王晨1, 2, 王貝貝2, 3, 薛鵬2, , 王東2, 倪丁瑞2, 陳禮清1, 肖伯律2, 馬宗義2

1 東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點實驗室 沈陽 110819
2 中國科學院金屬研究所沈陽材料科學國家研究中心 沈陽 110016
3 東北大學材料科學與工程學院 沈陽 110819

摘要

關鍵詞： 鋁基復合材料 ; 攪拌摩擦焊接 ; 高焊速 ; 高周疲勞

陶瓷顆粒增強的鋁基復合材料(aluminum matrix composite,AMC)與其基體合金相比具有高強度、高模量、低熱膨脹系數、良好的耐磨性能和導熱性能等優點,在航天、航空及軌道交通等領域得到廣泛應用。通常,焊接是制造領域不可或缺的工藝,因此AMC的焊接性能是決定其能否在工業中廣泛應用的一項重要指標。采用傳統的熔化焊進行AMC焊接時常常會產生氣孔、顆粒偏聚、界面反應、殘余應力大等問題[1,2],嚴重制約了其應用。近年來,攪拌摩擦焊接(friction stir welding,FSW)作為一種新型的固態焊接技術在鋁合金的焊接中得到廣泛應用,且在Mg、Cu、Ti、鋼等合金體系及異種材料的焊接中取得了良好效果[3,4,5,6,7,8,9,10]。與傳統熔化焊相比,FSW可有效避免熔化和凝固過程所產生的氣孔、裂紋以及Al4C3脆性相的生成,且殘余應力小,工件不易變形,是AMC焊接的有效方法[10,11]。

雖然FSW過程中的溫度與熔化焊相比明顯降低,但時效硬化態鋁合金及鋁基復合材料FSW過程中強化相受到熱循環作用仍會發生溶解或粗化,導致接頭軟化[12,13]。研究表明,提高焊速可以有效控制熱影響區強化相的粗化程度,從而改善時效硬化態鋁合金及鋁基復合材料FSW接頭的力學性能[14,15]。然而,與鋁合金相比,AMC的流動性能較差,采用高焊速時容易出現缺陷,并且AMC對攪拌工具造成嚴重磨損,限制了AMC焊接參數的選擇范圍,AMC的FSW焊速通常低于300 mm/min[16]。但Wang等[17]在800 mm/min的高焊速下實現了T4態17% (體積分數) SiCp/2009Al軋制板材的FSW,接頭的抗拉強度可達到母材的97%。

金屬結構件在服役過程中通常以疲勞斷裂的方式失效,因此除靜態拉伸性能外,AMC接頭的疲勞性能成為其工業應用中一項重要的考核指標。通常,AMC接頭的疲勞性能主要受到微觀組織結構、殘余應力、內部缺陷等因素的影響[16,18~20]。對于非時效硬化態的AMC接頭,焊核區(nugget zone,NZ)的組織變化對其接頭疲勞性能起關鍵作用,一方面,晶粒細化更容易引起Al基體中雙滑移下的疲勞裂紋擴展,降低接頭疲勞壽命;另一方面,破碎的陶瓷顆粒引起的裂紋偏轉可延長裂紋擴展路徑,有利于提高接頭的疲勞壽命[18]。但是對于時效硬化態的AMC接頭來說,疲勞失效通常發生在最低硬度區(lowest hardness zone,LHZ),如果NZ受到了殘余拉應力、未焊透缺陷等因素的影響,斷裂位置也會轉移到NZ[16,19,20]。此外,James等[21]在研究5083鋁合金FSW接頭的疲勞性能時發現,焊縫表面的“魚鱗紋”可作為2個裂紋之間的連接通道加速裂紋擴展,從而降低接頭的疲勞性能。對于FSW結構件,在實際應用過程中通常會將焊縫表面的“魚鱗紋”進行加工處理,而有些工況條件下僅對表面進行簡單處理,保留表面的“魚鱗紋”結構。

