薛鵬,張星星,吳利輝,馬宗義

中國科學院金屬研究所沈陽材料科學國家(聯合)實驗室, 沈陽 110016

摘要

本文結合本研究組的研究結果, 簡述了異種材料、高熔點材料、鋁基復合材料的焊接, 以及溫度場模擬、復合材料/超細晶材料制備等攪拌摩擦焊接與加工領域幾個熱點問題的研究進展. 分別對影響異種金屬材料焊接的關鍵因素與界面結合機理, 高熔點材料(鋼、鈦合金)焊接過程中的組織演變及焊接工具的發展, 鋁基復合材料接頭組織性能與工具磨損, 溫度場熱源模型及溫度場的影響因素與變化規律, 攪拌摩擦加工復合材料及超細晶材料的組織特點及性能等內容進行了總結與評述. 同時, 對未來相關領域的研究方向進行了展望.

關鍵詞：攪拌摩擦焊接;攪拌摩擦加工;異種材料;高熔點材料;鋁基復合材料;溫度場模擬

攪拌摩擦焊(friction stir welding, FSW)是英國焊接研究所(the welding institute, TWI)于1991年發明的新型固相焊接技術, 具有節能環保、優質高效等優點, 自發明起便受到了廣泛的關注, 也是世界焊接技術發展史上自發明到工業應用時間跨度最短的連接技術, 被譽為繼激光焊后“焊接史上的第二次革命”[1,2]. FSW的工藝原理非常簡單, 一個帶有軸肩和攪拌針的焊接工具高速旋轉并將攪拌針擠入對接板材的接縫處, 直至軸肩與工件緊密接觸, 在摩擦熱的作用下, 材料發生軟化, 隨著攪拌針的攪動作用使接縫兩側的材料產生塑性流變和混合, 通過焊接工具的前移形成密實無缺陷的焊縫. FSW已在航空、航天、船舶、軌道交通、汽車等工業領域廣泛應用, 現已成為高強鋁合金和鎂合金的首選焊接工藝. 除鋁、鎂合金外, FSW在鋼、鈦合金等高熔點金屬、鋁基復合材料以及異種金屬的焊接方面也具有優勢, 受到越來越廣泛的關注. Sato[3]總結了2004~2005年和2014~2015年FSW領域發表的國際學術論文及日本國內焊接會議報告內容, 表明目前雖然發表學術論文仍以鋁、鎂合金為主, 但學術交流重心已明顯向鋼鐵等高熔點材料以及異種材料等方向轉移. 此外, 對于FSW溫度場模擬以及基于FSW基本原理發展的攪拌摩擦加工(friction stir processing, FSP)技術也成為近年來研究者關注的熱點[4,5]. 本文將結合本研究組的研究結果, 從以下幾個方面簡述FSW/FSP相關領域近年來的研究進展.

1 異種材料的攪拌摩擦焊

隨著科技日新月異的進步, 新材料和新工藝的應用日益廣泛, 對結構設計要求也越來越苛刻. 通常, 在整個構件的使用過程中, 各部分所承受的載荷及外部環境并不一致, 對材料性能的要求也不盡相同, 應用異種材料焊接結構可最大限度地利用材料的各自優點, 因此近年來受到越來越多的關注[6]. 由于異種材料間物理化學性能差異大, 不宜采用熔化焊方式, 因此閃光焊、摩擦焊以及FSW等固相連接工藝成為異種材料可行的焊接方法. 相比其它方法, FSW工藝簡單、節能高效、適用性強, 應用前景更廣. 本節將以界面反應類型為主線選取以下4種典型的異種材料體系進行論述.

1.1 劇烈界面反應體系

此類體系的典型代表為Al-Mg異種金屬體系, Al和Mg均屬于較活潑元素, 雖然熔點、導熱率等物理性能差異不大, 然而晶體結構存在差異, 兩者之間極易反應生成各種脆性金屬間化合物(intermetallic compound, IMC), 甚至出現局部熔化現象, 造成接頭力學性能急劇下降. 因此, 近年來各國學者針對如何抑制Al-Mg接頭脆性IMC的生成做了許多努力, 有些取得了一定成效.

從Al-Mg二元相圖[7]上可知, 在較低的溫度下(437和450 ℃) Al-Mg之間可發生2種共晶反應, 這將導致大量脆性相的生成, 且液相的出現極易產生凝固裂紋. 在FSW參數選擇上, 絕大多數研究者均采用較低的熱輸入參數, 以避免或減少共晶反應的產生, 因而獲得成形質量較好的FSW參數范圍普遍較窄. Fu等[8]獲得了6061鋁合金-AZ31鎂合金異種金屬FSW焊縫成形的工藝窗口, 在較低的工具轉速(600~800 r/min)及低的焊速(30~60 mm/min)下, 可獲得無缺陷的接頭, 而參數選擇不當時易出現孔洞、隧道、裂紋等缺陷. 此外, 攪拌針偏置以及被焊材料的相對位置也對接頭成形及力學性能有明顯的影響, 但對于何種材料位于前進側、攪拌針如何偏置最有利于接頭成形的問題目前仍未達成共識[9-11].

當Al-Mg接頭無宏、微觀缺陷時, IMC的生成量及分布決定了接頭的力學性能. 大多數研究表明, Al-Mg接頭界面主要生成Al12Mg17和Al3Mg22種IMC[12]. 為了減少IMC的生成量, 有研究者采用輔助冷卻的方式降低焊接溫度[9,13]. Mofid等[14]的研究表明, FSW過程中施加水及液氮冷卻可使焊接溫度分別降低46和53 ℃. 然而, 即使在冷卻方式下, 仍然有過多的IMC生成, 接頭的力學性能提升并不明顯.

除施加冷卻外, 還有研究者利用添加第三方元素的方式抑制或減弱Al-Mg間的反應[15,16]. Xu[15]在Al-Mg攪拌摩擦點焊(FSSW)的研究中發現, 添加Zn夾層可提高接頭的力學性能, 繼而采用鍍Zn的鋁合金與鎂合金進行FSSW, 鍍Zn層能夠同時起到阻礙IMC生成和增加接頭有效連接面積的作用, 接頭性能與無鍍層(0.8 kN)相比明顯提高, 可達3.7 kN. 鍍層與Mg基體發生了反應, 在靠近Mg側生成了MgZn2相, 同時在Al側形成了富Zn的過渡區和殘存的細小Zn片層, 實現了Al-Mg之間的冶金結合.

