張振，薛鵬，王東，王全兆，倪丁瑞，肖伯律，馬宗義

(中國科學院金屬研究所，沈陽，110016)

0 序言

顆粒增強鋁基復合材料(aluminium matrix composites,AMC)具有比強度高、耐熱性高、耐磨性高、熱導率高和熱膨脹系數(shù)低等一系列優(yōu)點，成為國民經(jīng)濟發(fā)展和國防建設領域的重要結構材料[1].AMC 可用常規(guī)金屬加工方法如鑄造、擠壓、軋制等制造各種形狀的型材和零件，因而適于工業(yè)化批量生產(chǎn)，是目前成本最低、應用最廣的一種金屬基復合材料[2-3].其中SiC 顆粒增強鋁基復合材料(SiCp/Al) 應用最廣.對AMC 進行熔化焊時容易出現(xiàn)以下現(xiàn)象：①顆粒團聚；②氣孔；③增強相與基體合金發(fā)生反應生成有害相，如當溫度在770 ℃以上時，SiCp 和Al 基體反應生成針狀相化合物Al4C3.上述現(xiàn)象會嚴重影響接頭的力學性能，因而采用傳統(tǒng)熔化焊技術難以獲得高質(zhì)量的SiCp/Al 焊接接頭[4-5].

作為一種固相連接技術，攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW) 的熱源來自攪拌頭與工件間的摩擦以及攪拌區(qū)材料的變形熱，焊接過程沒有材料熔化，不需要金屬填料，不產(chǎn)生粗大的凝固組織[6].FSW 已經(jīng)廣泛用于對熱裂紋敏感的2xxx 和7xxx系航空鋁合金[7-8].基于FSW 原理，凡是材料具有熱塑性變形能力，可采用FSW 進行焊接，因此，F(xiàn)SW被認為是SiCp/Al 復合材料的理想焊接方法[9-10].

國內(nèi)外學者對SiCp/Al 復合材料FSW 開展了一些研究，主要為對接形式.Acharya 等人[7]采用H13 工具鋼焊接工具對6 mm 厚體積分數(shù)為17.5%SiCp/6092Al 板材進行FSW，發(fā)現(xiàn)增強相SiCp 在攪拌過程中對H13 工具鋼攪拌頭造成極大的磨損.Qiao 等人[11]采用W6Mo5Cr4V2 鋼攪拌頭實現(xiàn)了120 mm 厚體積分數(shù)為16% SiCp/2014Al 鑄造態(tài)復合材料的雙面FSW 焊接，工具磨損較為嚴重，強度系數(shù)為母材的97%.馮濤[12]采用GT35 硬質(zhì)合金攪拌頭對SiCp/2024Al 進行FSW，攪拌頭磨損減輕，接頭強度達到母材強度的80%以上.Wang 等人[13]采用金屬陶瓷焊接工具對軋制態(tài)、固溶態(tài)、自然時效態(tài)的6 mm 厚體積分數(shù)為15% SiCp/2009Al板材進行FSW，研究發(fā)現(xiàn)焊接工具沒有肉眼可見磨損，獲得了無缺陷的高質(zhì)量接頭，接頭抗拉強度隨焊接速度的增加而增加，接頭強度達到母材的83～92%.Ni 等人[14]研究了3 mm 厚體積分數(shù)為17%SiCp/2009Al板材的拉伸加工硬化行為，結果表明，與母材相比，F(xiàn)SW 接頭表現(xiàn)出更高的應變硬化速率和應變硬化指數(shù)及更強的硬化能力(約為BM 的3 倍).然而，目前的研究多集中于平板對接結構FSW，缺乏其它結構形式FSW 的研究.

在SiCp/A1 的實際應用過程中，除了對接焊縫，還存在大量的立體結構焊接(如T 和H 形)，特別是航空、車輛的輕量化設計結構.因此，有必要開展SiCp/A1 復合材料T 形FSW 方面的研究.

選取SiCp/2009Al 軋制板材作為研究對象，在廣泛工藝參數(shù)下進行T 形FSW，對接頭進行微觀組織分析和力學性能測試，以期為FSW 在SiCp/2009Al 復合材料立體結構的應用提供參考.

1 試驗方法

對6 mm 厚的體積分數(shù)為15 % SiCp/2009Al軋制板材(抗拉強度498 MPa，斷壓伸長率6.0%)進行FSW.T 形焊接裝配如圖1 所示，平板中心開一個寬度為6 mm，深度為2 mm 的槽，立板插入槽中，用FSW-5LM-020 型數(shù)控靜龍門攪拌摩擦焊機沿400 mm×80 mm 板材的軋制方向進行焊接，工具傾角為3°，采用金屬陶瓷焊接工具，該工具在焊接時基本不發(fā)生磨損[14]，可以避免工具磨損對接頭組織和性能的影響.軸肩直徑為24 mm，內(nèi)側為凹腔結構，攪拌針為三棱柱形，根部直徑為8 mm，端部直徑6 mm，針長為5.8 mm.用不同的參數(shù)對15%SiCp/2009Al 進行FSW，如表1 所示.焊接樣品用簡略的代稱表示,如樣品T-800-100 表示當轉速為800 r/min、焊接速度為100 mm/min 時獲得的T 形接頭.