通常,材料的疲勞強度與其靜態拉伸強度密切相關,而提高焊速可明顯增強時效硬化態鋁合金及復合材料FSW接頭的拉伸性能,其疲勞性能是否因此得到改善值得關注。同時,接頭表面狀態對疲勞性能的影響也需深入研究,但目前尚少有相關報道。本工作選取具有良好塑性與強度匹配的典型時效硬化態AMC SiCp/6092Al作為研究對象,在800 mm/min的高焊速下進行FSW,并與低焊速(50 mm/min)下的接頭加以對比,對表面未打磨的接頭和經過打磨拋光后的光滑表面接頭的疲勞性能進行深入研究,以期獲得高強度及抗疲勞性能優異的SiCp/6092Al接頭。

1 實驗方法

采用3.0 mm厚T6態17%SiCp/6092 Al復合材料軋制板作為原材料,其基體合金成分(質量分數,%)為：Mg 1.0,Si 0.8,Cu 0.6,Al余量。用FSW-5LM-020型數控靜龍門攪拌摩擦焊機對75 mm寬、150 mm長的板材沿軋制方向進行對焊。焊接工具由金屬陶瓷制備,結構為直徑14 mm的普通凹形軸肩和根部直徑5 mm、針長2.75 mm的錐形螺紋針。轉速1000 r/min,焊接速率分別為50和800 mm/min,2種焊速下的樣品分別標記為1000-50和1000-800。

焊接完成后,采用MicroXAM型非接觸式光學輪廓儀觀測焊縫表面的三維形貌。采用MEF4A金相顯微鏡(OM)觀察接頭橫截面方向上的顯微組織,制樣時將樣品依次采用400、800、1200和1500號水磨砂紙打磨并拋光,然后用Keller試劑(2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL H2O)腐蝕。

硬度測試在MVK-H300型顯微硬度計上進行,在金相樣品上沿板厚中心線每間隔1 mm打一點,選用載荷為500 g,保壓時間15 s。拉伸樣品垂直于焊接方向截取,焊縫位于樣品中心,平行段長度為40 mm。拉伸實驗采用SANS-CMT 5205型電子萬能試驗機進行,初始應變速率為1×10-3 s-1,每個參數選用3個平行試樣進行測試,拉伸測試參照GB/T 228-2010 《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進行。分別對表面未打磨的原始試樣和經過打磨、拋光的光滑表面試樣進行高周疲勞測試,參照GB/T 3075-2008 《金屬材料疲勞試驗軸向力控制方法》進行。2種疲勞試樣的取樣位置同拉伸試樣一致,平行段長度同樣為40 mm。疲勞測試在CCQB-50型疲勞試驗機上進行,加載應力與時間的函數曲線為正弦波,應力比R=0.1,頻率為100 Hz。此處規定的疲勞極限為當循環周次達到107 cyc時所對應的最大循環應力。疲勞測試后,采用Quanta 600型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察斷口形貌。

2 實驗結果

2.1 接頭宏觀形貌

圖1為低焊速(50 mm/min)和高焊速(800 mm/min)下FSW接頭表面及橫截面宏觀形貌?？梢钥闯?低焊速和高焊速下均未發現明顯的焊接缺陷。低焊速下FSW接頭表面比較光滑,“魚鱗紋”特征不明顯(圖1a);與低焊速FSW接頭相比,高焊速下FSW接頭表面的“魚鱗紋”比較明顯,且間距較大(圖1b)。“魚鱗紋”間距代表焊接過程中焊接工具旋轉一周向前移動的距離,在相同的轉速情況下,焊接工具旋轉一周的時間相同,因此高焊速下焊接工具向前移動的距離更遠,接頭表面的“魚鱗紋”更為明顯。由圖1c和d可知,低焊速和高焊速下接頭橫截面的宏觀形貌均無隧道、孔洞等缺陷,但形貌特征存在一定差異,低焊速下FSW接頭的NZ形貌呈典型的盆形,而高焊速下FSW接頭的NZ面積急劇減小,NZ內的攪拌針影響區(pin deformation zone,PDZ)與軸肩影響區(shoulder deformation zone,SDZ)分界線明顯,PDZ的形狀呈橢圓形。