1.2 中等界面反應體系

此類體系主要以鋁合金與高熔點金屬焊接為典型代表, 如Al-Fe, Al-Cu和Al-Ti等體系[17-20]. 此類體系的異種金屬的熔點、導熱率、硬度等物理及力學性能差異巨大, FSW時也會生成IMC, 但參數控制適當可大大減少其生成量, 較少的IMC反而有利于提高結合強度. 本小節將以Al-Cu體系的FSW為例進行論述.

與其它異種金屬的FSW類似, 除了常規的轉速、焊速等參數外, 攪拌針偏置和被焊材料的相對位置對Al-Cu焊接具有明顯影響. 起初, 為減少攪拌針磨損, 往往將攪拌針向較軟的Al側偏置, 后來越來越多的研究結果表明, 攪拌針偏置有利于焊縫成形, 提高焊接質量. 絕大多數研究[20-23]表明, 當攪拌針大部分位于Al側時可得到最優的焊縫質量. 此外, 當較硬的Cu位于前進側時有利于形成優質焊縫, 反之則容易出現隧道缺陷, 攪拌針偏置模式下更為嚴重. 這是由于在攪拌針后部的焊縫成形區, 材料由后退側流向前進側, 如果較硬的材料位于后退側, 則無法順利地流向前進側, 從而形成隧道缺陷[23].

為了避免過多的IMC生成, 采用較低的熱輸入往往可以得到較好的焊縫質量, 比如Xue等[24]在600 r/min的低轉速下得到了無缺陷的接頭, 如圖1[24]所示. 焊核區Al基體中分布有許多尺寸大小不一的顆粒, 尺寸較大的為Cu顆粒, 其周圍生成了IMC薄層, 從而與Al基體實現了良好的冶金結合, 而尺寸較小的Cu顆粒則完全與Al基體反應生成了Al4Cu9, Al2Cu及AlCu等IMC[22]. 焊核區的Al基體與Cu之間存在明顯的界面, 掃描電鏡(SEM)觀察發現該處IMC層厚度非常薄, 僅有1 μm左右(圖1b). 透射電鏡(TEM)分析顯示界面層呈現明顯的三層結構, 靠近Al側為不連續的α-Al固溶體層, 靠近Cu側為Al4Cu9層, 其中含有少量的AlCu相, 中間為Al2Cu層(圖1c). 正是由于適量的IMC生成, Al-Cu之間達到了良好的冶金結合, 拉伸時斷裂于Al側熱影響區(heat affected zone, HAZ), 強度系數達到90%, 而且可彎曲至180°不發生斷裂[23]. 然而, 當熱輸入較高時, 界面處的IMC層厚度明顯增加, 且會出現IMC與Cu片層組成的混合結構, 接頭的力學性能明顯下降. 顯然, 如何優化FSW工藝, 使界面生成均勻連續的IMC薄層是實現此類體系合金高性能連接的關鍵.

1.3 無界面反應體系

此類體系的典型代表為Mg-鋼體系, Fe的熔點遠高于Mg, 甚至超過Mg的沸點, 且兩者晶體結構有差異, Mg和Fe之間幾乎不能固溶且不能生成IMC, 潤濕性非常差, 給其焊接帶來了極大困難. 目前, 對Mg-鋼FSW的研究還比較有限, 且主要以點焊和搭焊為主[25-28]. 許多研究表明, 鎂合金與鍍Zn鋼板的FSW接頭性能要優于與無鍍Zn鋼板的接頭, 其原因在于鍍Zn層與Mg基體發生反應, 形成Mg-Zn的共晶組織, 增加了Mg在鋼表面的潤濕性[25].

Zhang等[26]和Wang等[27]利用可伸縮攪拌針, 實現了Mg-鋼的高質量FSSW, 接頭拉伸剪切強度達8.7 kN. 研究發現, 當采用Mg位于上部的搭接形式時, 攪拌針磨損較小, 但由于焊接溫度較低, Mg-鋼界面之間以機械結合為主, 如圖2[26]所示. 而Mg位于下部時, 提高了界面反應溫度, 促進了Al元素從Mg基體中的析出, 在Mg-鋼界面處生成了Mg-Zn和Al-Fe等多種復雜化合物, 形成了冶金結合的界面, 接頭強度明顯提高. 因此, 鍍Zn層只起到促進界面潤濕的作用, 而Mg-鋼之間的冶金結合, 離不開鎂合金基體中Al元素的作用. 此外, 通過攪拌針的特殊設計, 充分攪動鋼基體, 產生較多的飛邊結構, 釘扎在Mg基體中, 可大大提高接頭的機械結合作用, 從而提高接頭性能[28].

1.4 新型異種材料體系

近年來有許多研究者對新型異種材料體系的FSW進行了探索, 比如金屬-非晶體系和金屬-塑料體系[29-35]. Wang等[29]利用攪拌針向Al側偏置的工藝成功得到了7075鋁合金和鋯基非晶的無缺陷接頭, 如圖3[29]所示, 研究表明, 焊核區含有大量未晶化的非晶碎片, 非晶與Al之間未發現明顯的反應, 接頭強度可達到鋁合金母材的74%. Sun等[30,31]對純Cu和鋯基非晶采用對焊和點焊2種方式進行了FSW研究, 取得了良好的力學性能, 除焊核區的非晶碎片外, 在界面處還發現了非晶條帶和純Cu組成的混合結構. 顯然, FSW可實現金屬與非晶的高質量焊接, 然而其具體的界面結合機理目前仍不清楚.

金屬與塑料之間物理化學特性完全不同, 因此FSW時如何實現兩者之間的結合是關鍵. FSW過程中熱量的產生會使塑料產生氣泡, 界面少量氣泡的存在可產生壓力促使金屬與塑料焊合, 然而氣泡產生過多則明顯降低接頭性能. 因此, 如何控制氣泡的產生量是FSW過程中必須注意的問題. Liu等[32,33]對鎂合金與尼龍的FSW研究表明, 氣泡量小于8%時可以得到優異的力學性能. 而對于鋁合金與塑料的FSW, 合金表面存在包Al層時接頭拉伸剪切強度高達43 MPa, 明顯高于未包Al的接頭強度(28 MPa)[34]. 此外, 對金屬表面進行等離子電解氧化(plasma electrolytic oxidation, PEO)處理, 可使鎂合金表面形成PEO涂層與聚乙烯之間產生原子尺度或分子尺度的結合. 同時聚乙烯伸入到涂層形成微機械互鎖效應, 也大大提高了鎂合金與聚乙烯接頭的結合力[35].

