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铸铝铸钢焊接接头剖析2018/7/21 19:49:32

1实验方法实验所采用的焊件材料尺寸分别是:铸钢为100mmX300mm(旋转端)和铸铝100mmX600mm(移动端)。焊接实验在C1250型连续驱动摩擦焊机上进行,其主轴电机功率95kW,最大焊接力125kN,主轴电机采用变频调速。采用的焊接工艺参数为:摩擦旋转频率620r/min;摩擦压力50MPa;摩擦时间Bs;顶锻压力110MPa;顶锻时间10s;刹车时间0.2s.焊前试件端面采用纤维砂轮抛光去除氧化物,再用丙酮清洗。

  将金相试样抛光后轻微腐蚀出焊缝,采用日本岛津EPMA-1600电子探针对接头进行剖析;将接头在971型低速金刚石圆锯上切割成厚为1mm的薄片,然后在金相砂纸上磨薄至100-200um,再进行双喷电解减薄,在JEM-2010透射电子显微镜上进行形貌观察和尺寸剖析,并使用IEP100-6498探头剖析粒子的成分。用D8ADVANCE X射线衍射仪剖析冲击试样断口的物相组成;将腐蚀好的金相试样用HX-1000TM显微硬度计测试硬度,载荷为245N,加载时间为15s. 2实验结果与剖析2.1扩散行为剖析焊接接头电子探针中左侧为铸钢端,右侧为铸铝端。在摩擦焊接热-力作用条件下,异种金属接触表面及表面近区所产生的高温和强烈的塑性变形,在摩擦焊接过程中,发生两种材料中的主要元素的互相扩散现象,铝以界面为起点向对偶层中扩散有一定的距离,两边元素的相互混合作用过程可以近似认为都发生在摩擦焊接接头粘塑性层内,扩散区域的形成是以原子扩散以及由原子扩散引起的微观组织变化过程来完成的。

  在铝向铸钢基体中扩散的同时,Fe原子也在向铝基体中扩散,同时C原子也会向铝中扩散,共同形成扩散层因为C原子含量相对于铝和钢的含量较少,扩散过程中,接头中Al,Fe元素的浓度随时间而变化,该扩散过程符合FICK第二定律。

  在AB二元合金中,如果考虑A,B两组元之间的相互作用,在低温时,固相扩散主要以短路扩散为主,体扩散可以忽略;而在高温时,固相扩散主要以体扩散为主,同时加剧了短路扩散,致使扩散激活能降低,互扩散系数明显增加。

  在交界面附近这种成分的变化主要是由于不同元素具有不同的激活能和不同的原子半径,因此具有不同的扩散速度中可以看出Fe原子向铝侧扩散距离大概为3um,而Al原子向钢侧扩散距离为4um,大于3um原子半径远小于Al原子,半径小的原子更容易发生扩散,但它们扩散距离相差不大,原因可能是次生摩擦面的影响,钢侧温度过高导致钢原子激活能变大,这使得原子扩散距离与原子扩散的距离相差不大2.2金属间化合物及碳化物剖析可以看出焊接界面形成了金属间化合物异种金属摩擦焊接过程中,合金元素的相互扩散是在摩擦界面处形成金属间化合物的一个主要原因摩擦开始后,铝侧的原子不断向钢侧扩散,在界面形成金属间化合物,而越往钢侧里面扩散的Al原子就越少,就可能形成同时,钢侧的原子也会向铝侧扩散,在靠界面侧形成金属间化合物,再往铝侧里面,扩散过来的原子越来越少。

  随着摩擦时间的增加,扩散区内的铝浓度增加,由于铝沿晶界的扩散系数要比晶内的扩散系数大得多,因而晶界处Al元素的浓度要比平均浓度高,当晶界上的Al元素浓度达到铝在界面上的饱和浓度时,便形成了Al相的晶核,随着扩散的继续进行,晶核长大,以致于相互连接,形成连续的相层随着扩散反应区内Al元素的增加,Al相层继续生长,同时,Al相的晶核也开始形成和生长,并相互连接形成第/个相层最后,各个相层相互竞争生长从图/中可知摩擦界面出现了碳化物,这与产生次生摩擦面有关铸铝与铸钢二者热物理性能差异较大,钢热导率小,焊接时近缝区温度梯度大,有利于形成大的组织变化梯度,铝的热导率大,促使焊接过程中摩擦副温度偏态分布,钢侧近缝区温度相对升高,再结晶软化程度加大,性能梯度增大,铸铝"铸钢摩擦焊接过程中在钢侧形成次生摩擦界面的倾向很大。

