊方法焊接6061-T6铝合金厚板,焊缝区出现了较大程度的软化,上、中、下部硬度值均呈“W”特征分布,且“W”形波动幅度与范围从上到下呈递减趋势。硬度最低值与拉伸断口均处于焊缝前进侧位置,说明此位置是焊缝的最薄弱环节。
(3)焊缝组织形貌与强化相分布沿厚度方向存在较大差异,在焊缝上部的温度较高,变形晶粒经历了较多的动态再结晶过程,晶粒细小且晶界连续;Mg2Si相发生了较少的长大粗化,大尺寸Mg2Si相数量较少;焊缝底部的温度较低,变形晶粒发生了较少的动态再结晶,晶粒不完全成形晶界不连续,而大尺寸Mg2Si相数量较多。
(4)比较焊缝显微硬度与强化相形态分布,可以发现焊缝强化相分布状况对力学性能影响较大,焊接过程中组织强化相的“重固溶”和“过时效”是导致焊缝力学性能下降的主要原因。
摘要：采用搅拌摩擦焊接方法对6061-T6铝合金板进行了60mm双面对接焊实验,研究了搅拌摩擦焊接接头的微观组织与力学性能,结果表明:焊缝区微观组织沿厚度方向发生了不同程度的改变,焊接接头强度达到218MPa,为母材强度的70%;焊接热循环引发的金属强化相“重固溶”和“过时效”是接头力学性能下降的重要原因,其中前进侧热机影响区为焊缝薄弱环节。
关键词：双面搅拌摩擦焊,6061-T6铝合金,微观组织,力学性能
参考文献
[1]中国焊接学会.焊接手册:第2卷[M].北京:机械工业出版社,1992.
[2]赵勇,付娟,张培磊,等.焊接方法对6061铝合金接头性能影响的研究[J].江苏科技大学学报,2006,20(1):91-94.
[3]李建国,谭红艳,史子木,等.利用FE-SEM分析Al-Si-Mg系和Al-Mg-Si系合金中Mg2Si沉淀相[J].中国有色金属学报,2008,18(10):1820-1824.
[4]周鹏展,李东辉,贺地求,等.2219-T6厚板搅拌摩擦焊沿厚度方向的性能差异[J].焊接学报,2007,28(10):5-8.
[5]周鹏展,钟掘,贺地求.LC52厚板搅拌摩擦焊组织性能分析[J].材料科学与工程学报,2006,24(3):429-435.
[6]周鹏展,钟掘,贺地求,等.2519厚板搅拌摩擦焊接工艺组织分析[J].中南大学学报,2006,37(4):114-118.
[7]周鹏展,李东辉,贺地求.7A52厚板搅拌摩擦焊[J].中国有色金属学报,2006,16(6):964-969.
[8]GRAZYNA MROWKA-NOWOTNIK,JAN SIENIAWSKI.In-fluence of heat treatment on the microstructure and mechanicalproperties of 6005 and 6082 aluminum alloys[J].Journal of Mate-rials Processing Technology,2005,162(16):367-372.
[9]佟建华,李炼,邓冬,等.6061-T6铝合金薄板的搅拌摩擦焊接[J].北京科技大学学报,2008,30(9):1011-1017.
