搅拌摩擦焊接技术介绍

搅拌摩擦焊接技术介绍（4篇）

1.搅拌摩擦焊接技术介绍 篇一

7N01铝合金搅拌摩擦焊接头组织与性能分析

7N01铝合金搅拌摩擦焊接头组织与性能分析 王振苏1, 黄凌骄1, 柴 鹏1, 孟立春2(1.北京航空制造工程研究所 检测中心，北京 100024;2.中车青岛四方机车车辆股份有限公司,青岛 266111)摘 要： 通过7N01铝合金板材上下板等厚全平面三层搭接搅拌摩擦焊焊接，试验不同长度的搅拌头对接头的影响.结果表明,搅拌头的形状与长度直接影响力学性能的稳定性，结构为“锥形”右旋螺旋槽、搅拌头长度为16 mm时焊接接头的力学性能性对比较稳定而且较优.通过对接头断面形貌及硬度进行分析，得出焊核和热力影响区的分界线在前进侧和后退侧明显不同，焊核区是受到热循环和机械作用影响最严重的区域，组织变化程度最大，是合金元素过度饱和区域，晶粒得以细化，材料力学性能得到进一步提高，形成“峰值”硬度.关键词： 7N01铝合金;搅拌摩擦焊接;搅拌头;剪切性能;断面形貌 0 序 言 搅拌摩擦焊作为一种经济、高效、高质量的“绿色焊接工艺”受到全世界的广泛关注，与传统的焊接工艺相比具有无可比拟的优势，其生产成本低，接头性能好，安全性好[1]，已广泛应用于宇航制造工业、船舶制造工业、汽车、高速列车等制造业领域.目前应用搅拌摩擦焊成功连接的材料有铝合金、镁合金、不锈钢、低碳钢等同种或异种材料[2].由此可知，随着焊接设备的发展, 搅拌摩擦焊将应用于更多材料的连接.FSW焊接不需要焊前处理,可以焊接厚度1.2～50 mm,铝合金常用对接最优厚度达1.6～10 mm，特殊搭接厚度为1.2～6.4 mm，如果厚度达100 mm，则可以进行双面焊接[3].针对搅拌摩擦焊技术，众多研究者主要对有关铝合金搅拌摩擦焊的工艺、组织及力学性能进行了研究.研究表明, 除焊接速度、搅拌头旋转速度和搅拌头轴肩压力影响搅拌摩擦焊焊缝质量外,搅拌头形状对于搅拌摩擦焊焊缝的形成起着非常重要的作用，搅拌针形状影响焊缝塑化金属流动的行为, 导致焊缝截面形貌发生变化[4]，而且搅拌针的长度对Al-Li合金搭接接头力学性能存在明显影响，当搅拌针长度从2.8 mm变为2.5 mm时，所有接头强度和塑性都有了大幅度提高[5].Mahoney通过拉伸试验、断口分析及微观组织分析7075-T651搅拌摩擦焊接接头的性能, 纵向和横向拉伸表明, 接头最脆弱的区域是离焊缝7～8 mm的HAZ，屈服强度降低45%,抗拉强度降低25%.焊缝区的塑性和强度都会降低, 焊后热处理对铝合金不适用, 虽然可能提高强度，但会大大降低塑性, 这种现象与微观组织结构变化有关.细小硬相夹杂物的减少和焊缝区的位错均可以导致低的接头强度[6].在轨道交通行业，随着列车速度的越来越高，对接头的强度要求会更高，文中针对《动车组枕梁中心板搅拌摩擦焊搭接形式工艺技术研究》项目，用几种不同长度搅拌针的搅拌头, 对7N01铝合金进行了搅拌摩擦焊试验, 通过研究、分析试验结果, 确定动车组枕梁中心板搅拌摩擦焊搭接工艺, 旨在通过焊接接头的力学性能的稳定性选择合适的搅拌头长度，并且对接头的微观组织和显微硬度进行分析，研究其变化机理.1 试验方法 试验材料为7N01铝合金，7N01铝合金属Al-Zn-Mg系列中等强度铝合金，具有优良的挤压性、焊接性、耐蚀性.主要用于轨道列车车体的端面梁、车端缓冲器、底座、门槛、侧面构件骨架、车架枕梁等重要部分.采用的板材规格为400 mm×150 mm×15 mm，热处理状态为固溶处理后自然时效.母材的力学性能参数为抗拉强度400 MPa,规定塑性延伸强度RP0.2为260 MPa，表1为7N01铝合金主要合金元素的成分.表1 7N01铝合金组成元素的化学成分(质量分数,%)Table 1 Chemical compositions of alloy 7N01ZnMgFeCuMnCrSiTiZrAl3.6400.9100.1500.1200.4000.1500.0480.0300.110余量 所用设备分别为二维定梁龙门式搅拌摩擦焊接设备(型号：FSW-LM2-1020)、MG226型恒电位X射线探伤机、71型显微硬度计，OLYMPUSBX41金相显微镜、WDW3100电子式万能材料试验机.剪切试验部分参考国家标准GB/T2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》和GB/T 228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》.2 试验结果 2.1 焊接接头剪切试验结果 焊接接头为15 mm与15 mm铝合金搭接接头，预选搅拌针长度分别为16，17，18 mm的外凸(偏角2.5°)“锥型”(锥角18°)螺旋槽+三平面搅拌头，采用上下板等厚全平面三层搭接焊接，搅拌头转速600,450 r/min，焊接速度分别为120,60 mm/min，焊接过程中压入量恒定为0.5 mm.焊缝在铝板上分布如图1所示，试样加工尺寸如图2所示.图1 焊缝位置分布及尺寸(mm)Fig.1 Position and size of weld zone 图2 剪切试样示意图(mm)Fig.2 Diagram of shear specimens 由于接头在实际状态下承受剪切应力，确定加工六组剪切试样检测剪切应力，第1,3,5组试样对应工艺参数为焊接速度120 r/min，搅拌头转速60 mm/min，第2,4,6组试样对应工艺参数为焊接速度60 r/min，搅拌头转速为450 mm/min，剪切试验结果如表2所示.表2 剪切应力对比