1.5 小結

FSW在異種材料的焊接中展現出了很好的應用前景, 有望成為異種材料連接的理想工藝, 然而還需在工藝優化和連接機理方面進行深入研究. 對于劇烈界面反應體系, 如何通過改善FSW參數及引入第三方元素等方式避免界面過度反應是未來研究的關鍵; 對于中等界面反應體系, 調整FSW參數使界面生成均勻連續的IMC薄層是獲得優異接頭性能的關鍵, 而其精細的界面微觀組織仍需深入研究; 對于界面無反應體系, 如何改善界面潤濕性并充分發揮Al和Zn等合金元素的作用促進界面冶金結合仍是需要解決的難題; 對于金屬-非晶、金屬-塑料等新型體系, 在拓展研究體系的同時, 對界面結合機理的深入研究將是重點關注的內容.

2 高熔點材料的攪拌摩擦焊

熔化焊在鋼鐵等高熔點材料的焊接中占主導地位, 然而FSW固相焊接的優勢使其在高熔點金屬材料的焊接中也受到了極大關注. FSW發明初期, 受焊接工具的限制, 對于高熔點金屬的研究非常有限. 近年來, 隨著聚晶立方氮化硼(polycrystalline cubic boron nitride, PCBN), W-Re合金和金屬陶瓷等焊接工具材料的制備及工具設計等方面的明顯進步, 對鋼、鈦合金、高溫合金等高熔點金屬的FSW研究越來越廣泛和深入. 本節將以鋼和鈦合金為例進行相關論述.

2.1 鋼的攪拌摩擦焊

2.1.1 碳鋼 普通低碳鋼的FSW相對比較容易, 通常可獲得質量良好的接頭, 接頭組織主要以韌性較好的鐵素體為主[36,37]. 隨著C或合金元素含量的增加, C當量的增加使鋼的淬硬性趨向增大, 此時FSW的參數選擇尤為重要. 起初, 對鋼的FSW研究大多采用較高的熱輸入參數, 焊核區峰值溫度可達900~1200 ℃, 高于完全奧氏體化溫度A3, 在冷卻過程中通常得到硬脆的貝氏體及馬氏體等相變組織[38]. Cui等[39]采用較低的熱輸入參數(200 r/min, 400 mm/min)控制FSW峰值溫度在奧氏體相變溫度A1以下, 在S70C (0.72%C, 質量分數)高碳鋼接頭中得到了鐵素體和Fe3C顆粒的混合組織, 而在高熱輸入參數下則生成了粗大的硬脆馬氏體組織, 如圖4[39]所示. Chung等[40]對焊核區組織進行沖擊韌性測試表明, 與高熱輸入下(>A3)的沖擊吸收能(24.20 Nmm)相比, 低熱輸入下(<A1)焊核區沖擊吸收能明顯提高(67.62 Nmm).

隨著輕量化的逐步推廣, 低碳低合金高強鋼的應用越來越多, 因而對其焊接的關注度也越來越高. 通常, 高強鋼具有超細的晶粒、含有高密度的位錯及亞結構, 大多處于高度的亞穩態, 在熱輸入的影響下極易發生轉變, 給焊接帶來了極大困難. 因此, 對于高強鋼尤其是超高強鋼(>1 GPa)的FSW, 雖然熱輸入與熔化焊相比已明顯降低, 但常規參數下HAZ的軟化仍然非常明顯[41]. Ghosh等[42]在M190馬氏體鋼的FSW研究中發現, HAZ的硬度甚至低于母材的50%. 更為嚴重的是, 在常規參數下焊核區容易生成硬脆的馬氏體組織, 從而降低接頭力學性能[41-43]. 顯然, 選用低轉速及輔助冷卻方式優化焊核區組織并減輕HAZ軟化是高強鋼FSW的研究重點. Xue等[44,45]采用輔助水冷卻的方式, 控制FSW峰值溫度在兩相區溫度(A1~A3), 從而在焊核區得到了超細的鐵素體與馬氏體的雙相組織, 可成為高強鋼FSW的理想焊縫組織. 焊核區的超細雙相組織力學性能優異, 屈服強度高達1.1 GPa時仍有7%的均勻延伸率. 此外, 采用低熱輸入FSW工藝控制焊核區峰值溫度在A1以下可得到鐵素體超細晶組織, 晶粒尺寸可細化至300 nm, 也可提高接頭的力學性能[46].

2.1.2 不銹鋼 不銹鋼的FSW研究大多集中于單相奧氏體不銹鋼, 如304, 316及高氮不銹鋼等. 對于此類不銹鋼, 層錯能較低, 其高溫熱變形機制及再結晶行為要比鋁合金復雜[47]. Nandan等[48]對304不銹鋼FSW過程中的黏塑性變形及溫度場模擬的研究表明, 攪拌針周圍發生了劇烈的塑性流動, 主要傳熱方式是對流傳導, 整體的溫度場沿著焊接工具呈非對稱性分布, 會對接頭的再結晶行為產生巨大的影響. 研究發現, 在FSW的強塑性變形以及熱作用下, 最開始不銹鋼發生動態再結晶. 然而由于變形的不均勻性, 使得焊縫內整體的位錯密度呈現出不均勻的分布狀態, 在隨后的軸肩加熱過程中這些位錯密度較高的區域繼續發生靜態再結晶, 從而呈現出不同的取向特點[49]. Du等[50]對高氮不銹鋼的研究表明, 雖然焊核區的組織已經明顯細化, 但是在焊核區的上下部位組織間不僅存在尺度差異, 同時其特征晶界比例也差別很大, 如圖5[50]所示.

在不銹鋼熔化焊的接頭組織中往往保留著一定量的鐵素體, FSW過程溫度雖然低于熔化焊, 然而在劇烈塑性變形的作用下也會發生異常相變導致鐵素體的生成[47,51], 而殘余的鐵素體以及大變形伴隨的再結晶過程會在某些焊接參數下加速σ相的析出[52]. 尤其在較高的熱輸入條件下, 焊核區底部會生成大量的σ和χ相析出物, 嚴重惡化接頭的耐蝕性[53].