微观摩擦力 篇4
颗粒增强铝基复合材料除具有普通金属基复
合材料的优良性能外,还具有密度低、质量轻、制造工艺相对简单、成本相对较低、可进行大规模批量生产等特点,成为颗粒增强金属基复合材料开发和研究工作的主要方向[1,2]。颗粒增强铝基复合材料的制备方法虽然很多,但增强体和基体金属之间的相容性(润湿性)是无法回避的问题[3,4],无论是固相法还是液相法,增强体和金属基体之间都存在界面反应,这影响到复合材料在高温制备时和高温应用时的性能和稳定性[5,6]。如果增强体颗粒能从金属基体中直接(原位)生成,则上述相容性的问题就可以得到很好的解决。金属间化合物是一种高温结构材料,弹性模量、熔点和高温强度高,其微粒子具有陶瓷颗粒的性能,并且在某一较高温度区间热强度随温度上升而增大[7],作为强化相,它与基体的界面也较特殊,Lewis[8]的研究表明,用反应生成法(XDTM)工艺制造的金属间化合物颗粒强化铝基复合材料具有稳定而清晰的界面,属于半共格界面,增强体和基体相的晶格失配伴有位错网的产生。近年来,利用纯金属粉加入铝熔体中与铝反应生成Al-M金属间化合物分散相,从而增强铝基复合材料成为原位铝基复合材料的新热点[9,10]。
搅拌摩擦加工[11]是在搅拌摩擦焊技术基础上发展起来的一种制备复合材料的新方法,本文以纯Ti粉和纯铝板为原材料,采用搅拌摩擦加工法原位合成TiAl3金属间化合物颗粒增强铝基复合材料,研究复合材料的微观组织和精细结构。
1 试验材料及方法
1.1 试验材料
选用厚度为5mm的工业纯铝1060作为铝基复合材料的基材,纯度大于99%(质量分数)的340目的Ti粉作为待原位合金化的添加粉末。按图1所示方式,在纯铝板的表面等间距地钻取直径相等的盲孔,其中一块纯铝板的孔深为4.5mm,另一块纯铝板的孔深为3mm。在盲孔中填满Ti粉并将其压实,然后将两块纯铝板以盲孔法向相反的方式层叠在一起。
1.2 试验方法与设备
将上述添加了Ti粉的纯铝板材放置在经改造的X53K铣床上进行搅拌摩擦加工,其过程和搅拌摩擦焊类似,采用图2所示的搅拌棒插入填有Ti粉的纯铝板中,依靠高速旋转的搅拌棒上的搅拌针对Ti粉、纯铝的摩擦挤压以及轴肩与纯铝板表面的摩擦发热作用实现Ti、Al的原位合金化,形成金属间化合物颗粒增强铝基复合材料。搅拌棒的旋转速度为750r/min、行走速度为23.5mm/min,行走的次数为5次。
搅拌摩擦加工原位合成完成后,沿与搅拌棒行走方向垂直的方向截取试样,采用4XB-TV型倒置金相显微镜观察复合材料的宏观形貌、Quanta2000型扫描电镜观察合金化产物的微观形貌并对元素分布进行能谱分析。采用BRUKERAXS-D8型X射线衍射仪分析复合材料的物相。采用JEM2010型高分辨透射电镜分析复合材料的精细结构。
2 试验结果及分析
2.1 复合材料的宏观形貌及相组成
图3为进行搅拌摩擦加工原位合成复合材料后试样表面和横截面的宏观形貌。从图3a中可看出,经过搅拌摩擦原位合金化后复合材料的横截面比较致密且存在大量弥散分布的颗粒,颗粒大小不均匀(最大的颗粒长度接近1mm)、形状不规则。试样表面(图3b)则可以明显观察到材料经搅拌后随搅拌针转动的流线,由于放大倍数较低,未观察到弥散颗粒。
复合材料的X射线衍射结果如图4所示,TiAl3质量百分含量为43.1%。
由图4可以看出,除有基材Al和添加的合金粉末Ti的衍射峰外,还出现了新相TiAl3的衍射峰。将检测到的物相衍射峰与Ti、Al的标准衍射峰比较,Al的实际衍射峰并没有明显的偏移,说明晶格尺寸变化不大;Ti的实际衍射峰向小角度有微小的偏移,可能是由于Al原子固溶进入Ti的晶格中,同时硬脆相Ti在外力的作用下,其晶格发生畸变。
2.2 复合材料的显微结构及元素分布
为深入分析图3a中弥散颗粒的性质,采用扫描电镜对其进行了观察,结果如图5所示。由图5可知,图3中的黑色颗粒在扫描电镜下呈白亮色。在扫描电镜下合金化试样的横截面形貌呈现灰色、白亮色和黑色3种不同颜色的区域(分别对应图5中的a、b、c区域)。
利用能谱分析仪对上述3个区域分别进行元素含量的测定,结果见表1。由表1可知,灰色区域和黑色区域(a区和c区)均含有Al、Ti两种元素,而白亮的b区却只含有Ti元素。灰色区域Al、Ti的原子比接近3∶1,结合图4X射线衍射的物相分析结果可知该区域为经搅拌摩擦后Al、Ti形成的TiAl3金属间化合物;白色的区域是未反应的单质Ti;黑色区域主要是铝基体。同时,从图5中还可以发现,未发生反应的Ti的颗粒尺寸比较大,在其周边的Ti已经与Al发生反应,生成的金属间化合物薄层将Ti包裹于其中。在大颗粒的四周均匀分布着尺寸极为细小的颗粒,颗粒的尺寸为几个微米或小于一个微米,这些颗粒也为反应生成的TiAl3金属间化合物。而黑色区域也含有少量的Ti,这些Ti可能一部分来源于Al基体上弥散分布着TiAl3金属间化合物,另一部分是经搅拌摩擦后固溶在Al基体中的Ti。
%
2.3 复合材料的精细结构
