提高不连续增强铝基复合材料搅拌磨擦焊接头强度的工艺

摘要

本发明涉及铝基复合材料和焊接领域，特别提供了一种提高不连续增强铝基复合材料搅拌磨擦焊接头强度的工艺，该工艺适用于可热处理强化的不连续增强铝基复合材料。对可热处理强化的铝基复合材料进行固溶处理，淬火后在4h内进行搅拌摩擦焊接。之后根据使用需求在空气中自然时效或人工时效，或者使用工业常用的工艺重新进行强化热处理。使用该焊接工艺可明显改善不连续增强铝基复合材料的可焊性，减少工具磨损，提高复合材料接头的力学性能。

说明书

技术领域：

本发明涉及铝基复合材料和焊接领域，特别提供了一种提高不连续增强铝基复合材料接头搅拌磨擦焊强度的工艺，该工艺适用于可热处理强化的不连续增强铝基复合材料。

背景技术：

金属基复合材料(MMC)不仅具有轻质、高强的特点，还具有良好的抗疲劳、抗高温蠕变、耐热、耐磨、减振及尺寸稳定等一系列优点，成为国民经济发展和国防安全领域的重要结构材料。不连续增强铝基复合材料(DRA)因其基体质量轻，制造工艺简单，且可用常规金属加工方法如铸造、挤压、轧制等制造各种形状的型材和零件，因而适于工业化批量生产，成为目前制备成本最低、应用最广泛的一种MMC。美、日等国已成功地将DRA用于飞机机身盖板、转向架，汽车传动轴、活塞、连杆、制动盘及铁道车辆零部件的批量生产，取得显著的经济效益和社会效益(Intemational Materials Reviews，vol.39，No.1(1994)p.1-23)。

由于陶瓷增强相与基体合金性能的巨大差异给其焊接带来很大困难，这限制了DRA构件的设计，成为DRA应用的严重障碍。DRA的熔焊(钨极氩弧焊、激光焊以及电子束焊等)研究表明，基体中会形成大尺寸的孔洞并出现共晶相，焊缝处增强相与基体发生化学反应生成粗大的脆性相，并且焊核区的增强相在熔池凝固过程中形成偏聚，因而焊缝强度较低(Materials Science and Engineering R，vol.50，No.1-2(2005)p.1-78)。

搅拌摩擦焊(Friction Stir Welding，FSW)是由英国焊接研究所于1991年发明的新型固态连接技术，是焊接技术发展史上自发明到应用时间跨度最短且发展最快的焊接技术，被誉为“世界焊接技术发展史上的第二次革命”。在对传统的难熔焊高强铝合金、镁合金焊接中显示出极大的优势。FSW是一种连续的、纯机械的连接技术，焊接时高速旋转的搅拌头与待焊工件接缝处剧烈摩擦产生温升使材料软化，接缝两侧材料在搅拌头带动下产生剧烈塑性流变和混合，搅拌头沿接缝移动形成均匀致密的焊缝，由此形成的焊缝具有锻态组织特点。FSW理论上几乎可适用于所有具有塑性流变能力材料的焊接。

FSW技术的出现和发展为DRA的连接提供了全新的解决方案，并取得了良好效果。研究表明，当增强相体积分数小于30％时，FSW可以实现颗粒增强铝基复合材料的无缺陷连接，焊核区组织均匀、致密而且细小，焊缝强度系数可达80％左右(Composites Science and Technology，vol.66，No.2(2006)p.367-371)。