圖1   FSW接頭的宏觀形貌

Fig.1   Surface topographies (a, b) and cross sectional macrostructures (c, d) of friction stir welding (FSW) joints at the welding speeds of 50 mm/min (a, c) and 800 mm/min (b, d) (NZ—nugget zone, SDZ—shoulder deformation zone, PDZ—pin deformation zone, RS—retreating side, AS—advancing side)

2.2 接頭微觀組織

圖2所示為母材(base material,BM)和FSW接頭橫截面NZ的微觀組織。由圖可見,經過FSW后,NZ的SiC顆粒形貌及分布發生了變化。BM中的SiC顆粒分布比較均勻且沿著軋制方向分布,顆粒邊緣存在比較尖銳的棱角。在FSW過程中由于劇烈的塑性變形和焊接工具的攪動作用,NZ的SiC顆粒被充分攪動并發生破碎,棱角鈍化。焊速為50 mm/min時,焊接工具的攪動作用充分,NZ的SiC顆粒分布與BM相比更加均勻,同時破碎的細小SiC顆粒也彌散分布于基體中。而隨著焊速的提高,焊接工具的攪動作用減弱,從而降低了這種破碎效應,因此800 mm/min焊速下NZ的SiC顆粒破碎情況不明顯(圖2c)。

圖2   SiCp/6092Al復合材料母材及FSW接頭焊核區的微觀組織

Fig.2   Microstructures of base material (BM) (a) and FSW joints in the NZ at the welding speeds of 50 mm/min (b) and 800 mm/min (c)

2.3 硬度分布與拉伸性能

圖3所示為FSW接頭橫截面方向的顯微硬度分布曲線?？梢钥闯?2種焊速下FSW接頭的硬度分布均呈現出不同程度的軟化特征,曲線形狀與傳統時效硬化態的6xxx系鋁合金FSW接頭相似,呈“W”形分布,BM硬度最高,約165 HV,焊縫區硬度降低。低焊速的FSW接頭的軟化區寬度約為30 mm,前進側(advancing side,AS)和后退側(retreating side,RS)的熱影響區(heat affected zone,HAZ)內各存在著一個LHZ,硬度為90 HV,與BM相比硬度減小了75 HV,NZ的硬度與LHZ相比略有提高,約為105 HV;當焊速提高到800 mm/min時,FSW接頭的軟化區寬度縮減為18 mm,且整個接頭的硬度明顯升高,LHZ和NZ的硬度分別增加了20和15 HV。

圖3   FSW接頭橫截面的硬度分布

Fig.3   Microhardness distributions of FSW joint in the cross section at the welding speeds of 50 mm/min (a) and 800 mm/min (b)

表1所示為BM和FSW接頭的拉伸性能及斷裂位置。從表中可知,低焊速下FSW接頭的抗拉強度為310 MPa,與BM (490 MPa)相比明顯降低,接頭強度系數為63%,與前期研究[13,15,22]結果中的6xxx系鋁合金及復合材料接頭的強度系數相似。隨著焊速的增加,FSW接頭的拉伸強度明顯提高,抗拉強度增至355 MPa,接頭的焊接強度系數增至72%,與低焊速下的焊接強度系數相比提高了9%。2種焊速下的FSW接頭均沿著LHZ斷裂,與圖3中的硬度分布曲線一致,這表明在低焊速和高焊速下均獲得了無缺陷的AMC接頭,沒有發生異常斷裂現象。

Note: LHZ—lowest hardness zone

2.4 高周疲勞性能

圖4所示為未打磨的BM和FSW接頭的最大應力-壽命(S-N)曲線。可以看出,BM的疲勞極限為170 MPa,由于拉伸強度的降低,FSW接頭的疲勞極限均低于BM。然而,FSW接頭的疲勞性能與其強度卻呈現出了不一致性,雖然低焊速接頭的抗拉強度較低,但其疲勞極限(150 MPa)卻比高焊速接頭的疲勞極限高出10 MPa。此外,在高應力加載時,低焊速下的接頭疲勞壽命略低于高焊速下的疲勞壽命,而在低應力加載時,則呈現出相反的變化趨勢。