图6为复合材料的透射电镜形貌,从图6a中可以观察到在Al基体上弥散分布着一些细小的黑色颗粒,并且没有明显的团聚现象。图6b为黑色颗粒区域的放大,可以看出该区域分布着细小的等轴晶,中心嵌有一颗尺寸稍大的黑色颗粒。图7a和图7b为该区域黑色颗粒和等轴晶的单晶暗场像和选区晶格电子衍射,证明黑色颗粒为TiAl3的颗粒,细小的等轴晶粒为被细化的Al基体晶粒。经测量,TiAl3的尺寸约为200nm到300nm,Al晶粒的尺寸为200nm左右。
3 结论
(1)以Ti粉和纯铝板为原料,采用搅拌摩擦加工的方法可以原位生成TiAl3金属间化合物颗粒增强铝基复合材料。
(2)在复合材料基体上,除了生成的TiAl3金属间化合物外,还存在一些纯Ti颗粒以及纯铝基体上的固溶体。
(3)经搅拌摩擦加工后,纯铝基体的晶粒得到细化,尺寸为200nm左右,生成的TiAl3晶粒尺寸约为200nm到300nm。
参考文献
[1]许幸新,张晓辉,刘传绍,等.SiC颗粒增强铝基复合材料的超声振动钻削试验研究[J].中国机械工程,2010,21(21):2573-2577.Xu Xingxin,Zhang Xiaohui,Liu Chuanshao,et al.Research on Drilling Experiments of SiC Particle Reinforced Aluminum-matrix Composites with Ultrasonic Vibration[J].China Mechanical Engi-neering,2010,21(21):2573-2577.
[2]王扬,杨立军,齐立涛.Al2O3颗粒增强铝基复合材料激光加热辅助切削的切削特性[J].中国机械工程,2003,14(4):344-346.Wang Yang,Yang Lijun,Qi Litao.Laser-assisted Hot Cutting Characteristics of Al2O3Particle Reinf orced Al-matrix Composite[J].China MechanicalEngineering,2003,14(4):344-346.
[3]孟宪云,张峻巍,陈彦博,等.半固态复合熔铸过程中SiC与2A11合金的润湿性[J].中国有色金属学报,2001,11(增刊2):77-80.Meng Xianyun,Zhang Junwei,Chen Yanbo,et al.Wettability of SiC and2A11Alloy in Semi-solid Casting Process[J].The Chinese Journal of Nonfer-rous Metals,2001,11(S2):77-80.
[4]Fan Tongxiang,Zhang Di,Yang Guang.Tempera-ture Dependence of Melt Structure in Sicp/Al Composites Above Thehquidus[J].Materials Chemistry and Physics,2005,93:208-216.
[5]Shu Kuen-Ming,Tu G C.The Microstructure and the Thermalexpansion Characteristics of Cu/SiCp Composites[J].Mater.Sci.Eng.,2003,349:236-240.
[6]Zhan Yongzhong,Zhang Guoding.Friction and Wear Behavior of Copper Matrix Composites Reinforced with SiC and Graphite Particles[J].Tribology Let-ters,2004,17(1):91-98.
[7]张永刚,韩雅芳,陈国良,等.金属间化合物结构材料[M].北京:国防工业出版社,2000.
[8]Lewis D.Metal Matrix Composites:Processing and Interface[M].New York:Academic Press,1991.
[9]Varin R A.Intermetallic Reinforced Light Metal Matrix In-situ Composites[J].Metal.Mater.Trans.A,2002,33A:193-201.
[10]柴跃生,张树瑜,梁建民.原位内生颗粒增强铝基复合材料的研究进展[J].太原重型机械学院学报,2001,22(2):138-143.Chai Yuesheng,Zhang Shuyu,Liang Jianmin.Pro-gress in the Research of In-situ Particle Alumi-num Matrix Composites[J].Journal of Taiyuan Heavy Machinery Institute,2001,22(2):138-143.