然而，需要指出的是，获得高质量复合材料FSW接头具有很大的挑战性。一方面，坚硬陶瓷颗粒的存在使工具在焊接过程中发生磨损，尤其是在转速较高时。工具磨损不仅降低使用寿命，而且产生的磨屑还会与DRA形成新的化合物不利于接头力学性能的提高。研究表明，使用工具钢作为焊接工具，磨屑会与基体反应生成Al₇Cu₂Fe，使得焊接接头即使重新进行强化热处理，仍达不到母材的力学性能(Composites Science and Technology，vol.68，No.9(2008)p.2141-2148)。另一方面，复合材料即使在高温下塑性流变能力仍然较差，因此适焊参数一般局限于较高的热输入，即较高的工具转速和较低的焊接速度。研究表明，Al₂O₃p/6061Al复合材料的适焊参数范围明显窄于母材(Composites Science andTechnology，vol.66，No.2(2006)p.363-371)。尤其对经热处理强化的DRA，其强度较高，塑性流动性能相对更差，很难实现在低热输入焊接参数下的焊接。如果在较高热输入参数下进行焊接，不仅进一步加剧焊接工具的磨损，而且还会降低接头的强度。有研究表明，对于可热处理强化的DRA，在热加工状态下进行焊接，可以减少工具的磨损(Composites Science and Technology，vol.68，No.9(2008)p.2141-2148)。然而，热加工状态并不是材料的最软状态，仍然还会在一定程度上造成工具的磨损。此外，在热加工状态下进行焊接，母材不在强化状态，因而在焊后必须对整个焊接件进行强化热处理提高整个结构的强度。然而，焊后对DRA进行的高温固溶处理会进一步促进焊核区的磨屑生成金属间化合物，使得热处理后接头的强度恢复不到母材的水平。此外，固溶淬火会导致焊接件的变形。

发明内容：

本发明的目的是为了提供一种提高不连续增强铝基复合材料搅拌磨擦焊接头强度的工艺，适用于不连续增强铝基复合材料(DRA)的搅拌磨擦焊接。即可获得理想的接头强度，不仅避免了磨屑在高温固溶处理时与基体进一步反应，而且避免重新固溶淬火导致的工件变形。

本发明的技术方案是：

本发明提供了一种提高不连续增强铝基复合材料搅拌磨擦焊接头强度的工艺，对可热处理强化的DRA固溶处理、淬火，使得DRA处于最软的状态。在4小时内进行FSW，以避免GP区(溶质原子富集区)形成对材料造成强化。在固溶状态下，DRA的塑性最好，因而可实现低热输入参数下的无缺陷焊接，同时降低焊接工具的磨损。对焊接件进行与母材相同的人工时效或自然时效处理，使细小沉淀相在整个焊接件中同时析出，同时提高整个焊接件的强度，从而获得良好的复合材料接头性能。如果对焊接件重新进行强化热处理，由于焊接时工具磨损明显减弱，在接头中引入的磨屑减少，强化热处理后接头的强度可接近母材。

所述提高不连续增强铝基复合材料搅拌磨擦焊接头强度的工艺，包括如下步骤：

1、固溶处理：在460-540℃保温30-120min，使基体合金中的合金元素以溶质原子的形式溶入基体中。

2、淬火处理：将固溶处理样品直接淬入室温水中，使溶解的溶质原子和平衡空位以过饱和形式保存到室温，形成过饱和固溶体，此时DRA处于塑性最好的软化状态。

3、搅拌摩擦焊接：将淬火处理后的复合材料在4h内进行焊接，焊接转数400-2500rpm，焊接行进速度20-600mm/min。

4、时效处理：焊接件进行与母材相同的人工时效或自然时效处理。

5、重新强化热处理：焊接接头可重新进行固溶处理、淬火，并进行与母材相同的自然时效或人工时效处理，即：将焊接件重新经1、2、4工艺处理。

本发明中，人工时效的工艺参数可以如下：100-190℃保温4-60h。

本发明中，自然时效的工艺参数可以如下：室温放置2-14天。

本发明中，不连续增强铝基复合材料以可热处理强化的2000、6000、7000、8000系列铝合金为基体，增强相为SiC、Al₂O₃、TiB₂、B₄C、TiC、AlN等颗粒，或SiC、Si₃N₄、Al₁₈B₄O₃₃、Al₂O₃等晶须或短纤维。

本发明的有益效果是：

1、本发明采用DRA固溶淬火后焊接的方法，不仅扩大了DRA的焊接参数范围，实现DRA在低热输入参数下的焊接，而且减少了焊接工具的磨损，提高了DRA焊缝强度。焊接后根据材料的使用需求进行低温人工时效或自然时效，即可获得理想的接头强度，不仅避免了磨屑在高温固溶处理时与基体进一步反应，而且避免重新固溶淬火导致的工件变形。另外，由于焊接时工具磨损较小，在对DRA接头重新进行强化热处理时，可使其强度基本恢复到母材的水平。

2、本发明对可热处理强化的不连续增强铝基复合材料进行固溶处理，淬火后在4h内进行搅拌摩擦焊接。之后根据使用需求在空气中自然时效或人工时效，或者使用工业常用的工艺重新进行强化热处理。不仅可在更广泛的参数范围内获得表面质量和性能良好的铝基复合材料接头，而且可明显减少焊接工具的磨损。