近年來, 除了單相奧氏體不銹鋼, 許多研究者還對鐵素體不銹鋼及雙相不銹鋼等進行了FSW研究. 對于鐵素體不銹鋼, FSW焊核區仍為鐵素體組織, 晶粒明顯細化, 小角晶界比例有所升高[54,55]. 而對于雙相不銹鋼的研究表明, 焊核區中的雙相組織比例與母材相當[56].

FSW在不銹鋼的焊接中顯示出了比熔化焊明顯的優勢, 對于304不銹鋼薄板焊接速度可高達1200 mm/min, 且焊接質量優異, 拉伸測試時接頭斷裂于母材[57]. 而對于鐵素體及雙相不銹鋼, FSW的接頭也常斷裂于母材, 且可彎曲至180°不發生斷裂[54-56]. 耐蝕性是不銹鋼非常重要的性能, FSW低熱輸入量使得不銹鋼接頭的耐蝕性比傳統熔化焊形成的凝固態組織明顯改善, 尤其對雙相不銹鋼更為明顯. 通常, 雙相不銹鋼接頭的耐空蝕性能與母材相比顯著提高, 且隨著晶粒的細化, 鈍化性能也逐步提高[58]. Li等[59]發現高氮不銹鋼接頭焊核區與母材的耐蝕性能非常接近; Zhang等[60]的研究結果表明, HAZ的點蝕電位沒有明顯降低, 而焊核區表現出較好的抗點蝕能力.

2.2 鈦合金

除焊接工具外, 鈦合金本身的流動特性是限制其FSW發展的重要因素[61,62], 鈦合金通常在β相變溫度上下100 ℃左右具有較好的流動性, 然而Ti極低的導熱率使其焊接溫度對參數的敏感性遠高于鋁合金, 很難將其控制在某個溫度范圍內[63], 因而軸肩的熱源作用極易造成Ti板表面過熱, 而根部熱量不足, 從而導致根部缺陷的產生[64]. 而且, 在鈦合金FSW過程中, 極易產生絕熱孔洞、未焊透缺陷及背板元素污染等[62]. 近年來, 隨著焊接工具、靜止軸肩及輔助加熱等技術的發展[65,66], 鈦合金FSW的發展速度加快.

目前鈦合金FSW的研究主要集中于TC4和Ti-5111等焊接性能較好的α+β雙相和α單相合金[67-71]. 鈦合金在加熱與冷卻過程中伴隨著α與β的同素異構轉變, 因此在FSW過程中, 鈦合金的微觀組織演變比鋁合金和鎂合金更為復雜, 通常焊核區無法觀察到常見的洋蔥環結構, 而過渡區(包括HAZ和熱機影響區(thermal-mechanical affected zone, TMAZ))通常很窄, 寬度僅幾十至幾百微米, 甚至有學者認為TMAZ并不存在[66,72]. Wu等[73]認為鈦合金導熱率很低, 且強度高, FSW過程中極少量的熱向周圍傳遞并導致焊核區附近極窄的區域發生變形, 形成極窄的TMAZ. 此外, 對母材到TMAZ的微觀演變進行了細致研究, 提出了TMAZ的晶粒細化機制是連續動態再結晶與β相滲入形成凹槽相結合的機制.

通常, 鈦合金FSW的峰值溫度高于β相變溫度, 焊核區通常由細小的片層組織組成[61,74]. 由于材料在β相區發生變形、回復、再結晶等微觀特征易被冷卻過程中的相變組織所掩蓋, 焊核區的組織演變機制研究異常困難. Mironov等[74]借助電子背散射衍射(EBSD)中的β重構技術, 提出了在TC4合金FSW過程中β晶粒拉長后的橫向細分機制. 而Pilchak等[64]認為β重構技術無法完全區分晶界和亞晶界, 他們利用另一種β重構技術, 根據母材重構后的β織構與焊核區重構后的β織構一致的現象, 認為TC4合金在FSW過程中僅發生α相向β相的轉變, 在β相區并沒有發生再結晶. 當采用較低的熱輸入時, 可使FSW峰值溫度低于β相變溫度, 焊核區得到細小等軸組織[75], Pilchak等[76]認為該組織是通過連續動態再結晶演變而來.

鈦合金FSW接頭的強度通常下降不多, 而塑性卻大幅下降. Liu等[66]報道了TC4合金FSW接頭在不同焊接參數下焊接強度系數均可達90%以上, 但延伸率卻不到母材的50%. 超塑性行為是鈦合金非常重要的力學性能. 隨著航空航天構件向大型化、整體化發展, 焊接構件的整體超塑性成形(superplastic forming, SPF)受到極大的關注. FSW因其可得到細小組織而在接頭整體SPF上表現出優于熔焊的極大優勢. 目前, 美國波音公司已利用FSW/SPF制備出了直徑4 m的大型航空鈦合金結構件, 而國內對鈦合金FSW/SPF的研究仍處于起步階段. 早期的報道主要集中于鈦合金FSW的工藝窗口及其SPF后的性能研究, 未對超塑性變形機制進行報道. 最近, Wu等[67,77]研究了TC4合金焊核區細小針片狀組織的超塑性行為, 發現焊核區在高溫超塑性溫度范圍(850~925 ℃)內拉伸時, 得到>700%的良好超塑性, 如圖6a和b[66,67]所示, 明顯高于熔焊焊縫(<400%); 此外焊核區在650~750 ℃范圍內還顯示出良好的低溫超塑性. 從整個接頭的超塑性角度考慮, 在800 ℃, 3×10-4s-1時, 焊核區的超塑性和流變應力均與母材相當, 這為實現接頭整體SPF提供了可能. 靜態退火和超塑性變形過程中針片狀組織的球化機制是實現良好超塑性的主要原因(圖6c和d[66,67]).

2.3 焊接工具

焊接工具的研發一直是高熔點FSW研究的核心內容, 直接決定著FSW在高熔點金屬焊接上的應用前景. 通常, 高熔點金屬的焊接工具所用材料為PCBN, W-Re合金和WC-Co基合金等耐高溫材料[78,79]. 歐美的研究者在PCBN和W-Re合金的研發方面做出了很多努力, 所開發的焊接工具典型形貌如圖7[80]所示. PCBN具有優良的耐磨性和耐高溫性能, 在高熔點金屬的焊接中具有明顯優勢, 但費用高, 加工和設計難度大. MegaStir公司長期致力于PCBN焊接工具的研發, 采用多向加壓高溫燒結的工藝制備出了高質量的大塊體PCBN原材料, 所生產的焊接工具目前可單面焊接25 mm厚的鋼板. W-Re合金與PCBN相比韌性較好, 但高溫磨損性能較差、壽命短、成本較高是制約其發展的瓶頸.