  当主轴旋转频率过大时,摩擦界面温度偏高,钢侧发生动态再结晶及软化,形成了陡变组织梯度与性能梯度,由于温度偏态分布,钢侧变形区内部的温度大于焊接界面温度,摩擦界面将从初始摩擦面转移到钢内部,形成次生摩擦面,由于焊合区外圆温度最高,温度梯度最大,次生摩擦面首先在焊合区外圆部位产生,逐渐向内部扩展&主轴旋转频率越高,形成次生摩擦面的范围越大,次生摩擦面形成后,由于实际摩擦界面已由初始摩擦面转移到钢侧内部的次生摩擦面上,次生摩擦面处温度最高,碳溶解度增大,诱导碳在次生摩擦面上富集,使该处碳的浓度大于其它区域&焊接冷却过程中,随着温度降低,碳的溶解度降低,过饱和的碳就会在次生摩擦面上以碳化物的形式析出,从而形成沿着次生摩擦面分布的碳化物带,由于初始与次生摩擦面之间的区域变形程度大,晶粒细化,因此碳化物带实际是在次生摩擦面钢一侧形成的&碳化物带形成后,在外力作用下变形时,碳化物与周围基体变形不协调,易沿碳化物带发生断裂,结合强度反而低于原始铝钢界面&因此,在铝侧拉伸断口上光亮圆环部分覆盖一层钢。

  根据以上剖析可知,碳化物形成的主要机制是次生摩擦面产生后对碳的诱导作用,诱导高温下碳的富集,从而在冷却过程中沿次生摩擦面析出,形成碳化物。

  2.3透射电镜剖析可知,此区域处于焊缝区,因为此处Fe元素和Al元素原子分数相当,表征此区域既存在晶体,又存在非晶&说明此处发生了再结晶或得到充分扩散,或两者皆有。

  可知,焊缝中存在非晶态,是由于摩擦焊接是热D力作用,存在强烈,充分的相互啮合,粘结,剪切,在反复的粘结,剪切过程中,利用机械能使一种元素的原子扩散进入一种基体中达到合金化的目的随着摩擦过程的延续,合金化程度越来越高由于原子间的互扩散,最终形成非常均匀的亚稳态,如果某一成分范围内的金属间化合物的自由能远低于形成非晶的自由能,在该成分以外容易形成非晶相,在该成分范围内容易形成纳米结构的金属间化合物;但由于顶锻力的作用,晶粒尺寸的减小和内应力的增大,晶格的稳定性下降最后晶格失稳成为非晶态,纳米晶界消失另一种可能是元素或元素通过多层扩散固溶于元素,当扩散速度增加到一定程度,来不及形成有序结构,而形成非晶合金或是元素和元素发生反应生成,由于颗粒太小,可形成衍射环接头形成非晶也可以认为是由于摩擦焊接界面瞬时出现一薄熔化层,而后又急速冷却所致2.4显微硬度剖析由焊接接头显微硬度曲线可知,接头焊合区(0点位置)两侧硬度均略高于基材,铝侧的硬度随着距焊缝位置的增加,硬度值逐渐下降至基材水平,其原因是摩擦焊合区金属发生了动态再结晶,由此引起的细晶强化使其硬度高于母材。

  由于Fe元素的扩散,使接头铝侧产生一定的固溶强化作用,并且接头的中心区域为细小的动态再结晶组织,边缘为少量的动态再结晶组织和径向拉长组织,细晶强化和晶格畸变强化使得接头区域的显微硬度比母材略高。

  钢侧硬度在近缝区略高于母材,但有明显的硬度突变,突变位置的硬度远远高于钢基材,这不仅是因为摩擦焊过程中元素的扩散而促进的铸钢侧的时效强化,还由于在晶间生成金属间化合物或夹杂物,且此化合物硬度较高,从而导致钢侧局部位置的硬度很高。

  3结论(1)大截面铸铝与铸钢间具有良好的摩擦焊接性(2)主要元素以界面为起点向对偶面扩散,扩散层厚度为3-4um,Fe原子扩散距离稍小于Al原子的扩散距离(3)摩擦焊接过程中,随着摩擦时间的增加,扩散反应区内铝浓度增加,形成了金属间化合物AlFe.摩擦焊接接头出现了碳化物Fe7C3,碳化物带形成的主要机制是次生摩擦面产生后对碳的诱导(4)在焊缝区,既存在晶体,又存在非晶(5)接头焊合区两侧硬度均略高于基材,钢侧硬度在近缝区有明显的硬度突变 .


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