3、使用本发明焊接工艺可明显改善不连续增强铝基复合材料的可焊性，减少工具磨损，提高复合材料接头的力学性能。

具体实施方式：

实施例1

使用6mm厚15vol.％SiCp/2009Al复合材料轧制板材，在516℃固溶处理1小时并淬火后，1h内在工具转速400转/分钟、焊接速度100毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面平滑。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具轻微磨损。焊接接头在室温放置4天以上测量拉伸强度，接头的横向拉伸强度为465MPa，屈服强度为308MPa，延伸率为6.1％，强度达到母材的86％。对焊接后的工件进行T4处理(516℃固溶处理1小时，水淬，室温放置4天)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为535MPa，屈服强度为327MPa，延伸率为9.5％，强度与T4态母材相当。

比较例1

与实施例1不同之处在于：为了与实施例1进行对比，考察处于硬态的DRA在低热输入参数下焊接的效果。使用6mm厚15vol.％SiCp/2009Al复合材料轧制板材，经T4处理后，在工具转速400转/分钟、焊接速度100毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面平滑。内部存在隧道型孔洞，并且焊接工具的磨损明显加剧。焊接接头在室温放置4天以上测量拉伸强度，复合材料接头横向拉伸时脆性断裂。

实施例2

使用6mm厚15vol.％SiCp/2024Al复合材料轧制板材，在500℃固溶处理1小时并淬火后，1h内在工具转速1600转/分钟、焊接速度100毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面粗糙。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具轻微磨损。焊接接头在室温放置4天以上测量拉伸强度，接头的横向拉伸强度为410MPa，屈服强度为270MPa，延伸率为5.2％，强度达到母材的76％。对焊接后的工件进行T4处理(516℃固溶处理1小时，水淬，室温放置4天)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为514MPa，屈服强度为321MPa，延伸率为8.4％，强度略低于T4态母材。

比较例2

与实施例2不同之处在于：为了与实施例2进行对比，考察处于硬态的DRA在高热输入参数下焊接的效果。使用6mm厚15vol.％SiCp/2024Al复合材料轧制板材，经T4处理后，在工具转速1600转/分钟、焊接速度100毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面粗糙。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具磨损严重。焊接接头在室温放置4天以上测量拉伸强度，接头的横向拉伸强度为400MPa，屈服强度为255MPa，延伸率为3.4％，强度达到母材的74％。对焊接后的工件进行T4处理(516℃固溶处理1小时，水淬，室温放置4天)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为470MPa，屈服强度为320MPa，延伸率为4.0％，强度低于T4态母材。

实施例3

使用3mm厚20vol.％TiCp/2124Al复合材料轧制板材，在510℃固溶处理1小时并淬火后，2h内在工具转速600转/分钟、焊接速度100毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面平滑。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具轻微磨损。焊接接头在室温放置4天以上测量拉伸强度，接头的横向拉伸强度为530MPa，屈服强度为395MPa，延伸率为3.5％，强度达到母材的93％。对焊接后的工件进行T4处理(516℃固溶处理1小时，水淬，室温放置4天)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为570MPa，屈服强度为456MPa，延伸率为3.7％，强度与T4态母材相同。

比较例3

与实施例3不同之处在于：为了与实施例3进行对比，考察处于硬态的DRA在低热输入参数下焊接的效果。使用3mm厚20vol.％TiCp/2124Al复合材料轧制板材，经T4处理后，在工具转速600转/分钟、焊接速度100毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面平滑。内部存在隧道型孔洞，并且焊接工具的磨损加剧。焊接接头在室温放置4天以上测量拉伸强度，复合材料接头横向拉伸时脆性断裂。

实施例4

使用6mm厚20vol.％Al₂O₃p/6061Al复合材料轧制板材，在540℃固溶处理1小时并淬火后，1h内在工具转速400转/分钟、焊接速度80毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面比较平滑。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具轻微磨损。焊接接头在150℃时效12h。接头的横向拉伸强度为300MPa，屈服强度为240MPa，延伸率为3.7％，强度达到母材的82％。对焊接后的工件进行T6处理(540℃固溶处理1小时，水淬，150℃时效12h)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为360MPa，屈服强度为275MPa，延伸率为5.1％，强度接近T6态母材。

