激光沖擊強化7075鋁合金熔焊接頭的疲勞性能

王連慶,胡雅楠,車志剛,吳圣川,*

1.北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室,北京 100083

2.西南交通大學 牽引動力國家重點實驗室,成都 610031

3.中國航空制造技術研究院 高能束流加工技術重點實驗室,北京 100024

4.中國航空制造技術研究院 先進表面工程技術航空科技重點實驗室,北京 100024

Al-Zn-Mg-Cu系高強鋁合金具有高比強度、優耐蝕性和耐磨性以及時效強化能力,近年來在高速地面車輛制造中受到重視。然而,這類鋁合金在熔化焊接過程中不可避免地會產生氣孔和熱裂紋等缺陷以及殘余拉伸應力,焊縫區因合金元素蒸發燒損和晶界偏析而發生軟化現象(硬度和強度下降),上述因素降低了裂紋的萌生和擴展阻力,惡化了焊接結構的服役性能[1-2]。焊后處理是改善焊接結構力學性能的重要環節,表面強化處理通過在材料表層引入高密度位錯、細化的晶粒和殘余壓縮應力進而增強了材料的抗疲勞、抗磨損和抗應力腐蝕能力[3]。

與傳統噴丸法相比,激光沖擊強化(Laser Shock Processing,LSP)具有較高的沖擊波幅值和較強的沖擊波穿透性,可誘導數倍深度的殘余壓應力場,表面粗糙度較小,冷作硬化程度較低,工藝參數和強化區域可控,能夠靈活地適應強化表面(如小孔、拐角和不規則的復雜空間結構等),在焊接結構表面改性方面應用前景廣闊[4-6]。日本已將無吸收層的激光沖擊技術用于原子反應堆壓力容器和管道焊縫的維修中[6]。2008年,在西安國家航空高技術產業基地建成了中國首條激光沖擊強化生產線,標志著中國激光沖擊技術向工程化和產業化邁出了重要一步。

目前,國內關于激光沖擊在焊接結構表面改性方面的研究主要針對的是鋼材,如X70管線鋼和12Cr2Ni4A不銹鋼等,鋁合金的研究相對較少。羅密等借助數值仿真研究了激光沖擊工藝參數對7075-T6鋁合金焊接接頭殘余應力分布的影響,發現經激光沖擊強化后,焊縫表面的殘余拉應力轉變為高幅壓應力,當激光光斑搭接率為50%～70%時,殘余應力趨于均勻分布,“殘余應力洞”現象消失[7]。Liu等研究了激光沖擊對7050-T7451鋁合金攪拌摩擦焊接頭腐蝕性能的影響,發現焊縫表面形成了高密度位錯和眾多亞晶粒,顯著提高了焊縫的腐蝕阻力[8]。激光沖擊可使5086-H32鋁合金焊接接頭的屈服強度提升至母材水平,使6061-T6接頭的屈服強度提升至焊態接頭與母材的屈服強度之間[9]。

通過對6061-T6鋁合金接頭的激光沖擊強化研究,Sun等發現,激光沖擊會在焊縫表面引入高密度位錯和細化的晶粒,提高材料的硬度和抗拉強度[10]；蘇純等發現,激光沖擊會在焊縫表面產生致密強化層和殘余壓應力,使得疲勞裂紋源由焊縫表面轉移至亞表面,進而將疲勞壽命提高117%,雙面激光沖擊可進一步提高接頭的疲勞壽命[11]；徐國建等指出,經激光沖擊強化后,疲勞斷裂位置由焊縫區轉移至基體金屬,使得疲勞壽命大幅提升,盡管激光沖擊會增大焊縫表面的粗糙度,但未影響接頭疲勞壽命的提高[12]。

綜上所述,激光沖擊導致材料表面塑性變形,通過位錯增殖、運動、湮滅和重排使得晶粒細化,提高材料的強度以及疲勞、磨損和腐蝕性能；此外,激光沖擊還會在材料表層引入壓縮應力,抑制裂紋萌生,降低裂紋擴展速率,從而提高材料的疲勞強度和壽命[13-17]。目前,有關Al-Zn-Mg-Cu系高強鋁合金熔焊接頭的激光沖擊實驗研究較少,尤其是在疲勞性能的提升方面。本文采用激光-電弧復合焊接對2 mm厚度的7075-T6鋁合金進行對接焊接,對焊縫表面實施激光沖擊強化處理,分析和對比了強化前后焊接接頭的硬度、殘余應力和疲勞壽命。該研究可為激光沖擊技術在高強鋁合金熔焊結構焊后處理中的應用提供數據支撐,促進在高鐵中的應用。

