含稀土ZEK100镁合金与5754铝合金的超声点焊
摘要
研究了采用固态超声点焊(USW)方法将低稀土含量的ZEK100镁合金与5754铝合金进行可行性的连接，并对界面组织、拉伸搭接剪切强度和疲劳寿命进行了评估。在USW接口处观察到由共晶结构alpha;-Mg和Al12Mg17金属互化物形成的扩散层,其厚度随焊接能量的增加而增加。拉伸搭接剪切强度随焊接能量的增加先增大，达到峰值后减小。不同类型的ZEK100-Al5754节点的最佳平均强度达到ZEK100-ZEK100类似节点的78%左右和Al5754-Al5754类似节点的55%左右。拉伸搭接剪切试样的界面破坏方式为界面扩散层局部粘结破坏和镁合金局部粘结破坏，镁合金粘着在铝侧。在较高的循环加载水平下，焊接能量为500J时试样的疲劳寿命比焊接能量为1000J时试样的疲劳寿命长，在较低的循环加载水平下疲劳寿命基本相同。S-N曲线的双线行为与破坏特征的变化有很好的对应关系。在较高的循环荷载水平下，界面破坏占优势，而在较低的循环荷载水平下，熔核边缘形成穿透厚度横向 (TTT)裂纹。
关键词： 铝合金；镁合金；超声波点焊；微观结构；；拉伸强度；疲劳
介绍
轻量化一直被认为是汽车行业的一项关键战略，以满足严格的企业平均燃油经济性(CAFE)条例，减少人为气候变化、环境破坏、成本高昂和导致人类死亡的排放[1]，[2]，[3]，[4]，[5]。镁(Mg)合金具有较高的强度重量比，是交通运输业实现车辆轻量化的理想材料[6]，[7]，[8]。。虽然锻造(挤压、轧制)后的Mg合金如AZ31及AZ61合金表现出比同行优越的机械性能, 但由于强的晶体结构造成室温成形性很差所，以它们的应用是有限的, 这也导致了拉压屈服的不对称性和力学各向异性[9],[10],[11]。近年来，人们认识到稀土元素与锌一起加入镁合金可以软化或随机化组织，提高其室温成形性[10]，[11]，[12]，[13]，[14]。此外，添加稀土元素也能有效提高镁合金的耐蚀性[15]，[16]。因此，为了降低合金成本，获得更好的力学性能，正在开发一些新型含有极少量的稀土元素的镁合金。其中一种镁合金是ZEK100，它只含质量分数为0.2%的Nd。近年来的研究表明，ZEK100镁合金具有良好的室温成形性、抗疲劳性和抗疲劳性能。因此，它被认为是在汽车和航空航天领域一个有希望的候选结构和关闭部件。这些应用不可避免地涉及到ZEK100镁合金的不同连接，特别是与铝合金的连接，以制造轻量化的多材料车身结构和零件[21]。
随着铝和镁合金在汽车工业中的应用越来越多，迫切需要技术来开发可靠的焊接工艺，以生产可靠和耐用的不同Mg/Al接头。采用传统的熔合工艺焊接铝合金和镁合金的主要难点是形成过多的金属间化合物(IMCs)，对接头强度有不利影响[22]，[23]。提高节点强度的关键是在连接过程中尽可能控制使IMCs更少。消除或减少负面影响的三种主要方法是(1)采用较低的焊接温度和(2)较短的焊接时间，(3)在接头之间添加填充材料[24]，[25]。近年来，超声点焊(USW)、搅拌摩擦焊(FSW)、线性摩擦焊(LFW)、搅拌摩擦点焊(FSSW)等固态焊接技术由于其焊接温度较低、反应时间较短、能耗较低等优点，与熔焊技术相比，由于其焊接温度较低、反应时间较短、能耗较低，在不同的焊接应用中越来越受到欢迎。USW是一种新兴的、不断发展的点焊技术，与RSW、FSSW等点焊技术相比，USW焊接薄型轻金属薄板的能耗较低，焊接效率较高，因此对于生产不同的Mg/Al接头]具有特殊的意义[23]，[25]，[26]，[27]，[28]，[29]。在USW过程中，在较小的静态法向夹紧力下，通过与传感器连接的超声波发射器(焊接工具)对工件施加高频剪切振动(通常为20khz)。这导致两个金属片的洗涤,进而导致接触表面氧化层的破坏, 在焊接界面产生局部热软化材料,并最终导致局部粘结和微型焊缝的形成, 微型焊缝在整个焊缝界面扩大[23],[25],[26],[27]。