比较例4

与实施例4不同之处在于：为了与实施例4进行对比，考察处于硬态的DRA在低热输入参数下焊接的效果。使用6mm厚20vol.％Al₂O₃p/6061Al复合材料轧制板材，经T6处理后，在工具转速400转/分钟、焊接速度80毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面比较平滑。内部存在隧道型孔洞，并且焊接工具磨损较严重。焊接接头在150℃时效12h，横向拉伸时脆性断裂。

实施例5

使用6mm厚20vol.％Al₂O₃p/6061Al复合材料轧制板材，在540℃固溶处理1小时并淬火后，1h内在工具转速1200转/分钟、焊接速度50毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面粗糙。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具轻微磨损。焊接接头在150℃时效12h。接头的横向拉伸强度为256MPa，屈服强度为210MPa，延伸率为4.5％，强度达到母材的70％。对焊接后的工件进行T6处理(540℃固溶处理1小时，水淬，150℃时效12h)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为352MPa，屈服强度为271MPa，延伸率为5.1％，强度接近T6态母材。

比较例5

与实施例5不同之处在于：为了与实施例5进行对比，考察处于硬态的DRA在高热输入参数下焊接的效果。使用6mm厚20vol.％Al₂O₃p/6061Al复合材料轧制板材，经T6处理后，在工具转速1200转/分钟、焊接速度50毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面粗糙。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具磨损严重。焊接接头在150℃时效12h。接头的横向拉伸强度为251MPa，屈服强度为212M/Pa，延伸率为4.1％，强度达到母材的69％。对焊接后的工件进行T6处理(540℃固溶处理1小时，水淬，150℃时效12h)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为335MPa，屈服强度为262MPa，延伸率为4.8％，强度低于T6态母材。

实施例6

使用4mm厚12vol.％TiB₂p/7075Al复合材料轧制板材，在470℃固溶处理1小时并淬火后，1h内在工具转速500转/分钟、焊接速度150毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面平滑。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具轻微磨损。焊接接头在120℃时效24h。接头的横向拉伸强度为653MPa，屈服强度为507MPa，延伸率为2.6％，强度达到母材的94％。对焊接后的工件进行T6处理(470℃固溶处理1小时，水淬，120℃时效24h)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为689MPa，屈服强度为546MPa，延伸率为2.8％，强度接近T6态母材。

比较例6

与实施例6不同之处在于：为了与实施例6进行对比，考察处于硬态的DRA在低热输入参数下焊接的效果。使用4mm厚12vol.％TiB₂p/7075Al复合材料轧制板材，经T6处理后，在工具转速500转/分钟、焊接速度150毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面比较平滑。内部存在隧道型孔洞，并且焊接工具磨损较严重。焊接接头在120℃时效24h，横向拉伸时脆性断裂。

实施例7

使用4mm厚12vol.％Al₂O₃p/7075Al复合材料轧制板材，在470℃固溶处理1小时并淬火后，4h内在工具转速1200转/分钟、焊接速度20毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面粗糙。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具轻微磨损。焊接接头在120℃时效24h。接头的横向拉伸强度为500MPa，屈服强度为421MPa，延伸率为2.1％，强度达到母材的72％。对焊接后的工件进行T6处理(470℃固溶处理1小时，水淬，120℃时效24h)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为667MPa，屈服强度为513MPa，延伸率为2.7％，强度低于T6态母材。

比较例7

与实施例7不同之处在于：为了与实施例6进行对比，考察处于硬态的DRA在高热输入参数下焊接的效果。使用4mm厚12vol.％Al₂O₃p/7075Al复合材料轧制板材，经T6处理后，在工具转速1200转/分钟、焊接速度20毫米/分钟的焊接参数下进行搅拌摩擦焊接，焊缝表面粗糙。微观结构检查表明，内部致密无缺陷，并且焊接工具磨损严重。焊接接头在120℃时效24h。接头的横向拉伸强度为473MPa，屈服强度为410MPa，延伸率为2.1％，强度达到母材的68％。对焊接后的工件进行T6处理(470℃固溶处理1小时，水淬，120℃时效24h)，焊缝区细晶结构没有发生明显粗化。复合材料接头的横向拉伸强度为635MPa，屈服强度为495MPa，延伸率为2.4％，强度低于T6态母材。