圖4   未打磨疲勞試樣的S-N曲線

Fig.4   S-N curves of BM (a) and FSW joints (b) for unpolished specimens (σmax—maximum stress, 2Nf—cycles to failure)

在對表面未打磨的疲勞試樣進行疲勞測試時,低焊速下的試樣均在HAZ斷裂,典型的斷后樣品形貌如圖5a所示;而高焊速下試樣的斷裂則呈現不一致性,高應力加載下在接頭中心位置處斷裂,低應力加載下的斷裂模式則與低焊速下的接頭相同,在HAZ處斷裂(圖5b)。

圖5   不同加載應力時未打磨疲勞試樣在不同焊速下的斷裂位置

Fig.5   Fracture locations of unpolished specimens at different maximum stresses and the welding speeds of 50 mm/min (a) and 800 mm/min (b)

對于低焊速下的FSW接頭,在高應力和低應力加載條件下疲勞斷口的形貌類似,典型的斷口形貌如圖6所示。從圖6a可以看出,疲勞裂紋起源于接頭上表面,且有多條裂紋源起始于試樣上表面。從裂紋源區(A區)的高倍形貌(圖6b)上可以觀察到疲勞裂紋容易在“魚鱗紋”凹痕的根部萌生,這說明表面未打磨試樣上表面粗糙的“魚鱗紋”是造成多條裂紋同時起裂的原因。裂紋擴展區(B區)的擴展特征不明顯,并未發現典型的疲勞輝紋(圖6c)。瞬斷區(C區)與AMC拉伸斷口的特征相似,呈現出淺的韌窩形貌(圖6d)。

圖6   50 mm/min焊速下,未打磨試樣在150 MPa應力加載下的斷口形貌

Fig.6   Macro morphology of fracture (a) and magnified images of regions A (b), B (c) and C (d) in Fig.6a of unpolished specimen at the welding speed of 50 mm/min and maximum stress of 150 MPa

圖7為高焊速下表面未打磨FSW接頭疲勞斷口形貌的SEM像。在150 MPa的低應力加載條件下,疲勞斷口表面只觀察到一個裂紋源區,且萌生于上表面,如圖7a箭頭處所示。將裂紋源區放大,可清晰觀察到疲勞裂紋萌生于“魚鱗紋”凹痕根部(圖7b),表明試樣表面“魚鱗紋”是造成表面未打磨的低焊速FSW接頭和低應力下高焊速接頭疲勞裂紋萌生的根本原因。與低應力加載時明顯不同,在高應力加載條件下,高焊速FSW接頭疲勞裂紋的起裂位置是由試樣底部起裂,屬于多裂紋源斷裂(圖7c)。由圖7d可以看出,多處裂紋由試樣底部的原始對接面處萌生（箭頭所示位置）,且底部渦旋區(swirl zone,SWZ)呈現出沿焊接方向的流動特征,這應與SWZ流動性不充分導致的接合作用減弱相關。

圖7   800 mm/min焊速下,表面未打磨試樣在不同應力加載下的斷口形貌

Fig.7   Macro morphologies of fractured samples (a, c) and corresponding magnified images of crack sources (region A) (b, d) of unpolished specimen at the welding speed of 800 mm/min and maximum stresses of 150 MPa (a, b) and 220 MPa (c, d)

由上述結果可知,表面未打磨FSW接頭樣品在疲勞測試過程中裂紋易在表面“魚鱗紋”和NZ底部萌生,導致試樣過早地疲勞失效,因此出現了疲勞性能與拉伸性能不一致的現象。為深入研究FSW接頭的本征疲勞性能,本工作同時對打磨、拋光后的光滑表面樣品進行了疲勞性能測試,其S-N曲線如圖8所示?？梢钥闯?經過打磨和拋光后,2種焊速下FSW接頭的疲勞性能顯著提高。高焊速下FSW接頭的疲勞極限為205 MPa,高于低焊速下接頭的疲勞極限(190 MPa)。低焊速下的試樣斷裂位置與未打磨樣品相同,均在LHZ斷裂,而高焊速下的試樣則在LHZ或靠近LHZ的BM斷裂,未發現沿NZ底部開裂的異常斷裂現象(圖9)。