近年来，利用USW对镁铝的接合进行了一些研究。Panteli[30]等人研究了不同焊接能量水平(或焊接时间)和夹紧压力下USW焊接AZ31-Al6111异种接头，Mg-Al IMCs的生长行为，发现IMC生长速度比静态条件下快两倍以上。Patel等人[23]，[25]也对焊接能对USW焊接的 AZ31-Al5754异种接头组织和强度的影响进行了评估，结果表明，加入锡中间层可以消除IMCs，形成Mg-Mg2Sn共晶层，从而提高了强度。据笔者所知，上述研究均涉及AZ31镁合金;目前还没有铝与低含量Re的ZEK100镁合金异种焊接的报道。目前尚不清楚ZEK100通过USW与铝合金的结合强度是否会因其延展性和成形性的提高而提高。此外，还报道了Mg-Al体系的互扩散系数是组成物的函数[31]，因此，研究ZEK100与Al5754合金在USW过程中IMC的增长规律是很有意义的。
材料与实验过程
USW所用的材料为镁电子北美公司通过麦格纳国际公司和滑铁卢大学提供的2.0mm厚的ZEK100-O镁合金板和美国通用汽车公司提供的1.5mm厚的Al5754-O铝合金板。两种合金的化学成分如表1所示。先剪80 mmtimes;15 mm条试片来准备接头。焊接采用工作在20khz的2.5kW双楔簧Sonobond-MH2016 HP-USW系统。使用的焊接工具是8times;5mm平面锯齿形超声探头，它有9个平行齿，来保证上下片的良好抓握，从而消除探头尖端与片之间的相对运动。焊接前，试验用120砂纸研磨，用乙醇和丙酮清洗。接头是通过板与板之间的横向相对位移来实现的，板与板之间有20mm的重叠，振动方向垂直于轧制方向。焊接在能量模式下进行，焊接能量为250 ~ 2000J，恒定功率设置为2kw，阻抗设置为8，夹紧压力为0.4 MPa。其中，焊接能量(Q, J)由功率(P, kW)和焊接时间(t, s)决定，即, Qasymp;Ptimes;t。例如，1000J在2千瓦时约等于0.5s。
表1 ZEK100-O镁合金和5754-O铝合金的化学成分
|
Material |
Zn |
Zr |
Nd |
Mn |
Sc |
Mg |
Al |
|---|---|---|---|---|---|---|---|
|
ZEK100 Mg alloy |
1.3 |
0.25 |
0.2 |
0.01 |
– |
Bal. |
– |
|
5754 Al alloy |
– |
0.22 |
0.21 |
0.63 |
0.23 |
3.42 |
Bal. |
为了用扫描电镜(SEM)观察，用慢速金刚石切割器将接头横切到中心，方向平行于振动方向。然后将样品冷装在环氧树脂中，用砂纸、金刚石糊和胶态二氧化硅进行机械抛光。采用全电脑化联合试验机，在室温下，以1mm /min恒定十字头转速，对接头进行拉伸搭接剪切试验，测量接头的破坏载荷。在45 kV和40 mA下使用铜Kalpha;辐射拉伸搭接剪切测试后，采用x射线衍射(XRD)对镁合金和铝合金表面的匹配界面进行了分析。x射线入射样品的衍射角(2theta;)在20°- 100°变化,步长为0.05°，每步2秒。疲劳试验采用全计算机控制的Instron 8801伺服液压试验系统，在不同最大载荷下进行载荷控制。所有试验均采用R (Pmin/Pmax) = 0.2的负载比，正弦波形，频率为50hz。在拉伸搭接剪切试验和疲劳试验中，为了使相位角和弯矩最小，在试样的两端加了约束垫片或垫片。采用具有牛津EDS、EBSD和三维表面/分形分析能力的JSM-6380LV扫描电镜(SEM)对抛光试样、拉伸破坏试样、疲劳破坏试样进行了分析。
结果与讨论
3.1微观结构表征
金属USW焊接过程中常见的焊接机理有冶金粘接、界面扩散、局部熔融和机械联锁。在USW过程中，氧化膜首先会在表层局部断裂，使金属相互接触，此时会发生相互扩散，使得在界面上足够快的动力学反应下形成金属间产物。图1为250J、500J、1000J焊接能量焊缝的典型界面微观结构。从图1(a)可以看出，焊接能量为250J时，初始接触边界处的扩散形成了箭头所示的非均匀孤立的扩散层岛。扩散层的非均匀性和不连续性是由于在短焊接时间内沿界面的温度分布不均匀造成的。当焊接能量增加到500J时，由于界面温度和应变速率的增加，形成了如图1(b)所示的薄的连续扩散层。焊接能量进一步增加到1000J(图1(c))导致扩散层变厚。