除PCBN和W-Re合金外, 日本等國的研究人員還用其它焊接工具材料對高熔點金屬的FSW進行了研究, 并取得了一定的成效. 大阪大學Fujii研究組與Furuya金屬公司聯合開發了一種銥基合金(Ir-10Re-1Zr, 原子分數, %), 具有良好的高溫抗磨損性能, 甚至優于PCBN, 可焊接75 m長的304不銹鋼板[81]. 然而, 銥基合金價格昂貴, 可加工性能也較差, 因此又研發了一種價格低廉的WC-Co基合金工具, 在鋼鐵及鈦合金的FSW研究中廣泛使用, 但此種材料在高溫耐磨性及使用壽命等方面還存在許多問題, 難以在工業中大規模應用. 日本東北大學的Sato等[82]與日立公司合作開發了一種鈷基合金, 通過特殊的熱處理工藝使基體合金中生成大量彌散的γ′針狀相(Co3(Al, W)), 從而大大提高了高溫力學性能, 此種焊接工具在TC4兩相鈦合金的FSW中體現出了明顯的優勢. 此外, 近年來的研究[44,45]表明, 通過降低轉速或者輔助冷卻的方式使FSW過程中的溫度大幅度降低可使材料的選擇范圍擴大, 某些低成本的金屬陶瓷類焊接工具也可取得良好的焊接效果, 尤其適用于薄板的FSW.

2.4 小結

FSW在高熔點金屬的焊接中具有極大的應用前景, 但目前受焊接工具和材料本身流動性的限制, 其發展遠不如鋁、鎂等低熔點合金. 但隨著焊接工具的突破, 靜止軸肩、雙軸肩、輔助加熱及冷卻等技術的發展, 以及基礎研究的深入開展, 高熔點金屬的FSW有望在工業上實現大規模應用. 除焊接工具外, FSW工藝窗口的拓寬, 焊接過程中的組織演變機制及控制仍是未來研究需要考慮的重點.

3 鋁基復合材料的攪拌摩擦焊

顆粒增強鋁基復合材料(aluminum matrix composite, AMC)綜合了金屬良好的強度、韌性、易成形性等特點與增強相的高強、高模等優點, 且密度低、制造工藝簡單, 成為目前應用最廣的一類金屬基復合材料, 在航空、航天等領域已經取得廣泛應用[83]. 陶瓷增強相與基體合金性能的巨大差異, 給AMC的熔化焊帶來很大困難, 限制了構件的設計, 成為限制其廣泛應用的主要障礙. FSW作為一種固相焊接技術, 可以獲得性能良好的接頭, 成為近年來AMC焊接研究的熱點[84].

3.1 焊接工具磨損

由于陶瓷顆粒的存在, AMC的FSW過程中焊接工具會發生明顯的磨損, 普通的工具鋼在焊接時磨損非常嚴重, 其典型磨損形貌如圖8[85]所示. Nelson等[86]用H13工具鋼(洛氏硬度Rc>52)對15%B4C/6061Al (體積分數)復合材料的FSW研究表明, 焊接長度不到254 mm時, 攪拌針的螺紋已經完全磨損, 而軸肩磨損接近2 mm. 掃描電鏡(SEM)觀察發現磨損的工具碎屑在焊核區厚度方向上彌散分布, 影響焊接質量. 通常在焊接初始階段工具磨損最嚴重, Prado等[85]和Shindo等[87]均發現AMC的FSW過程中, 焊接工具存在一個自優化形狀, 當工具磨損到自優化形狀時, 工具磨損量大大降低.

Feng和Ma[88]在SiC/2009Al復合材料的FSW中對工具磨屑和AMC的反應機理進行了深入研究, 發現工具鋼的磨屑與基體反應在焊核區生成Cu2FeAl7相, 其存在方式有兩種, 一種在SiC顆粒附近形成單晶, 另一種在SiC顆粒表面形成納米晶, 并與SiC呈(1012)SiC//(212)$\begin{array}{c}{}_{C{u}_2\mathit{FeA}{l}_7}\end{array}$取向關系. SiC表面形成Cu2FeAl7不僅減弱了SiC與基體的結合, 同時也消耗了基體中的Cu, 減少析出相的數量, 降低接頭的強度.

為了減少工具磨損, 近年來許多學者嘗試使用價格相對便宜的金屬陶瓷及硬質合金等耐磨材料制作焊接工具, 取得了良好的焊接效果. Ceschini等[89]使用Fe-Ti合金工具焊接Al2O3/7005Al復合材料, 接頭強度可達母材的81%, 但并未給出磨損的詳細報道. Liu等[90]使用WC-Co硬質合金焊接SiC/AC4A復合材料, 焊接分7次進行, 工具磨損速度隨焊接速度的降低而升高, 且在第一次焊接時工具的磨損最嚴重, 工具直徑減少11%, 7次焊接結束后直徑共減少27%. Wang等[91]利用金屬陶瓷焊接工具對17%SiC/2009Al (體積分數)復合材料在800 mm/min的高焊速下進行FSW, 焊接工具并未發現明顯磨損.

3.2 接頭組織與性能

AMC的FSW接頭與鋁合金類似, 焊核區也可觀察到明顯的洋蔥環結構, 有研究者認為焊接過程中增強相的偏聚是導致洋蔥環出現的原因[92]. 然而, Feng等[93]采用較高轉速進行SiC/2009Al的FSW時, 發現洋蔥環結構是由細小的Al-Cu-Fe-Mg和Al-Cu-Fe相組成, 焊核區并未發現明顯的顆粒偏聚.

由于制備工藝的影響, AMC中的增強相顆粒在基體中可能會發生偏聚. FSW后, 由于焊接工具的攪拌作用, 增強相在基體分布更加均勻. 同時焊核區大部分增強相的尖角被磨圓, 細小的增強相數量增多, 說明焊接工具的攪動造成了增強相的磨損和破碎[92,94].