圖1 SiCp/2009Al 板T 形接頭組裝示意圖Fig.1 Schematic combinational diagram of SiCp/2009Al T-type joints

表1 SiCp/2009Al 復合材料T 形接頭FSW 工藝參數(shù)Table 1 FSW welding parameters of SiCp/2009Al T-type joints

所有T 形FSW 接頭在室溫放置168 h 以上，待各區(qū)域達到穩(wěn)定的自然時效狀態(tài)后進行微觀結構分析和力學性能測試.采用Leica DMI 型光學金相顯微鏡(optical microscope,OM)和Quanta600型掃描電鏡(scanning electron microscope,SEM)進行微觀組織觀察.金相樣品的腐蝕劑為Keller 試劑(2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF，體積分數(shù)).硬度測試示意圖與T 形拉伸夾具分別如圖2 和圖3所示.硬度測試在Leco-LM-247AT 型全自動顯微硬度計上進行，在T 形接頭平板橫截面沿板厚中心每間隔2 mm 打1 點，測試時所用加載載荷4.9 N，加載時間13 s.垂直焊接方向截取拉伸樣品，采用Instron 5848 型拉伸機進行拉伸試驗，T 形接頭與拉伸輔助夾具配合，拉伸速度為1.2 mm/s.

圖2 硬度測試位置示意圖Fig.2 Schematic diagram of hardness test location

圖3 T 形接頭與拉伸輔助夾具組合Fig.3 T-type joint combined with stretch auxiliary fixture

2 試驗結果與分析

2.1 接頭的宏觀形貌

圖4 為SiCp/2009Al T 形接頭的上表面宏觀照片.從圖4 可以看出，在各參數(shù)下均可獲得較好的焊縫表面質(zhì)量.轉速為800 或1 200 r/min、焊接速度為100 mm/min 時，由于熱輸入較高，接頭表面相對比較粗糙(圖4a 和圖4b)；當轉速為800 r/min時，將焊接速度從100 mm/min 增加至150 mm/min時，熱輸入有所降低，接頭表面質(zhì)量顯著改善(圖4c).這說明選擇熱輸入適當?shù)墓に噮?shù)有助于改善SiCp/2009Al T 形接頭的表面質(zhì)量.

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

圖5 為SiCp/2009Al T 形接頭的橫截面宏觀組織形貌.從圖5 可以看出，所選工藝參數(shù)下焊核區(qū)的組織都很均勻，且未發(fā)現(xiàn)未焊合或孔洞缺陷.

圖5 SiCp/2009Al T 形接頭橫截面宏觀照片F(xiàn)ig.5 Cross-sectional macrostructure of SiCp/2009Al T-type joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

2.2 接頭的微觀組織

圖6 為SiCp/2009Al 復合材料T 形接頭的橫截面微觀組織照片.從圖6 可以看出，母材中SiCp 均勻地分布在Al 基體中，大部分顆粒的棱角分明(圖6a).轉速為800 r/min、焊接速度為100 mm/min 時，焊核區(qū)SiCp 分布更加均勻，SiCp邊緣鈍化(圖6b)；焊接速度為100 mm/min，轉速從800 r/min 增加到1 200 r/min 時，焊接工具的攪拌作用更加顯著，使焊核區(qū)SiCp 破碎程度增大且分布更加均勻(圖6c)；轉速為800 r/min 時，將焊接速度從100 mm/min 增加到150 mm/min 時，焊接工具的攪拌作用弱化，焊核區(qū)SiCp 破碎程度降低(圖6d).

圖6 SiCp/2009Al T 形接頭橫截面微觀組織 (拋光態(tài))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

圖7 為SiCp/2009Al T 形接頭橫截面掃描背散射電子照片.由圖7a 可見，母材中均勻分布著少量細小的微米級白色顆粒相，這些白色相是Al-Cu-Si-Mg-Fe 相和Al2Cu 相[1]，其中，Al-Cu-Si-Mg-Fe 相形狀規(guī)則，數(shù)量較多，Al2Cu 邊角圓滑，數(shù)量較少.在焊接過程中，機械攪拌使得白色相發(fā)生破碎、溶解，較多Al2Cu 相隨后沿著細晶晶界析出[15].因而與母材相比，細小的白色相有所增加，且存在一定微觀偏析，如圖7b～圖7d 所示.焊接速度相同時，提高轉速會導致焊核區(qū)塑性變形更加劇烈、熱輸入更高，造成更多的白色相破碎、溶解隨后析出，因而在樣品T-1 200-100 中，更多白色相呈片狀形式沿著晶界分布(圖7c).轉速相同時，提高焊接速度會降低焊核區(qū)的熱輸入和塑性變形程度，導致白色增強相破碎程度降低，溶解程度下降，因而與樣品T-800-100 相比，樣品 T-800-150 中形狀不規(guī)則的白色增強相明顯增加(圖7d).