1 材料與方法

1.1 材料與焊接工藝

母材選用高強度7075鋁合金軋制板材,熱處理狀態為T6,主要合金元素及含量為：5.6%Zn,2.5%Mg和1.6%Cu,線切割成240 mm×60 mm×2 mm的焊接試板。焊絲選用直徑為1.2 mm 的鋁鎂合金ER5356,鎂元素的含量約為母材的2倍,能夠有效地補充焊接過程中鎂元素的蒸發損失,降低焊縫熱裂敏感性[2]。

以垂直于板材的軋制方向進行激光-電弧復合焊接(無間隙對接焊接)。焊接過程中,光纖激光在前,脈沖電弧在后,光絲間距和夾角分別為3 mm 和30°,保護氣體選用純度為99.99%的氬氣,氣流量為45 L/min。焊接工藝參數如下：激光功率為3 kW,弧焊電流為90～140 A,焊接速度為2.5～10 m/min,送絲速度為5.3～8.3 m/min,離焦量為-1 mm。經3個月的自然時效后,對焊接接頭進行微觀結構表征和力學性能測試,并對焊縫表面實施激光沖擊強化處理。

1.2 激光沖擊原理及參數

激光沖擊強化原理如圖1所示。材料表面涂敷有吸收層,通常為有機黑漆、膠帶或鉛、鋅和鋁等金屬箔。高能量密度的激光束經聚焦透鏡聚焦成毫米尺度的光斑,再透過水或玻璃等約束層照射在涂層表面。涂層充分吸收激光的能量,并在極短的時間內氣化蒸發。蒸發的氣體繼續吸收能量,產生高壓等離子層,由于受到約束層的約束,高壓等離子體在噴射時發生爆炸,最終形成從靶材表面向內部傳播的強應力波[18-19]。

圖1 激光沖擊強化原理圖

當應力波的峰值壓力超過材料的Hugoniot彈性限(HEL)一段時間后,材料表層會形成密集且穩定的位錯結構,導致應變硬化；同時,當沖擊波貯藏的彈性變形能超過材料的塑性變形能后,在材料表層會產生一定深度的殘余壓縮應力場。HEL由材料的屬性決定[20]:

(1)

(2)

(3)

激光沖擊過程中壓力值的估算是確定強化參數的重要基礎,本文借助考慮了剩余吸收層的改進沖擊壓力模型進行估算[22]：

(4)

式中：P為沖擊壓力；I0=2.16 GW/cm2為激光強度密度；Z為與靶材聲阻抗(Z1)、約束層聲阻抗(Z2)和吸收層聲阻抗(Z3)有關的折合聲阻抗,Z=2.1×106g/(cm2·s)；α=0.1[23]。

與早期的Fabbro模型[23]相比,上述壓力模型由于考慮了剩余吸收層的影響,更符合激光沖擊的實際物理過程,參數估算更加準確。

本文采用固體釹玻璃脈沖激光器,輸出激光波長為1 064 nm,脈沖寬度為30 ns,頻率為0.1 Hz,光斑直徑為6 mm,激光功率密度為2.16 GW/cm2。激光沖擊前,將厚度為0.2 mm的鋁箔貼附于已打磨的焊縫表面,用于表面保護；在強化區域形成厚度為1 mm的均勻去離子水膜,用于抑制等離子體膨脹,增加沖擊波壓力。

圖2為7075鋁合金激光-電弧復合焊接接頭激光沖擊強化前后的宏觀圖片。

圖2 7075鋁合金激光-電弧復合焊接接頭宏觀圖片

1.3 性能測試與評價

借助HXD-1000型數字式顯微硬度計獲取激光沖擊前后焊接接頭的維氏硬度分布,加載力為200 gf(1 gf=9.8×10-3N),保荷時間為15 s。借助MSF-2M型X射線衍射儀,采用側傾固定ψ法,在疲勞試樣切割之前測試了激光沖擊焊縫上表面的殘余應力分布,其中,靶材為CrKα,波長為0.228 97 nm,管電壓為40 kV,管電流為250 mA。