目前, 關于AMC的FSW接頭焊核區析出相的研究相對較少. Feng等[93]對擠壓態SiC/2009Al的研究表明, FSW后母材中粗大的θ相(Al2Cu)消失, 焊核區出現細小的θ′′相. 經T4 (固溶+自然時效)處理后, 焊核區θ′′相數量增多, 同時出現針狀的S′相(Al2CuMg). Wang等[91]對高速焊接條件下17%SiC/2009Al-T4 (體積分數)復合材料FSW過程中析出相演化進行了深入分析. 母材的強化主要來源于固溶原子團簇, FSW后在焊核區發現了尺寸非常小的Al2Cu (約100 nm)和Al2CuMg (約20 nm), 而HAZ由于經歷的熱歷史非常短, 僅有少量的原子團簇固溶到基體中.

可熱處理AMC的FSW接頭硬度分布與鋁合金的分布規律一致, 受熱輸入的影響非常明顯. 對于17%SiC/2009Al-T4 (體積分數)的接頭, 當焊速較低時(50和200 mm/min)在兩側HAZ均可觀擦到2個明顯的低硬度區, 如圖9[91]所示. 靠近焊核區的HAZ為最低硬度區, 是由于析出相的溶解和粗化造成的. 當焊速高達800 mm/min時, 焊核區為最低硬度區, 接頭兩側HAZ各有1個低硬度區. 對于鑄造AMC, 由于母材常含有鑄造缺陷且組織粗大, FSW后組織明顯細化, 因此焊接強度系數可達到100%[95]. 而對于熱處理后的擠壓或軋制態AMC, 接頭的強度系數一般為62%~80%[96,97]. 而在高速焊接情況下, 由于HAZ的熱歷史較短, 接頭強度系數可高達97%[91].

3.3 小結

FSW可避免熔焊缺陷, 且接頭性能優異, 是AMC理想的焊接工藝. 然而目前工具磨損和焊接工藝窗口較窄仍是AMC的FSW面臨的主要挑戰, 尤其對于高體積分數的AMC. 選擇低成本、易加工的耐磨耐高溫材料同時優化焊接工具設計以拓寬焊接工藝窗口仍是未來研究的重點. 此外, 對于AMC的FSW接頭腐蝕、疲勞等實際應用中的關鍵性能研究也需要給予關注.

4 攪拌摩擦焊溫度場模擬

溫度是決定FSW過程相變、再結晶、材料流變和接頭殘余應力等的關鍵因素, 一直是FSW研究領域最為關注的問題. 然而, 由于焊核區劇烈的塑性變形作用難以直接測量真實溫度循環歷史. 因此, 對FSW溫度場的模擬受到了廣泛的關注, 本節將對焊核區最高溫度經驗公式、熱源模型及參數對溫度場的影響等進行相關論述.

4.1 最高溫度經驗公式

Arbegast和Hartley[98]研究了參數對FSW溫度的影響, 發現最高溫度與熱指數ω2/v相關, 并提出了如下經驗公式:

$\begin{array}{c}\frac{T_M}{T_s}=K{\left(\frac{{\omega }^2}{v\times {10}^4}\right)}^{\alpha }\end{array}$(1)

式中,TM為最高溫度,Ts為固溶溫度/熔點溫度,K和α為常數,ω為轉速,v為焊速. 公式(1)很簡潔, 可近似描述轉速和焊速對最高溫度的影響, 但不能反映其它參數的影響; 同時, 對于不同的材料, 需要擬合相應的K和α數值. 因此, 公式(1)在預測不同材料在不同焊接參數下的最高溫度時仍然存在很大的局限性. DebRoy研究組[99,100]通過對多種鋁合金和鋼的FSW溫度數據進行分析總結, 發現FSW最高溫度可用基于Buckingham π理論的無量綱最高溫度關系式描述, 該關系式是基于實驗測量結果的統計公式, 與材料種類無關, 普適性較公式(1)更廣泛, 但是其形式非常復雜, 預測精度不高, 只能用于多數材料FSW最高溫度的半定量分析.

4.2 溫度場熱源模型

目前的溫度經驗公式不能給出接頭不同位置處(如焊核區或HAZ)的溫度循環歷史, 而接頭力學性能不僅與最高溫度有關, 也與高溫停留時間密切相關, 因此模擬溫度場以分析不同位置的溫度循環歷史十分重要, 而模擬FSW溫度場的核心在于建立有效可靠的摩擦熱源模型.

早期, Frigaard等[101]采用簡單的Coulomb摩擦定律計算摩擦力和摩擦熱, 綜合黏著摩擦和滑動摩擦, 取中間值0.4作為鋁合金FSW溫度場模擬的摩擦系數, 但該模型高估了焊接總熱源, 導致最高溫度大大超過鋁合金熔點, 模型所預測的熱循環曲線與實測結果相差很大. 2005年以來, Schmidt等[102]和Nandan等[103,104]建立了基于黏著摩擦與滑動摩擦的混合摩擦熱源模型, 該模型雖有進步, 但滑動摩擦系數μ和滑動因子δ函數都是根據經驗選取, 缺乏實驗數據的支持和校正; 且基于材料強度的黏著摩擦應力假設為室溫下的材料靜態剪切強度. 無論是基于Coulomb摩擦定律的熱源模型還是混合摩擦熱源模型, 都存在適用參數范圍小和精度差的不足, 不能準確預測FSW的溫度場.

如果考慮塑性變形產生的耗散熱, 則需要建立熱力耦合模型[105]或熱流耦合模型[103,104]. 但FSW的熱力耦合模型面臨有限元網格畸變或數值解畸變帶來的計算不收斂或計算時間過長等問題. 而熱流耦合模型需要處理復雜的待焊材料/焊接工具之間的界面邊界條件. 如果僅關注溫度場, 既獲得高的模擬精度、又不消耗太多時間, 則可采用折中方案, 即修正單純溫度場模型中的熱源模型, 來考慮FSW過程的熱力耦合效應, 這類模型可稱為偽熱力耦合模型. 通過研究發現, 偽熱力耦合模型的預測精度較高, 滿足工程需求[102]. 但是該模型的黏著摩擦應力同樣假設為室溫下的材料靜態剪切強度, 然而不同的FSW工藝參數下, 材料的真實剪切強度是動態變化的.