Table 2 Contrast of shearing stress编号最大剪切应力τ/MPa平均剪切应力τ/MPa搅拌头长度L/mm1-1253.151-2241.35265.14161-3300.002-1255.902-2303.62293.25162-3320.243-1334.173-2358.38334.31173-3310.384-1150.124-2151.43153.91174-3160.195-1124.815-2118.06125.02185-3132.196-1309.906-2367.96335.39186-3328.31 由表2可以看出，搅拌头长度为17和18 mm时，针对两种工艺参数，相同搅拌头长度所获得的焊缝抗剪切性能有较大差异，长度为17 mm时，焊接速度120 r/min，搅拌头转速60 mm/min条件下焊接接头获得较高的剪切应力，而另一种工艺下得出的接头剪切应力较差，长度为18 mm时情况刚好相反；两种搅拌头的对应最高和最低平均值都相近，该两种尺寸搅拌头在给出的工艺参数组条件下进行焊接所获得焊缝性能不稳定，后续试验中相对较难寻找其最优工艺窗口；相对而言，搅拌头长度为16 mm时，两组工艺参数下的焊缝抗剪切应力相近，且明显优于另外两种搅拌头的最差数据组，说明在同样条件下，针对15 mm厚7N01铝合金搭接接头，16 mm长度搅拌头表现较为稳定，焊缝抗剪切性能相对较优.2.2 焊接接头微观金相 对第2组试样的焊接接头微观组织进行研究，得到图3焊接接头微观金相图,从图中可以明显地看到，焊核和热力影响区的分界线在前进侧和后退侧是明显不同.如图3b,c所示,在前进侧，焊核和热力影响区有明显分界线，并且热力影响区中的塑性流动痕迹也很清晰；而后退侧两个区域的分界线要模糊一些，有一个较宽的过渡区域.出现这种情况的原因是在焊接过程中,随着搅拌头的不断前进，后退侧附近的材料会不断地随着搅拌头的外表面逆时针地流向搅拌头的后方；前进侧由于存在明显的楔形挤压和空腔作用，使得焊缝材料塑性流动方向与母材金属塑性流动方向相同或者相反,并且后退侧的材料与前进侧的材料在温度上也有差异，从而在前进侧热力影响区与焊核区之间存在很大的相对变形差和组织上的差异，进而在焊缝的前进侧热影响区与焊核区之间形成明显的分界面；而在后退侧，焊缝材料塑性变形方向与母材金属塑性变形流动方向一致，母材金属平滑地与焊缝材料一起变形，并且此时的温度梯度变化小而平滑，从而后退侧热力影响区与焊核区的分界面并不是很明显，存在一个模糊的过渡区域.图3 搅拌摩擦焊接头微观组织Fig.3 Structure morphology of FSW joint 焊核区是受到热循环和机械作用影响最严重的区域，组织变化程度最大，是合金元素过度饱和区域，该区域变形晶粒发生沉淀和回复交互作用，晶粒尺寸一般在10 μm左右.在图3a中可以看到该区出现高密度分布的细晶沉淀相，从而抑制晶粒发生长大而发生再结晶反应；在理想的动态再结晶过程中，局部积累能的变化导致应变诱发晶界的迁移，这种迁移和塑性流动的不同将导致在初始晶粒的沉淀相周围开始形成链状的新晶粒，这样在焊接过程中不断形成新晶粒层，并从晶粒边界向内部发展一直到每一个初始晶粒均发生再结晶，从图3a可以看到该区的再结晶组织形貌基本一致，表现出一种无序、无方向性的特征.同时，焊核区的塑性流动是非对称的，这一点从有关前进侧与后退侧表现出明显不同特征可以得到验证.热力影响区在搅拌头的剧烈搅拌作用引起的塑性态铝的黏附作用下，在接近焊核区的小部分区域发生了局部破碎和黏附长大现象，而其它部分的组织发生了较大程度的弯曲变形，如图3b,c所示；另外，如图3b所示，该区域的晶粒尺寸比焊核区的要大，这主要是由于在焊接热循环作用下发生回复和动态再结晶造成.2.3 焊接接头显微硬度 硬度检测区域为图4横向划线部位，硬度分布呈“W”形.由图3可以看出：由于母材为T4状态，即经过固溶处理，自然时效，基体中有大量细小、弥散强化相，如θ相和T相析出，故母材的硬度最高；而在焊核区，距离焊核中心3 mm的区域硬度值最小，经与图3的对比参照可知，最小硬度值出现在热力影响区.由图5还可以看到，前进侧与后退侧的显微硬度分布存在一定的差异，后退侧比前进侧的平均硬度值要大，这也说明FSW与其它焊接方法因焊接成形原理不同造成微观特征的不同.可能是在后退侧材料“塞积”现象较严重，组织致密，晶粒变形大，畸变能增加.此外，强化相在后退侧的大量聚集可能也是造成其硬度值相对较大的一个因素.在热影响区内，硬度值明显低于母材.晶粒粗化和强化相的溶解导致硬度显著降低，热影响区受力和热的影响，容易出现大尺寸和不规则晶粒，导致硬度值降低.