高周疲勞試驗采用Amsler HFP 5000型試驗機,載荷波形為橫幅正弦波,應力比R為0.1,加載頻率f為50 Hz,最大應力σmax為300 MPa,試樣尺寸如圖3所示。一般認為,切割和打磨拋光處理會去除焊縫中心的大部分殘余拉應力,對強化接頭的疲勞性能影響不大。

圖3 高周疲勞試樣尺寸

2 結果與分析

2.1 顯微硬度

圖4為激光沖擊前后焊接接頭強化面(上表面)的顯微硬度分布。可見,激光沖擊前,焊縫中心是整個焊接接頭軟化最為嚴重的區域,具有最低的硬度值,而經激光沖擊后,焊縫區的顯微硬度則顯著提高,高于其毗鄰的熱影響區硬度,焊縫中心的硬度值由強化前的152 HV增加至175 HV。激光沖擊致硬度提升主要源于激光沖擊產生的沖擊波會在材料表面引入永久的塑性變形,位錯通過增殖、運動、湮滅和重排等形成高密度位錯缺陷,位錯進一步堆積、纏結形成亞晶粒,晶粒細化,晶界數量增多,當材料進一步塑性變形時,這些晶界可以有效地阻礙位錯運動,起到強化材料力學性能的作用[24-25]。由經典的霍爾-佩奇(Hall-Petch)關系,晶粒尺寸越小,材料的硬度和強度通常越高。上述激光沖擊致材料表層微結構演化的示意圖如圖5所示。

圖4 激光沖擊前后焊接接頭的顯微硬度分布

圖5 激光沖擊致材料表層微結構演化的示意圖

圖6進一步給出了從強化表面至材料內部的硬度變化規律。必須指出,樣品切割過程會釋放部分殘余應力,而殘余應力也會在一定程度上影響材料的力學性能,因此,圖6與圖4中直接測量獲得的硬度值略有差別。

圖6 從強化表面至材料內部的硬度分布

可見,在距強化表面0～100 μm的區域內硬度較高,且硬度值隨著距強化表面的距離增加而逐漸減小,100 μm以下區域的硬度值基本穩定。在距強化表面15 μm處硬度值最大,約為115 HV,與穩定值94 HV相比,硬度提升了18%,可以認為硬度的提升幅度并不顯著,表明材料表面塑性變形區的冷作硬化程度較小。眾所周知,冷作硬化程度直接影響到殘余應力的松弛程度。根據包辛格效應,冷作硬化程度越高,材料的抗拉強度越高,抗壓屈服強度越低,在疲勞加載過程中應力松弛會越快。因此,激光沖擊后希望獲得較低的冷作硬化程度[14]。

2.2 殘余應力

在復雜的焊接熱循環作用下,焊接接頭內部不可避免地產生殘余應力,且焊縫區通常表現為殘余拉伸應力[26]。大量研究表明,殘余拉應力對疲勞裂紋的萌生具有促進作用,是造成焊接結構疲勞失效的重要原因。

圖7為激光沖擊強化前后焊接接頭的殘余應力分布。由圖可知,激光沖擊強化前,焊縫的殘余應力以拉伸應力為主,最大殘余拉應力達到50 MPa,約為接頭屈服強度(305 MPa)的16%。盡管該殘余拉應力值較小,但在疲勞加載過程中作為正載荷,會對疲勞裂紋萌生和擴展行為產生不利影響。激光沖擊強化后,整個焊接接頭呈現出殘余壓縮應力分布,最大殘余壓應力達到-200 MPa。可見,激光沖擊過程極大地改善了焊接接頭表層的應力分布狀態,由激光沖擊等離子體爆炸而在材料表層引入的殘余壓縮應力有利于提高金屬材料的疲勞壽命。