目前FSW熱源計算的最新進展是采用逆運算方法[106-108]. Zhu和Chao[106]采用逆運算求解了FSW熱源總功率Qtotal: 即先設置Qtotal為某一數值(文中為1000 W), 然后計算FSW瞬態溫度場, 比較目標點的模擬和實測溫度循環, 根據誤差調整Qtotal數值, 再重復計算溫度場, 如此迭代, 直到目標點模擬和實測溫度循環的誤差小于設定值, 此時的Qtotal即為FSW熱源總功率. 采用該方法得到的FSW溫度場模擬結果與實驗吻合良好, 如圖10[106]所示.

2006年Zhang等[107]測量了5083Al合金與鋼的摩擦副在不同溫度下的摩擦系數, 結果表明摩擦系數是溫度的函數, 該結論也獲得了其它研究結果的支持. 在這些實驗結果的基礎上, 結合傳統熱源模型, Zhang等[108,109]提出了“表觀摩擦系數”的概念, 通過求解逆問題獲得了表觀摩擦系數與溫度的非線性函數關系, 并建立了6061Al合金精確的FSW摩擦熱源模型, 在此基礎上建立了非線性瞬態三維溫度場模型, 實現了任意參數下的6061Al合金FSW溫度場模擬.

4.3 焊接參數對溫度場的影響

Zhang等[108,109]系統研究了工藝參數對6061Al-T651合金FSW溫度場的影響. 在可熱處理強化鋁合金的焊接中, HAZ的高溫停留時間td與析出相的溶解與粗化直接相關, 是影響接頭性能的重要變量. 轉速變化對HAZ熱循環曲線的td幾乎無影響; 焊速提高時,td近似呈反比下降; 軸肩直徑增加時,td近似呈正比增加. 表明增加轉速或降低焊速會使焊核區峰值溫度逐步升高. 該結果證實了采用逆問題求解表觀摩擦系數可建立精確的溫度場模型, 在廣泛的FSW工藝參數下, 溫度的模擬結果與實測結果或經驗公式高度吻合.

溫度場模擬的另一個優勢是可實現整個焊件所有位置的溫度可視化. Liu和Ma[110]在6061Al-T651合金的FSW中提出了等溫溶解層模型, 指出接頭拉伸斷裂位置處于橫截面的最低硬度區, 其峰值溫度為370 ℃, 因此溫度場中的370 ℃峰值溫度等溫線即可視為最低硬度區位置或拉伸斷裂位置. 溫度場的模擬發現, 降低轉速會使高溫區范圍變窄, 370 ℃等溫線位置內移, 這與實驗中觀察到的斷裂位置內移非常吻合, 如圖11[109,110]所示. 降低焊速使高溫區范圍變寬, 370 ℃等溫線位置外移, 同樣與實驗非常吻合. 此外, 增加軸肩直徑也會使高溫區變寬, 等溫線位置外移; 而在一定尺寸范圍內改變針的直徑對溫度場影響不大[109].

4.4 小結

目前, 基于逆問題求解建立精確的FSW溫度場模型只局限于6xxx鋁合金, 對于其它體系鋁合金, 該類模型是否適用有待進一步驗證. 此外, FSW技術已經拓展到鋁合金以外的多種材料體系, 如鈦合金、鋼和金屬基復合材料等. 針對這類材料體系的溫度場實測與模擬研究還較少, 尚未系統研究焊接工藝對溫度場的影響, 未來需要加強此方面的相關研究, 建立起精確可靠的熱源模型及溫度場模型, 從溫度場角度對FSW工藝參數優化開展系統性研究.

5 攪拌摩擦加工

基于FSW基本原理, 1999年發展出一種用于材料微觀組織改性和制造的方法, 稱為攪拌摩擦加工(FSP)[4]. FSP造成加工區的劇烈塑性變形、混合、破碎和熱暴露, 可實現材料的微觀結構致密化、均勻化和細化. 加工區所得的細晶組織強度和塑性都得到提高, 且呈現出優異的超塑性變形性能[4,5]. 此外, FSP在表面改性、復合材料及超細晶材料的制備方面也具有明顯的優勢. 本節主要就近年來研究者關注較多的FSP制備復合材料及超細晶材料方面的研究進行相關論述.

5.1 復合材料的制備

FSP制備復合材料可分為一步法和兩步法2種方式. 一步法是在金屬基體板上涂敷增強相粒子, 或將增強相顆粒填充至基板的預制孔、槽中, 然后直接進行FSP處理[5]. 此種工藝操作簡單, 適用于金屬表面復合以改善性能, 但增強相的分布效果及復合層的深度受到一定限制. 兩步法是通過粉末冶金或疊層混合的方式制備預制體, 然后在預制體上進行FSP, 此種工藝與一步法相比可得到均勻一致的復合材料, 且通過多道次重疊加工可制備大面積塊體材料, 尤其在納米復合材料的制備中得到了廣泛關注.

許多研究者在不同的金屬及氧化物體系中通過真空熱壓和FSP制備了原位納米復合材料, 金屬基體中可彌散分布豐富的Al2Cu, Al3Ti和Al3Fe等IMC納米增強相粒子, 取得了良好的力學性能[111-115]. Zhang等[115,116]選擇Al-Ti和Al-TiO2兩個反應體系進行了納米原位復合材料的制備, 并對FSP激活原位反應的原因和增強相形成機制進行了系統研究. FSP過程中的Al-Ti反應為界面反應控制, 相對于退火過程, FSP過程中反應速率常數顯著增加, 這主要是由于劇烈塑性變形降低了反應激活能所致. 可用有效溫度來表征FSP對機械活化的貢獻, 工具轉速為1000和2000 r/min的FSP過程中反應體系的有效溫度分別為710和716 ℃. FSP激活Al-TiO2反應可歸因于劇烈的塑性變形導致的元素擴散加速及機械活化作用, Al2O3和Al3Ti的形成機制分別為變形協助的界面反應和變形協助的溶解-析出機制. FSP復合材料的強化機制包括: 載荷傳遞、晶粒細化強化和Orowan強化, 其中Orowan強化對屈服強度貢獻最大.