而在焊核区，硬度相对邻近区域有所提高，并在中心出现一个“峰值”，这与焊核区的形成机理有关，该区经历了搅拌针强烈的机械搅拌作用，晶粒得以细化，材料力学性能得到进一步提高，这是形成“峰值”硬度的主要原因.图4 显微硬度检测区域Fig.4 Micro-hardness testing area 图5 接头显微硬度分布Fig.5 Micro-hardness of joint 3 结 论(1)针对15 mm厚7N01铝合金搭接接头，在工艺参数分别为(焊接速度120 r/min，搅拌头转速60 r/min)以及(焊接速度60 r/min，搅拌头转速450 mm/min)时，“锥形”三平面+螺旋槽型搅拌头长度为16 mm能获得剪切性能较稳定的焊接接头.(2)从微观金相得出焊核和热力影响区的分界线在前进侧和后退侧明显不同，焊核区是受到热循环和机械作用影响最严重的区域，组织变化程度最大.(3)焊核区是合金元素过度饱和区域，晶粒得以细化，材料力学性能得到进一步提高，焊接接头显微硬度呈“W”形分布，在核焊区形成“峰值”硬度.参考文献： [1] 张 华，林三宝，吴 林, 等.搅拌摩擦焊研究进展及前景展望[J].焊接学报，2003，24(3): 91-96.Zhang Hua，Lin Sanbao，Wu Lin，et al.Current progress and prospect of friction stir welding[J].Transactions of the China Welding Institution，2003，24(3): 91-96.[2] 王希靖，申志康，张忠科.铝和镀锌钢板的搅拌摩擦焊搭接分析[J].焊接学报，2011, 32(12): 97-100.Wang Xijing, Shen Zhikang, Zhang Zhongke, Study of friction-stir-welded lap joint of aluminum and zinccoated stell[J].Transtions of the China Welding Institution, 2011, 32(12): 97-100.[3] Sanderson A, Punshon C S.Advanced welding processes for fusion reactor fabircation[J].Fusion Engineering and Design，2000, 49: 77-87.[4] 柯黎明，潘际銮，邢 丽, 等.搅拌针形状对搅拌摩擦焊焊缝截面形貌的影响[J].焊接学报，2007，28(5): 33-37.Ke Liming, Pan Jiluan, Xing Li , et al.Mechanical Influence of pin shape on weld transverse morphology in friction stir welding[J].Transactions of the China Welding Institution，2007，28(5): 33-37.[5] 张丹丹，曲文卿，尹 娜, 等.工艺参数对铝锂合金搅拌摩擦焊搭接接头力学性能的影响[J].焊接学报，2013，34(2): 84-88.Zhang Dandan，Qu Wenqing，Yin Na，et al.Effect of process parameters on mechanical properties of friction stir welded Al-Li alloy lap joints[J].Transactions of the China Welding Institution，2013，34(2): 84-88.[6] Mahoney M W，Rhodes C G，Flintoff J G，et al.Properties of frictionstir-welded 7075 T651 aluminum[J].Metallurgical and Materials Transactions A: Physical Metallurgy and Materials Science, 1998, 29(7): 1955-1964.收稿日期： 2015-11-04 中图分类号： TG 453 文献标识码： A doi：10.12073/j.hjxb.20151104001 作者简介： 王振苏，女，1966年出生，硕士，高级工程师.主要从事力学性能检测工作.Email: ***@126.com