圖8   光滑表面試樣的S-N曲線

Fig.8   S-N curves for polished specimens

圖9   不同焊速下光滑表面疲勞試樣的斷后形貌

Fig.9   Morphologies of polished specimens after fatigue tests at the welding speeds of 50 mm/min (a) and 800 mm/min (b)

圖10為光滑表面FSW接頭疲勞斷口典型形貌的SEM像。可以看出,光滑表面試樣的裂紋源位置比較隨機,可以在試樣側面(圖10a)、棱角(圖10b)及上下表面(圖10c)處起裂,不存在裂紋優先形核位置。進一步放大裂紋源區,可觀察到斷口附近表面有許多顆粒狀凸起,經能譜分析,此凸出的顆粒為SiC顆粒(圖10d)。此外,從接頭疲勞斷口側面形貌也可看出,無論是高焊速還是低焊速下,在低應力和高應力加載條件下,裂紋都易在顆粒附近萌生,典型形貌如圖11所示。

圖10   光滑表面試樣的疲勞斷口SEM像

Fig.10   SEM fractographs of polished specimens showing different crack initiation sites
(a) lateral (b) corner (c) top or bottom (d) magnified image of region A in Fig.10a

圖11   光滑試樣在沿著疲勞加載方向上的斷口形貌SEM像

Fig.11   SEM fractographs along the fatigue loading direction of polished specimens at the welding speeds and stresses of 50 mm/min, 220 MPa (a) and 800 mm/min, 220 MPa (b)

3 分析討論

3.1 焊速對接頭組織及常規力學性能的影響

眾所周知,FSW過程中接頭會受到熱循環作用和NZ攪拌作用,導致不同程度的組織演變,從而對接頭的力學性能產生很大影響[12,23,24]。在FSW過程中,只有NZ的SiC顆粒在焊接工具的攪拌作用下發生了破碎,而HAZ的SiC顆粒只受到焊接熱循環的影響,幾乎不會受到攪拌作用的影響,所以HAZ的SiC顆粒的分布沒有發生變化。在低焊速下焊接工具攪動作用較強,SiC顆粒充分破碎并彌散分布于NZ中。而高焊速下攪拌作用減弱,導致SiC顆粒破碎程度減小,且顆粒來不及重新分散,其均勻性與低焊速下的相比有所下降。

對于時效硬化型的6xxx系鋁合金及其復合材料,其高強度主要來源于大量的β″針狀析出相強化,因此基體中的析出相狀態對焊接接頭的力學性能有著至關重要的影響。據文獻報道,β″強化相的溶解溫度大約為220 ℃[25],而FSW過程中NZ的峰值溫度可達到500 ℃以上,且劇烈的塑性變形作用可加速強化相的溶解[26,27,28],因此NZ中的β″強化相可在FSW過程中快速溶解。Sato等[12]認為在FSW過程中,NZ的β″相全部發生了溶解,且β″相的溶解導致了NZ的軟化。而LHZ處于HAZ,由于溫度的降低則以β″相粗化為主,粗化程度主要取決于過時效溫度以上的持續時間長短。Liu和Ma[24]的研究結果表明,焊速提高可以縮短LHZ的過時效溫度以上的持續時間,從而限制β″相的粗化程度,使LHZ的硬度和接頭的拉伸強度得到提高。對于時效硬化態鋁合金及其復合材料的FSW接頭,若無焊接缺陷產生,試樣在拉伸過程中通常沿著較軟的LHZ斷裂。本工作中,低焊速和高焊速下,FSW接頭均斷裂在LHZ,而高焊速下由于LHZ熱循環的減弱作用,LHZ的硬度和接頭的拉伸強度均得到提高。