納米碳材料具有低密度、高導電性、高比強度和比剛度等諸多優點, 被認為是復合材料的理想增強體, 因此納米碳材料增強的復合材料成為近年來的研究熱點[117-124]. 然而, 碳納米管(carbon nanotube, CNT)和石墨烯等為代表的納米碳材料極易團聚, 如何進行分散成為制備復合材料過程中的關鍵. FSP制備復合材料時具有機械混合、分散的作用, 因此受到了較高關注. Liu等[120-123]利用多道次FSP制備了CNT/2009Al復合材料, 隨著道次的增加, CNT團聚含量減小, 分布均勻性提高. 超過3道次后CNT完全分散到基體中, 基體晶粒尺寸達到穩定, 約為800 nm. 采用后續熱軋的方式可使CNT實現明顯的定向分布, CNT仍保持其管狀結構且界面干凈平直, 如圖12[123]所示. 3%CNT/2009Al (體積分數)復合材料在強度高達600 MPa時仍能保持10%以上的延伸率, 相比于其它方法制備的CNT/Al復合材料具有更明顯的強-塑性優勢[123]. 此外, 由于CNT的均勻分散及Mg和Si原子的偏聚, CNT/6061Al復合材料的強度和導電率得到了同步提升[124].

5.2 超細晶材料的制備

超細晶材料由于力學性能的明顯提升一直以來備受材料研究者的關注, 經過二十余年的發展, 以等通道轉角擠壓(equal-channel angular pressing, ECAP)、高壓扭轉(high-pressure torsion, HPT)、動態塑性變形(dynamic plastic deformation, DPD)為代表的劇烈塑性變形(severe plastic deformation, SPD)工藝成為制備塊體超細晶材料的主要方法[125,126]. 然而, SPD工藝制備的超細晶常具有高密度的位錯、強的變形織構及高比例的非平衡晶界, 通常處于高度的亞穩態, 在隨后的拉伸及疲勞變形過程中極易發生失穩, 嚴重影響其力學性能. FSP的晶粒細化機制為動態再結晶, 所得到的超細晶組織與SPD的完全不同, 有望改善超細晶材料的力學性能.

早在2003年, Su等[127]在鋁合金中利用FSP成功制備出超細晶乃至納米晶塊體材料, 然而由于加工缺陷、析出相溶解/粗化等原因, 對超細晶的力學性能一直未有研究. 近年來, Xue等[44,128-135]利用輔助冷卻的FSP工藝在銅、鋁、鎳等合金及鋼鐵材料中成功制備出了超細晶組織, 并對其拉伸、疲勞等力學行為進行了分析. FSP超細晶組織具有均勻、等軸、位錯密度低的特點, 高角晶界比例很高. 在Cu中添加合金元素Al降低層錯能, 可在超細晶基體中引入高密度的孿晶片層結構, 且生成的孿晶處于退火狀態, 位錯密度非常低, 與SPD超細晶銅合金中的變形孿晶明顯不同[132].

由于FSP超細晶材料獨特的微觀組織特點, 其加工硬化能力與SPD超細晶材料相比有了顯著提高, 得到了良好的強韌化綜合性能, 如圖13[132-134]所示. 相比于ECAP純Cu, FSP純Cu在強度相近的情況下表現出了更優的加工硬化能力, 在屈服強度為300 MPa左右時, 其均勻延伸率達到粗晶純Cu的50%, 與Wang等[136]報道的雙模態純Cu達到了相似的強韌化效果(圖13b[134]). 通過降低層錯能, Cu-Al合金的強度和拉伸塑性與純Cu相比可得到同步提高, 且拉伸性能優于大多數超細晶銅合金(圖13c和d[132]).

由于SPD超細晶材料在循環變形過程中極易發生應變局部化和動態再結晶, 導致產生大尺度剪切帶和嚴重的晶粒粗化, 使得人們對超細晶材料的本征疲勞行為一直缺乏深入認識. 而FSP超細晶材料的組織特點決定了其可作為理想的模型材料研究超細晶材料的本征疲勞行為. 對FSP純Cu高周疲勞行為的研究[135]表明, FSP純Cu的疲勞極限和疲勞比與其它超細晶純Cu相比明顯提高, 而且疲勞后沒有出現大尺度的剪切帶和嚴重的晶粒粗化, 疲勞損傷主要以擠出機制為主, 如圖14[135]所示. 在超細晶尺度內, 位錯相關的活動仍然占主導, 但僅局限于超細晶內部, 沒有形成粗晶中常見的規則位錯結構.

5.3 小結

FSP過程中的劇烈塑性變形及攪動作用使其在晶粒細化、粗大第二相粒子的破碎及均勻分布、缺陷彌合等方面具有明顯的優勢, 因此在鑄件表面改性及修補、表面及塊體復合材料制備、超細晶材料制備等領域具有廣闊的應用前景. 而對新型納米復合材料及超細晶材料的制備方面還需要在制備工藝, 尤其是大面積塊體材料的制備工藝方面進行深入研究建立最優制備工藝; 此外, 對這類新型材料的微觀組織表征及力學行為的探討也需要給予關注.

6 總結與展望

作為革命性的綠色焊接技術, FSW 的出現對連接技術的發展產生了巨大的沖擊和推動. FSW發明至今已有25年, 但無論是在工業應用還是基礎研究領域, 對其關注的熱度一直持續不減. 在航空航天、軌道交通等領域, FSW在大尺寸鋁合金板材、型材的焊接中已大范圍應用, 目前正向復雜構件的高效化、智能化制造方向快速發展, FSW工業機器人的研制成功必將使該技術在工業領域得到更廣泛的應用.

隨著焊接工具的不斷改進與革新, FSW在鋼鐵、鈦合金等高熔點金屬、金屬基復合材料的焊接中的優勢會越來越明顯, 今后在某些關鍵部件的制造中必將發揮重要作用. 當今世界, 新材料、新結構設計層出不窮, 對異種材料的連接需求也會越來越多, FSW在異種材料焊接中的獨特優勢會大大加速其工業應用進程. FSP在表面改性、組織細化、復合材料及超細晶制備方面的研究表明, 它是一種非常有效的加工技術, 隨著研究的深入, FSP將發展成為一種成熟的、多用途的材料加工技術, 并在多工業領域得到廣泛應用.

在基礎研究領域, 對FSW接頭溫度場的模擬仿真及實驗研究仍然是未來關注的重點, 對鋼、鈦合金等難焊金屬的FSW工藝優化、組織演變以及異種材料界面結合機制的理解仍然需要進一步的研究, FSP制備的新型納米復合材料及超細晶材料的獨特微觀組織及力學行為值得研究者關注. 此外, 近年來關注較多的靜止軸肩、雙軸肩焊接以及超聲、熱源輔助焊接等新技術的發展還需進一步開展基礎研究工作.

來源--金屬學報