图1焊接能分别为(a) 250J、(b) 500J和(c) 1000J时，ZEK100-Al5754接头界面的典型SEM图像
通过能谱线分析，确定了各节点界面的元素分布。图2为焊接能分别为250J、500J和1000J时EDS线扫描的典型结果。如图2(a)所示为250J时Mg和Al的浓度，除局部表面微凸体外，界面无明显扩散。图2 (b)的浓度剖面的变化显示界面的形成。图2 (b)显示由于形成厚度约3 - 5micro;m的连续薄层，导致界面上浓度分布的变化。如图2所示(c)进一步提高焊接能量,扩散层厚度增加,达到5 - 15micro;m。图2(b)和(c)中的浓度剖面主要显示界面存在的Mg和Al。图2(c)中的点分析显示，化学计量比Mg为 56.6%，Al为43%，Zn为0.4%。参照Al-Mg二元相图[33], 通过共晶反应(L→alpha;-Mg Al12Mg17)，界面扩散层应该由一个共晶结构alpha;-Mg和Al12Mg17 IMC相组成。一些研究人员也报道了在Mg与Al焊接过程中Al12Mg17 IMC相的形成23]，[27]，[27]，[30]，[34]，[35]。在我们之前的研究[36]中显示，Al12Mg17是一个非常脆弱的相，可能会对接头的强度产生恶化的影响。因此，为了获得更大的强度，需要优化界面层的厚度。如图3所示，为进一步验证上述分析，对焊接能为1000J的接头进行拉伸搭接剪切试验后，对Mg侧和Al侧断口进行XRD相识别。双侧均有多个Mg、Al12Mg17峰，铝侧有铝峰。这证实了界面扩散层由共晶alpha;-Mg和 Al12Mg17组成, 这与上述EDS点线分析结果一致。此外, 在两边alpha;-Mg和Al12Mg17的存在显示内聚破坏发生在共晶层alpha;-Mg和Al12Mg17,这通常是所需的破坏方式。
图2 扫描电镜(SEM)显微图显示了(a) 250J、(b) 500J、(c) 1000J焊接能下EDS线扫描位置及相应的EDS线扫描结果，以及EDS点分析结果
图3 在焊接能为1000J的试样上进行拉伸搭接剪切试验，得到了镁侧和铝侧匹配表面的XRD图谱
拉伸搭接剪切强度
图4为恒定功率2kw、恒定夹紧压力0.4MPa下最大拉伸剪切载荷作为焊接能量的函数，其中最大拉伸剪切载荷由拉伸搭接剪切试验得到的载荷-位移曲线计算。虽然存在一定的实验分散性，但随着焊接能量的增加，最大拉伸剪切载荷先增大，在焊接能量为500J时达到峰值2.2kN，然后随着焊接能量的进一步增大而减小。如上所述，在250J低焊接能量下，界面扩散受到限制，界面扩散层不连续且较薄(图1(a))。此外，由于界面温度较低，基体材料屈服强度仍然较高，导致粘结面不完全聚结，从而限制了金属的流动性[26]。因此，焊缝界面扩散不充分和不完全聚结导致接头强度较差。随着焊接能量和界面温度的增加，流动性能得到改善，形成薄而连续的扩散层，充分扩散并完全聚结(图1(b))。虽然扩散层含有脆性IMC Al12Mg17，alpha;-Mg在共晶结构的存在增加了塑性和粘接强度。此外，表面粗糙层的塑性变形导致了紧密接触，这平衡了由于金属间Al12Mg17相的存在而导致的脆化。随着焊接能量进一步增加(gt; 500 J),更高界面温度和较大的空位浓度导致了更厚的扩散层,增加了界面扩散层的脆性, 焊接后快速冷却时产生较大的内应力，从而导致较低的接头强度。Patel等人在AZ31镁合金与Al5754合金的USW过程中，也得到了相似的结果[23],[25]。
图4 焊接功率为2kw，焊接压力为0.4MPa时，最大拉伸剪切载荷随焊接能量的函数
<ol
全文共17642字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料</ol
英语原文共 10 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料
资料编号：[2230]
以上是毕业论文外文翻译，课题毕业论文、任务书、文献综述、开题报告、程序设计、图纸设计等资料可联系客服协助查找。