2.搅拌摩擦焊接技术介绍 篇二

搅拌摩擦焊接中搅拌头转速、焊速、压入量(轴肩压紧力)、搅拌头形状和尺寸等均会影响搅拌摩擦焊接过程中的焊接温度以及材料变形历史,从而影响焊接质量。目前针对搅拌摩擦焊接过程中的传质传热以及材料变形已有大量的前期工作[3,4,5,6,7]。在搅拌摩擦焊接中,搅拌头的机械搅拌作用下,搅拌区晶粒发生动态再结晶,在焊接温 度场的作 用下形成 细小的等 轴晶粒[8,9],这一过程由剧烈塑性变形与温度共同作用[10], 对搅拌区晶粒变化的数值模拟可以为进一步的焊接质量控制奠定基础。Pan等[11]采用光滑粒子法(SPH) 模拟搅拌摩擦焊接过程,结合经验公式模拟搅拌摩擦焊接过程中的晶粒变化。Buffa等[12]采用热力耦合模型结合实验数据模拟了搅拌摩擦焊接过程中的相体积分数的变化情况,并进一步研究了焊接参数的影响。 Chang等[13]通过对AZ31镁合金搅拌摩擦焊接的实验研究,揭示了焊 后搅拌区 晶粒尺寸 与Zener-Hollomon参数的关 系。Gerlich等[14]通过Zener-Hollomon参数估算了5754和6061铝合金在搅拌摩擦点焊中的应变率数值范围。Robson等[15]通过计算Zener-Hollomon参数预测了2524铝合金在搅拌摩擦焊接过程中的晶粒尺寸变化。

从已有文献可以发现,通过计算Zener-Hollomon参数可以预测 搅拌摩擦 焊接晶粒 尺寸变化。ZenerHollomon参数的计算依赖于物质点的变形历史和温度历史,而搅拌摩擦焊接中不同位置的物质点具有不同的运动行为,跟踪物质点的运动并基于不同的变形历史和温度历史预测搅拌摩擦焊接构件的搅拌区和晶粒尺寸对于进一步了解搅拌摩擦焊接的焊后力学性能变化并对优化焊后力学性能具有重要意义。本工作正是基于搅拌摩擦焊接过程中物质点材料流动的不同行为,界定搅拌区的大小,并通过材料物质点的真实应变分量与温度的时间历程,计算Zener-Hollomon参数, 并进一步预测搅拌区内的搅拌头转速对晶粒尺寸的影响。

1计算模型

采用完全热力耦合有限元模型模拟搅拌摩擦焊接过程,基于ABAQUS计算平台及FORTRAN程序进行求解,完全热力耦合有限元模型的有效性已被广泛验证,详细模型描述可见文献[16,17]。有限元网格如图1所示。 搅拌头直 径为16mm,搅拌针直 径为6mm,采用直径为60mm的圆形薄板模拟搅拌摩擦焊接过程中搅拌头周围的材料的运动行为。本模型中, 搅拌针长度超过构件厚 度,主要原因 是为保证ALE模型网格规则与求解的收敛性[18]。材料为6061-T6铝合金,其力学性能和热物理性能均是温度的函数,见文献[17]。搅拌头设定为刚体,轴肩压力为90MPa, 焊速为120mm/min,取转速400r/min与500r/min两种情况进行对比。

搅拌摩擦焊接过程为热力耦合过程,在每一时间步内需同时求解动力学方程和瞬时热传导方程:

式中:M为质量矩阵,C为阻尼矩阵,K为刚度矩阵,P为载荷列阵,CT为热容矩阵,KT为导热矩阵,PT为热载荷矢量。动力学方程采用中心差分法进行求解,瞬时传热方程采用前差分方法求解。

对于每一个时间步,可以提取出材料物质点所经历的温度与真实应变分量,用以计算分析材料在大变形热力耦合情况下的力学性能:

式中λ为伸长率,dl和dL分别为当前构型和参考构型中的微小段长度,x和X分别为当前构型中的位置矢量。

等效应变率ε·-由应变率张量ε·计算得到:

式中,“:”表示张量双点乘。

Zener-Hollomon参数定义如下:

式中:Q为激活能,取值为156kJ/mol;R为气体常数。

通过Zener-Hollomon参数,可以预测焊接区最终晶粒大小[19]:

式中:D为初始晶粒尺寸124μm[20];a,b为材料常数, 根据文献[19,20]中实验数据推算得到,取为1.74和 -0.23。

2结果讨论

图2,3所示为搅拌摩擦焊接过程中材料物质点的流动规律,通过材料的流动行为,可以划分出搅拌焊接过程中搅拌区域(SZ)的边界。以转速为500r/min时材料流动为例,在焊接构件上表面,最靠近焊缝中心线的材料物质点,以焊接速率靠近搅拌头后,在轴肩与搅拌针的共同摩擦旋推作用下,运动轨迹发生明显变化, 随搅拌头旋转方向发生剧烈绕针流动,并最终绕过搅拌头,进入返回侧尾迹。由此可以判断,焊接过程中的飞边现象是由前进侧该部分材料形成的。搅拌区外的材料物质点,其流动轨迹受搅拌头影响较小,近似为直线,该区域材料以剪切变形下的位错运动为主。对比发现,搅拌区材料具有明显的流动性,而这一特性正是判断搅拌区边界的重要依据。同理,可以判断下表面焊接区域。

图2 搅拌摩擦焊接构件材料流动 ( a )构件上表面 ; ( b )构件下表面 Fig.2 Materials flows in friction stir welding ( a ) on top surface ;( b ) on bottom surface

根据材料流动的不同行为,图4给出两种工况下搅拌区的形状和尺寸。随着搅拌头转速的增加,焊接构件上表面搅拌区尺寸略有增大,宽度由16.8mm增加为18.4mm,这主要是由于轴肩的摩擦旋推作用增大所致。而下表面搅拌区域的宽度随搅拌头转速的增加无明显变化,宽度均为12mm。从图4可以发现,搅拌区域上表面较宽,且略大于轴肩直径,下表面较窄, 区域的截面图呈梯形分布,这与同种材料搅拌焊接的实验观测结果[21]一致,证明了利用材料物质点流动界定搅拌区边界的可行性和有效性。

图3 不同转速下材料流动轨迹 ( a ) 400r / min ;( b ) 500r / min Fig.3 Materials flows of different rotation speed ( a ) 400r / min ;( b ) 500r / min

为了进一步研究搅拌区域的最终微观晶粒尺寸, 需根据材料的流动轨迹,提取计算出等效真实应变率与温度历程。根据(5)式计算出的等效应变率历程,如图5所示。可以看出,前进侧(位置坐标为正)材料所经历的等效应变率,均明显高于相同位置的后退侧(位置坐标为负)材料。这是由于旋转摩擦的作用,前进侧材料更多的进行绕针流动。在上表面,转速的增加对前进侧等效应变率峰值影响较小,前进侧6.1mm处的材料,在时刻t=4s,达到峰值2.6s-1。而返回侧6.1mm处,两种转速条件下,应变率均在t=2s时达到峰值,由400r/min时的0.8s-1增长到500r/min时的1.3s-1。靠近外侧的材料物质点,即离中心线8.4mm处,流动迹线较为平稳,在流经搅拌头时,未发生较大绕流,故等效应变率值较低,两种转速条件下,峰值均在1s-1附近。在下表面,由于轴肩的摩擦作用的影响降低,材料流动规律与上表面略有 区别。在前进侧, 最靠近中心线(2mm处)的材料会发生绕针运动,较大转速下,等效应变 率更高,峰值可达20s-1。 未发生绕针运动的 材料,前进侧与 后退侧应 变率则无 显著差异,值得注意的是,靠近中心线且未发生绕针运动的返回侧材料(-2mm处),在流经搅拌针时,仍受搅拌针影 响造成应 变率的波 动。 根据应变 率的规律,可以发现焊接转速的增加,将使得搅拌区材料流动明显加剧。

图5 等效应变率随时间变化关系 ( a ) ω=400r / min ,上表面 ;( b ) ω=500r / min ,上表面 ; ( c ) ω=400r / min ,下表面 ;( d ) ω=500r / min ,下表面 Fig.5 Relation of equivalent strain rates and time ( a ) ω=400r / min , top surface ; ( b ) ω=500r / min , top surface ;( c ) ω=400r / min , bottom surface ;( d ) ω=500r / min , bottom surface

根据图3给出的材料流动轨迹,对比400r/min与500r/min工况,转速增大后材料流动轨迹明显改变, 绕针运动速率增大,轨迹更加杂乱,故计算出的应变率值较高。Chang等[13]对AZ31镁合金的 搅拌摩擦 焊接实验研究发现,随着转速的增大,材料应变率也随之增大,且服从线性增长,与本计算结果规律相符。对于应变率历程的不规则与跳跃性,则是由于流动轨迹受搅拌头影响发生明显绕针运动所致。