圖7 SiCp/2009Al T 形接頭橫截面電子掃描微觀組織照片 (拋光態(tài))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 接頭的力學性能

圖8 為樣品T-800-150 的硬度分布曲線(右側為前進側).需要強調(diào)的是，T 形接頭主要關注焊核區(qū)的硬度，接頭的硬度沒有延伸至母材區(qū).由于不同接頭焊核部分的硬度差異不大，因此文中僅分析樣品T-800-150 的硬度分布.T 形接頭橫板部分硬度呈典型的雙“W”形，焊核區(qū)硬度不均勻，介于185～ 200 HV 之間.在前進側及后退側的熱影響區(qū)，各存在兩個低硬度區(qū).距焊核區(qū)中心約10 mm處為第1 個低硬度區(qū)，硬度值約為175～ 180 HV.隨距焊核區(qū)中心距離增加，硬度值先升高后降低.距焊核區(qū)中心約30 mm 處，出現(xiàn)第2 個低硬度區(qū)，硬度值約為190 HV.焊核區(qū)的硬度約為190～ 195 HV，低于母材(205 HV).這與SiCp/2009Al 對接 FSW接頭[13]和2024Al-T351 FSW 接頭的研究結果類似[15]，靠近焊核區(qū)的低硬度區(qū)主要是由于沉淀相的過時效粗化引起，而遠離焊核區(qū)的低硬度區(qū)與母材中的GP 區(qū)的分界有關.

圖8 樣品 T-800-150 硬度曲線Fig.8 Microhardness profile of sample T-800-150

表2 為SiCp/2009Al T 形接頭的拉伸性能.焊接速度為100 mm/min 時，從800 r/min 增加到1 200 r/min 時，接頭的拉伸應力幾乎不變，最大應力均超過16 kN；轉速為800 r/min 時,將焊接速度從100 增加到150 mm/min 時，接頭的拉伸應力輕微降低.T 形接頭橫板與豎板界面容易出現(xiàn)弱連接[16].轉速為800～ 1 200 r/min、焊接速度為100 mm/min時，橫板與豎板界面的材料流動比較充分，而焊接速度增加到150 mm/min 時，橫板與豎板界面的材料流動變?nèi)?，會弱化橫板與豎板界面的分散，因而導致焊接速度增加時接頭的拉伸應力輕微降低.

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

SiCp/2009Al T 形接頭的拉伸斷裂位置如圖9所示.由于T 形接頭的特殊結構，在拉伸過程中橫板與豎板交界處受應力最大，因此所有接頭均在此區(qū)域斷裂.

圖9 SiCp/2009Al T 形接頭拉伸斷裂位置Fig.9 Fracture location of SiCp/2009Al composite T-type joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

圖10 和11 分別為SiCp/2009Al T 形接頭宏觀和微觀拉伸斷口形貌.圖11 為圖10 中3 個斷口的典型區(qū)域A，B 和C 的放大圖.從圖10 中可以看出，在所有的參數(shù)條件下，斷口形貌類似，均較為平坦.3 個樣品斷口典型區(qū)域A，B 和C 的微觀組織均表現(xiàn)為比較明顯的脆性斷裂特征.

圖10 SiCp/2009Al 接頭的宏觀形貌Fig.10 Macro morphology of SiCp/2009Al joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

圖11 SiCp/2009Al T 形接頭的微觀組織Fig.11 Microstructure of SiCp/2009Al T-type joints.(a) T-800-100;(b) T-1200-100;(c) T-800-150

3 結論

(1) 在工具轉速 800～ 1 200 r/min，行進速度100～150 mm/min 的工藝參數(shù)下，對 6 mm 厚的自然時效態(tài)的體積分數(shù)為15% 的SiCp/2009Al 軋制板材進行T 形FSW，均可得到無宏觀焊接缺陷的接頭.

(2) 體積分數(shù)為15% SiCp/2009Al T 形FSW 過程中，大部分粗大的微米級第二相發(fā)生破碎、溶解，最后沿焊核區(qū)細小晶界析出.

(3) 體積分數(shù)為15% SiCp/2009Al T 形FSW 接頭兩側各存在2 個低硬度區(qū)，靠近焊核區(qū)的低硬度區(qū)的硬度值最低,遠離焊核區(qū)的低硬度區(qū)的硬度值略高.

(4) 體積分數(shù)為15% SiCp/2009Al T 形FSW 接頭的最大拉伸應力不隨轉速的變化而變化，但隨焊接速度的增加而輕微降低.