3.2 表面狀態對接頭疲勞極限的影響

通常在應力控制的疲勞實驗中,應力幅Δσ/2與疲勞壽命2Nf的關系可用Basquin公式來表示：

$\mathrm{\Delta }?/2={\mathit{\sigma \text{'}}}_{\mathrm{f}}^{}(2{?}_{\mathrm{f}}{)}^{?}$(1)

式中, ${\mathit{\sigma \text{'}}}_{\mathrm{f}}$代表疲勞強度系數,b代表疲勞強度指數。通常 ${\mathit{\sigma \text{'}}}_{\mathrm{f}}$可近似于頸縮修正后的真實拉伸強度[29]。由式(1)可知,疲勞極限一般與 ${\mathit{\sigma \text{'}}}_{\mathrm{f}}$成正比,即它隨著拉伸強度的提高而提高,本工作中的光滑表面試樣也證實了這個規律。然而,對于未打磨的原始表面狀態的FSW接頭試樣,其疲勞極限與拉伸強度卻呈現出相反的變化趨勢。

高周疲勞破壞過程中,裂紋萌生階段占疲勞壽命的主要部分,內部夾雜物、第二相顆粒、表面粗糙度、內部缺陷等因素會對裂紋的形核和擴展造成很大影響。本工作中FSW接頭試樣表面“魚鱗紋”的形成是由于焊接工具的周期性前進和旋轉將軸肩空腔內的材料逐漸壓出形成的[30]。高焊速下接頭的“魚鱗紋”會更深,從而增加接頭表面的粗糙度。圖12所示為2種焊速下接頭表面的縱向剖面三維形貌圖。可以看出,高焊速下FSW接頭表面的平均粗糙度Ra為26.12 μm,明顯大于低焊速下FSW接頭表面的Ra (12.37 μm)。裂紋萌生對表面質量非常敏感,粗糙度越高,裂紋萌生所需的切向力越低,裂紋越容易萌生[31]。另外,表面粗糙度的增加使表面的應力集中增加,從而過早地萌生裂紋,降低接頭疲勞極限。因此,粗糙表面的FSW接頭疲勞試樣不服從Basquin公式,但其疲勞極限與Ra卻存在一定的關系。

圖12   FSW焊縫表面輪廓形貌

Fig.12   Surface profiles of FSW welds at the welding speed of 50 mm/min (a) and 800 mm/min (b) (2b— peak-to-peak distance, a—depth of defect)

Murakami等[32]提出了疲勞極限與缺陷大小之間的關系,并應用在預測粗糙表面試樣的疲勞極限中：

$?=\frac{1.43\left(?+120\right){\left[\frac{1-?}{2}\right]}^{?}}{{\left(\sqrt[]{?}\right)}^{1/6}}$(2)

式中,σ表示疲勞極限預測值;H表示Vickers硬度,本工作中由于斷裂位置均在軸肩內,因此H可定義為軸肩范圍內的平均硬度;α為跟交滑移有關的因子,其值為α=0.226+H×10-4; $\sqrt[]{?}$表示等同于表面粗糙度大小的缺陷尺寸,與凹痕深度a和凹痕寬度2b (相鄰峰之間的距離,如圖12b所示)的關系式如下：

$\frac{\sqrt[]{?}}{2?}=2.97\left(\frac{?}{2?}\right)-3.51{\left(\frac{?}{2?}\right)}^2-9.74{\left(\frac{?}{2?}\right)}^3$(3)

Itoga等[33]認為a定義為平均表面粗糙度Ra時更接近實際結果,將Ra的值代入式(3)預測疲勞極限,結果如表2所示?？梢钥闯?預測的結果與實際疲勞極限結果非常接近。因此,原始表面的FSW接頭疲勞極限與拉伸強度的相反變化趨勢主要與試樣表面“魚鱗紋”的粗糙度密切相關。