圖7 激光沖擊前后焊接接頭的殘余應力分布

2.3 疲勞性能

圖8為在應力比R=0.1及最大應力σmax=300 MPa下,工藝條件相同的2組復合焊接接頭在激光沖擊強化前后的疲勞壽命比較。

圖8 激光沖擊前后焊接接頭的疲勞壽命

由圖8可知,經激光沖擊強化后,所有試樣的疲勞壽命均有了顯著提升。激光沖擊前,9組試樣疲勞壽命的平均值和標準差分別為262 297周和77 872周,而激光沖擊后疲勞壽命的平均值和標準差分別為675 937周和102 171周。激光沖擊使得焊接接頭的疲勞壽命提升了約2.6倍,且疲勞壽命表現出更大的離散性。

2.4 失效機制

激光沖擊后接頭疲勞壽命的顯著提升和較大的離散性與疲勞損傷機制密切相關。為此,借助掃描電子顯微鏡對比和分析了激光沖擊強化前后焊接接頭的疲勞斷口(見圖9)。

對于焊態接頭,疲勞失效源于焊縫表面具有高度應力集中的氣孔缺陷,如圖9(a)所示。疲勞源區位于放射狀疲勞溝線的中心,放射狀疲勞溝線所在的區域為裂紋穩定擴展區,通常較為光滑平整。眾所周知,熔焊鋁合金最常見的一類體缺陷是冶金型氣孔,形成機理包括以下3種：溶解于高溫熔池中的氫氣和氮氣,在焊縫凝固時因氣體的溶解度突然下降,來不及逸出而殘留在焊縫中；冶金反應過程產生不溶于金屬的氣體如一氧化碳；低熔點、高蒸汽壓的合金元素蒸發。

在實際工程應用中,為消除焊縫余高和焊趾缺陷,需要對焊縫表面實施打磨拋光處理,而這一環節可能使得位于材料亞表面的氣孔露在表面,成為天然缺口,在疲勞載荷作用下產生嚴重的應力集中,進而萌生出裂紋[1,27]。

經激光沖擊后,焊接接頭的疲勞破壞源于焊縫亞表面,見圖9(b)和圖9(c),疲勞源區可由放射狀疲勞溝線匯聚的部位確定。大部分裂紋形核點位于有效強化層深度100 μm以下的區域(見圖6)。圖9(b)中由于萌生的裂紋不在同一個平面,在裂紋交匯處出現較大的白色臺階形貌,進而使得裂紋源區較為粗糙。

激光沖擊在材料表層引入的一定深度的殘余壓應力場是疲勞性能提升的主要原因。在疲勞加載下,殘余壓應力可看作負載荷,降低了焊縫實際承受的平均應力,起到延緩疲勞裂紋萌生的作用。此外,殘余壓應力的存在會誘導裂紋閉合,導致裂紋擴展驅動力降低,延長了短裂紋的擴展壽命[28-29]。因殘余壓應力場的引入,使得裂紋萌生位置由表面缺陷移至材料強化層以下的亞表面。另一方面,激光沖擊使得材料表層晶粒細化也是提升疲勞性能的因素之一,在循環載荷作用下,減小了不均勻滑移程度,延長了疲勞裂紋的形核周期[30]。

可見,激光沖擊處理通過改善焊縫表層的微觀結構、應力分布和幾何特征進而起到增強焊接接頭疲勞性能的作用。裂紋形核位置由具有高度應力集中的表面缺陷轉移至亞表面的缺陷或者微觀結構,這種多樣性和隨機性的裂紋萌生行為使得激光沖擊接頭的裂紋形核壽命具有較大的差異性,進而導致較大的疲勞壽命離散性。

3 結 論

采用激光沖擊技術對2 mm厚度的7075-T6鋁合金激光復合焊接接頭進行了強化處理,對比分析了強化前后接頭的硬度、殘余應力、疲勞性能和裂紋萌生機制,主要結論如下：

1)激光沖擊強化后,焊縫中心的顯微硬度由152 HV提升至175 HV,冷作硬化程度較低,有效強化層深度約為100 μm。

2)焊接接頭的殘余應力由強化前的拉伸應力演變為強化后的壓縮應力,焊縫中心最大殘余壓應力達到-200 MPa。

3)經激光沖擊強化后,焊接接頭試樣的疲勞壽命提升了2.6倍,疲勞壽命的離散性更大。疲勞裂紋萌生位置由焊縫表面缺陷轉移至亞表面缺陷或者微觀結構處。