图6给出了相 应位置的 温度历史 曲线,转速由400r/min增至500r/min,最高温度 分别为334℃ 和370℃,增大约11%。在上表面,前进侧与后退侧温度分布较为对称,材料物质点在流经搅拌头附近时,达到温度峰值,与等效应变率峰值时刻相近,均为t=4s左右。随着材料物质点离开中心线距离增加,材料物质点经历的 温度历史 明显下降,以500r/min转速下6.1mm至8.4mm为例,如图所示,最高温度由320℃ 降低至230℃。在下表面,绕针运动的材料物质点,如前进侧6.1mm处,在搅拌针的作用下发生绕针运动, 其温度始终保持在较高区域。当材料物质点流出搅拌区,在经历2s左右的高温后,逐渐降低至150℃以下。 从图6(c),(d)可以看出,随着焊接转速的升高,前进侧绕针流动的材料范围在扩大,说明高转速使得搅拌区域材料的流动性加强。

基于上述温度与应变率历史,可按(6),(7)式计算Zener-Hollomon参数,并进一步预测搅拌区域最终晶粒尺寸。表1,2给出了构件上下表面在两种工况下不同位置的最终晶粒尺寸和相应温度、等效应变率值。 两种焊接转速下,构件上下表面搅拌区最大晶粒尺寸分布相对均匀,前进侧与后退侧尺寸分布基本对称,这与Kim等[22],Liu等[23]的实验观测晶粒分布规律相符。在焊接转速400r/min条件下,最终晶粒尺寸在1.9μm到3.9μm,平均尺寸2.93μm,转速增大到500r/min时, 则为3.1μm到6.5μm,平均尺寸4.63μm,这与Sato等[24]对于晶粒尺寸随转速、温度增大而增大的实验观测规律一致(如图7所示)。众多实验已证实,温度的增长,将使晶粒尺寸增大,而较大的应变率,会使晶粒尺寸减小[25]。当转速增加时,最高焊接温度与最大应变率均增加,而平均晶粒尺寸随之增大,且温度变化对于晶粒尺寸的影响远大于应变率变化产生的影响。

图6 温度随时间变化关系 ( a ) ω=400r / min ,上表面 ;( b ) ω=500r / min ,上表面 ; ( c ) ω=400r / min ,下表面 ;( d ) ω=500r / min ,下表面 Fig.6 Relation of temperatures and time ( a ) ω=400r / min , top surface ;( b ) ω=500r / min , top surface ; ( c ) ω=400r / min , bottom surface ;( d ) ω=500r / min , bottom surface

值得注意的是,在搅拌区内,不同工况和位置处, 晶粒尺寸数值会发生波动。例如,400r/min工况下, 上表面6.1mm处晶粒尺寸小于3.2mm处,转速增至500r/min时,晶粒尺寸总体增大,但内外侧数值差异减小。下表面在转速增大时,也有类似规律。比较图3与表1,2可以发现,晶粒尺寸数值出现波动,这是由于转速增加时同一位置的流动轨迹有可能发生明显改变。由此可判断,400r/min与500r/min工况下不同位置晶粒尺寸规律的差异性,主要原因是转速增加带来的温度增长与流动轨迹变化。

3结论

(1)根据材料物质点的流动轨迹的不同,可以划分搅拌区域的边界。

(2)焊接转速的增大,将使构件上表面搅拌区变宽,而对下表面搅拌区宽度的影响不大。

(3)较高的焊接转速,将显著增大焊后搅拌区内的晶粒尺寸。

(4)温度增加会使搅拌区晶粒增大,变形增加会使搅拌区晶粒减小,然而温度的影响更为明显。

摘要：基于搅拌摩擦焊接的完全热力耦合模型,跟踪材料物质点运动轨迹,划分出不同搅拌头转速下搅拌区域边界。沿材料物质点迹线提取出真实应变与温度历程,可进一步计算Zener-Hollomon参数并利用经验公式预测搅拌区晶粒尺寸。经计算发现较大转速工况下,搅拌区尺寸较大。搅拌区晶粒尺寸随焊接温度的增加而增加,随应变率的增加而减小。随着搅拌头转速的增加,焊接区材料温度与等效应变率均有明显增长,但是温度影响更为明显,平均晶粒尺寸随搅拌头转速的增加而增加。

3.搅拌摩擦焊接技术介绍 篇三

动态控制低应力无变形搅拌摩擦焊技术

基于动态低应力无变形技术的原理,设计开发了用于FSW的阵列式射流冲击热沉系统,该系统可有效减小搅拌摩擦焊接头残余应力,实现FSW薄壁结构的低应力无变形焊接.动态低应力无变形技术不仅可以提高6082-T6铝合金FSW接头性能,而且与搅拌摩擦焊的`工艺适用性好,因此具有较好的技术经济价值和良好的应用前景.