3.3 接頭斷裂位置

當不考慮表面狀態對FSW接頭疲勞性能的影響時,LHZ成為整個接頭的弱區,因此光滑表面的FSW接頭在疲勞過程中優先在此處或附近開裂,且裂紋源位置隨機分布在試樣表面、側面及棱角處。而對于表面未打磨FSW接頭試樣,由于粗糙度的影響,在疲勞過程中大多數試樣沿表面的“魚鱗紋”優先開裂,但是高應力加載下的高焊速接頭卻在NZ底部開裂,這主要是高焊速接頭在低應力和高應力下的疲勞斷裂機理不同。在低應力下,疲勞斷裂的機理為粗糙表面引起的斷裂,而在高應力下,疲勞斷裂的機理為NZ底部引起的斷裂。造成疲勞斷裂機理不同的原因與FSW過程中的材料流變與焊接接合機理有關。如圖13所示,FSW過程中在焊接工具的旋轉帶動下,NZ經歷了復雜的材料流變和混合,在攪拌針的作用下,原始對接面兩側的材料得到充分混合從而實現接合。然而對于攪拌針底部的SWZ,材料流動不充分,在高溫條件下僅受到攪拌針的擠壓及帶動作用實現接合[34,35]。同時,由于薄板底部的導熱作用比厚板要強,因此底部的熱輸入會減弱,尤其在高焊速的情況更為嚴重,導致SWZ的結合作用減弱。顯然,攪拌針底部的SWZ接合強度通常要弱于NZ,尤其是在高焊速下,熱輸入量較低導致SWZ流動性差,進而導致SWZ接合強度減弱。Dickerson和Przydatek[36]認為流動不充分的SWZ在一定尺寸內并不影響整個接頭的拉伸性能,也不會作為起始斷裂區開裂,但也有文獻[37]報道SWZ所在的焊縫根部接合不良可作為“弱區”引起疲勞開裂。本工作中,未經打磨的高焊速接頭的粗糙表面和SWZ 2個易萌生裂紋的“弱區”相互競爭,高焊速接頭的SWZ的強度要低于SWZ上方的NZ強度。低應力幅加載下,最大循環應力小于SWZ的接合強度,底部不會優先產生裂紋,此種情況下表面“魚鱗紋”凹痕處作為裂紋形核點,引起疲勞失效。而在高應力幅加載時,最大循環應力可能會接近SWZ的接合強度,循環至一定周次后SWZ發生優先開裂,從而快速擴展導致整個接頭疲勞斷裂。

圖13   FSW過程中工具位置和材料流變示意圖

Fig.13   Schematics for position of stir tool (a) and metal flow pattrens (b) during FSW

4 結論

(1) 在高焊速(800 mm/min)和低焊速(50 mm/min)下均獲得無缺陷的SiCp/6092Al復合材料FSW接頭,高焊速的FSW接頭表面比低焊速的FSW接頭表面“魚鱗紋”更明顯,由于高焊速下熱輸入量較小,NZ面積明顯減小,且形貌由低焊速下典型的盆形變為橢圓形。

(2) 2種焊速下FSW接頭的硬度分布曲線均呈“W”型,焊速的增加提高了FSW接頭的硬度。與低焊速接頭相比,高焊速下LHZ和NZ的硬度分別提高了20和15 HV,并且軟化區寬度明顯變窄。高焊速接頭的抗拉強度可達到母材強度的72%,比低焊速接頭的焊接強度系數提高了9%。

(3) 對于表面未打磨的疲勞試樣,由于表面“魚鱗紋”的影響,2種焊速下接頭的疲勞極限與拉伸強度呈相反趨勢。在高循環應力加載下,低焊速接頭疲勞失效是由接頭表面“魚鱗紋”應力集中引起的,而高焊速接頭的SWZ流動不充分導致試樣在NZ底部對接面處起裂;在低循環應力加載下,高焊速接頭和低焊速接頭均由表面“魚鱗紋”應力集中引起疲勞失效。

(4) 對于光滑表面疲勞試樣,其疲勞極限明顯高于表面未打磨疲勞試樣。高焊速下的疲勞極限達到205 MPa,要高于低焊速下的疲勞極限(190 MPa),與接頭的拉伸性能趨勢呈現出一致性。疲勞樣品斷裂位置均在LHZ附近,且疲勞裂紋源位置隨機出現在試樣的表面及棱角處。

來源--金屬學報