作 者：李光 李从卿 董春林 栾国红  作者单位：北京航空制造工程研究所 刊 名：航空制造技术  ISTIC英文刊名：AERONAUTICAL MANUFACTURING TECHNOLOGY 年，卷(期)： “”(z1) 分类号：V2 关键词：搅拌摩擦焊   动态低应力无变形技术   阵列式射流冲击热沉  

4.搅拌摩擦焊接技术介绍 篇四

目前,国外对2024铝合金的搅拌摩擦焊工艺和组织性能进行了大量研究,美国的M A Sutton,A P Reynolds等人研究了2024铝合金搅拌摩擦焊对接接头的显微结构[2],G Bussu研究了2024铝合金搅拌摩擦焊接头的残余应力等[3]。中国有人对6mm厚的2024铝合金的搅拌摩擦焊工艺进行了研究,但对小于2mm薄板2024铝合金研究的较少。为提高2024 铝合金材料的抗腐蚀性能,在其表面通常有一层高纯铝或含Zn 1%(质量分数)的锌铝合金,称为包铝层。在熔化焊时该包铝层对接头性能的影响不是很明显,但在搅拌摩擦焊时,情况就有很大的不同。本工作研究了包铝层对搅拌摩擦焊接头性能的影响。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料及设备

本实验用材料为2024-T3可热处理强化的高强铝合金,其表面有一层成分为高纯铝的包铝层,其化学成分和力学性能分别见表1和表2。

试板尺寸为 400mm×100mm×2.65mm,沿长度方向进行对接。实验采用的焊接设备为FSW2-4CX-006型平面二维搅拌摩擦焊机,其上装有锥状搅拌头。搅拌头的轴肩直径为10mm,搅拌针为圆顶内凹型,直径为3mm。

1.2 实验方法

为测试包铝层对搅拌摩擦焊接头性能的影响,实验分三组进行。第一组实验对试板不加处理,上下表面都有包铝层;第二组实验对试板的上表面进行加工,采用机械加工铣掉0.1mm,去除包铝层;第三组实验对试板的下表面进行加工,铣掉0.1mm,去除包铝层。

焊前用丙酮擦拭试板,焊接参数为转速500r/min、焊速180mm/min。焊后5天进行拉伸性能实验和硬度测试,分析包铝层对2024铝合金搅拌摩擦焊接头力学性能的影响;同时进行金相组织和断口形貌观察,采用JSM-5600LV型扫描电镜(Jeol, Japan)分析包铝层对2024铝合金搅拌摩擦焊接头组织的影响。

2 实验结果与分析

2.1 力学性能的实验结果与分析

包铝层的存在对铝合金搅拌摩擦焊接头的力学性能有重要的影响。表3是三组试板拉伸性能实验的平均试验结果,可以看出,去掉包铝层的第二组和第三组试板均比第一组的拉伸强度高,其中去掉下表面包铝层的第三组试板的拉伸强度最高,平均为419.74MPa,比没去包铝层的第一组试板平均高出35.54MPa,达到母材性能的86.1%,此外,第三组接头的延伸率也最高,达到7.2%。

图1所示为三组实验焊缝接头的显微硬度从后退侧到前进侧的分布曲线,其中x轴的零点为焊缝中心。

从图1可以看出,三组实验接头的显微硬度分布均呈“W”型,最低点位于焊缝的热影响区附近,并且两面均有包铝层的接头硬度明显低于上表面无包铝和下表面无包铝的接头硬度。从焊缝区硬度的变化趋势上看,两面都带有包铝层的第一组实验焊缝的硬度分布波动很大,由焊缝中心到两侧,硬度逐渐降低,当到热影响区时,硬度达到最低,然后其值逐渐升高到母材水平。去掉表面包铝层的第二组实验和第三组实验的在焊缝区的硬度分布波动较小,分布比较均匀,其平均值均高于第一组实验。从力学性能实验的结果可以看出,包铝层的存在大大降低了搅拌摩擦焊接头的力学性能,去掉包铝层后2024铝合金搅拌摩擦焊接头的性能明显提高;除去下表面包铝层的第三组试板比除去上表面包铝层的第二组试板的拉伸性能和硬度高,这说明下表面包铝层对搅拌摩擦焊接头性能的影响大于上表面。

2.2 断口分析

在搅拌摩擦焊过程中,搅拌头旋转方向和前进方向相同的一侧称为前进侧,与前进方向相反的一侧称为后退侧[4],三组实验中上下表面都有包铝层的第一组试样拉伸断裂在焊缝的前进侧热机械影响区,为剪切断裂,上表面无包铝的第二组试样拉伸断裂在焊缝中心偏于前进侧位置,第三组下表面没有包铝层的试样拉伸断裂在后退侧热机械影响区位置,成45°角剪切断裂。图2是三组实验拉伸断口的微观形貌照片。可以看出,除去包铝层后拉伸断口中的韧窝状特征明显增加,在图2c中,断口上布满了大小不等的圆形或椭圆形的杯状凹坑群。 通过分析可以看出,从第一组实验到第三组实验的试样,脆性断裂逐渐减少,塑性断裂逐渐增加,这说明了包铝层的存在降低了2024-T3

铝合金的塑性性能。

2.3 金相组织分析

图3是焊缝接头组织宏观金相照片。可以看出,下表面带包铝层的试样的焊缝下部有少量的白色齿状的纯铝搅入焊缝,从左往右逐渐减少,即从焊缝的前进侧到后退侧逐渐减少(见图3b);上表面带包铝层的试样大焊缝上部有大量的白色的纯铝搅入焊缝,并从右往左逐渐减少,即从焊缝的后退侧到前进侧逐渐减少(见图3c)。在搅拌摩擦焊接过程中,搅拌头旋转着逐渐插入被焊试样,材料在搅拌头的摩擦力和搅拌针的搅拌作用下发生塑化,形成固相接头。一般把焊接过程中的塑化金属分为两层,上层塑化金属主要在搅拌头的旋转摩擦带动下由焊缝的前进侧向后退侧移动转移,下层塑化金属主要由搅拌针对底层金属的挤压和

旋转带动来实现转移[5]。

第二组试样在进行搅拌摩擦焊接时,旋转的搅拌针对底层金属进行挤压和搅拌,下层金属和包铝层发生塑化,由于在焊接过程中搅拌针和下表面之间存在一定距离,所以只有极少数的包铝层被卷入焊缝,而且没有和焊缝中的其他金属熔合在一起,当接头承受载荷时,该位置就容易应力集中,产生微裂纹,这可能是下表面带有包铝层的2024铝合金搅拌摩擦焊接头的拉伸性能较低的原因。

第三组试样的上表面带有包铝层,在进行焊接时,前进侧的焊缝金属受到搅拌针的热剪切作用,发生塑化变形,并在搅拌针的旋转摩擦带动下,由焊缝的前进侧转移到后退侧,在后退侧焊缝金属受到旋转面前方金属的挤压作用而沉积下来,形成明显的聚集层,这部分金属也没有和焊缝中的金属熔合在一起,在接头承受载荷时,造成应力集中,成为裂纹产生的根源,这就造成上表面带有包铝层的2024铝合金搅拌摩擦焊接头的拉伸性能的下降。

总之,表面带有包铝层的2024铝合金进行搅拌摩擦焊接时,包铝被卷入焊缝,由于焊接温度低,包铝不能和铝合金熔合在一起,从而形成类似于熔焊的“夹杂”,当接头承受载荷时就产生应力集中,容易形成裂纹,使焊缝的力学性能下降。

3 结论

(1)包铝层的存在大大降低了2024铝合金搅拌摩擦焊接头的力学性能。

(2)去掉包铝层后2024铝合金搅拌摩擦焊接头的性能显著提高,而且分布比较均匀。

(3)下表面包铝层对2024铝合金搅拌摩擦焊接头

性能的影响大于上表面的包铝层。

(4)当2024铝合金表面带有包铝层进行搅拌摩擦焊接时,在搅拌头的旋转和搅拌作用下,包铝层被卷入焊缝中,由于和铝合金不能熔合在一起,形成类似于熔焊的“夹杂”,从而使得接头的力学性能下降。

摘要：为提高2024航空铝合金材料的抗腐蚀性能,在其表面通常包有一层高纯铝或含Zn 1%(质量分数)的锌铝合金,包铝层在搅拌摩擦焊时会对接头的性能产生较大的影响。本研究采用搅拌摩擦焊技术对不同表面带有包铝层的2024-T3铝合金薄板进行了焊接,测试了其力学性能,并进行了金相组织观察。研究结果表明,包铝层的存在明显降低了2024-T3铝合金搅拌摩擦焊接头的力学性能;去掉包铝层后接头的性能显著提高;下表面包铝层对接头性能的影响大于上表面包铝层;当2024-T3铝合金表面带有包铝层进行搅拌摩擦焊接时,在搅拌头的旋转和搅拌作用下,包铝层被卷入焊缝中,形成类似于熔焊的“夹杂”,从而使得接头的力学性能下降。

关键词：包铝层,2024-T3铝合金,搅拌摩擦焊,力学性能

参考文献

[1]关桥.轻金属结构制造中的搅拌摩擦焊技术与焊接变形控制[J].航空科学技术,2005,(4):13-16.

[2]SUTTON M A,REYNOLDS A P,HUBBARD C R,et al.Astudy of residual stresses and microstructure in 2024 aluminumfriction stir butt welds[J].Journal of Engineering Materials andTechnology,2003,124:215-221.

[3]BUSSU G,IVRING P E.The role of residual stress and heat af-fected zone properties on fatigue crack propagation in friction stirwelded 2024-T351 aluminum joints[J].International Journal ofFatigue,2003,25:77-78.

[4]NORMAN A F.High resolution EBSO analysis of the grainstructure in an AA2024 friction stir weld[J].Materials ScienceForm,2000,331-337:1713-1718.