攪拌摩擦焊制備7075鋁合金泡沫夾芯板塑性變形及發泡工藝研究

吳正健，龐秋，胡志力,1b,1c

攪拌摩擦焊制備7075鋁合金泡沫夾芯板塑性變形及發泡工藝研究

吳正健1a，龐秋2，胡志力1a,1b,1c

（1. 武漢理工大學 a. 現代汽車零部件技術湖北省重點實驗室；b. 湖北汽車零部件技術協同創新中心；c. 湖北省材料綠色精密成形工程技術研究中心，武漢 430070；2. 武漢科技大學 冶金裝備及其控制省部共建教育部重點實驗室，武漢 430081）

研究攪拌摩擦焊（FSW）制備泡沫鋁夾芯板（AFS）預制坯的成形規律和發泡過程中泡孔的演變規律。采用攪拌摩擦焊工藝制備7075鋁合金泡沫夾芯板。利用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡對不同焊接參數條件下AFS預制坯組織形貌進行分析，同時，利用單向拉伸和高溫杯突試驗對不同溫度下AFS預制坯的成形性能進行研究，并且針對AFS預制坯發泡性能及不均勻熱變形行為對發泡性能的影響進行分析。在焊接轉速為2 000 r/min、進給速度為50 mm/min情況下，可獲得板粉混合均勻、無明顯缺陷的接頭；在450 ℃時，攪拌摩擦焊制備的預制體與軋制板材的成形性能相似，真應變達到0.55，伸長率高達73%。450 ℃下杯突試驗樣品再結晶比例從60.6%增加至82.7%。在680 ℃發泡溫度下，保溫225 s，能夠制備孔徑結構均勻、高質量的鋁合金泡沫夾芯板。攪拌摩擦焊工藝制備的預制坯經過塑性變形后進行發泡，可以獲得具有均勻孔隙結構的泡沫夾芯板彎曲部件。

泡沫鋁夾芯板；攪拌摩擦焊；成形性能；發泡性能

近年來，泡沫鋁因其具有高比強度、高能量吸收能力、高氣體-液體滲透性和低導熱性，受到了廣泛的關注[1-2]。泡沫鋁作為新型結構材料，通常與金屬面板復合在一起形成泡沫鋁夾芯板（Aluminum Foam Sandwich，AFS），AFS解決了單一泡沫鋁強度較低的缺點，同時具備泡沫鋁和2層金屬面板的優點，其外層面板能夠有效承受拉彎載荷，允許在給定的加載情況下對力學性能進行優化[3]。自德國汽車制造商Karmann提出了一款基于AFS的概念車[4]，該技術在汽車行業得到應用以來，AFS已被廣泛應用于汽車和航空航天等多個領域。

目前，生產AFS面板的常用方法主要有2種，一種是將金屬面板與泡沫鋁芯直接通過膠黏劑結合，其板芯結合界面強度較低且受環境影響較大，在使用環境上具有局限性[4]。第2種是用面板對粉末冶金工藝制備的預制坯進行軋制包覆[5-7]，該工藝面板與芯層之間可形成良好的冶金結合，而形狀復雜的泡沫可以通過模具填充制成，然而，由于設備噸位和模具尺寸的限制，難以制造大型AFS面板。此外，鋁粉的混合和壓制是一個耗時且能耗高的過程[8]。以相對便宜的散裝鋁板或鋁鑄件作為起始材料，采用攪拌摩擦焊（FSW）工藝直接將鋁合金板材制備成AFS預制體，可有效避免上述問題，為簡單而高效率地生產泡沫鋁提供了新的解決路徑。2009年，Hangai等[8-11]證明，利用攪拌摩擦焊可以用鋁板制備泡沫鋁預制體，在該工藝中，通過攪拌針的強烈攪拌作用，將發泡劑和穩定劑粉末完全混合到鋁板中從而獲得泡沫鋁預制體，并對此進行了一系列研究，探索了發泡劑、刀具轉速對泡沫鋁性能的影響，制備了復合梯度預制體和預制體與SPHC低碳鋼結合的復合結構。Pang等[12]使用FSW鋁合金板制備了閉孔CNT增強鋁復合泡沫。上述研究證明了使用發泡劑粉末和鋁板制備AFS板的可行性和有效性。

目前的研究仍主要集中在AFS平板上，這主要是因為復雜曲面形狀的AFS構件制造困難。當前復雜曲面形狀AFS構件的制備主要有先成形后發泡和先發泡后成形2種技術路徑。將AFS預制坯先成形再發泡生成AFS構件時，由于AFS預制坯是由鋁合金粉末和發泡劑粉末壓實混合而來，預制坯中彌散著硬質顆粒，導致預制坯在塑性變形過程中容易開裂，成形性能較差，難以成形復雜構件。王耀奇等[13]對包套軋制工藝制備的AFS預制坯進行了不同溫度條件下的熱拉伸，研究發現，隨著溫度的升高，預制坯的斷口形貌由脆性斷裂轉變為韌性斷裂，斷裂失效主要萌生于預制坯中混雜的氫化鈦顆粒。先生產AFS泡沫面板，再對其成形，會很大程度上破壞泡沫結構，在塑性變形早期出現局部裂紋[14]。Banhart等[15]提出了泡沫鋁夾芯板鍛造工藝，將AFS面板切割到合適的尺寸后在模具中鍛造，鍛后零件邊緣密封且致密化良好，但鍛后泡沫結構遭到一定程度破壞。為了進一步拓展AFS結構應用的廣度與深度，解決復雜表面形狀的AFS構件制造問題已勢在必行。

針對上述難題，文中采用泡沫鋁攪拌摩擦焊制備方法，其工藝流程如圖1所示，采用鋁板和TiH2發泡劑，通過攪拌摩擦焊制備AFS預制體，其中AFS的熱成形和熱發泡工藝一體化。與傳統的粉末冶金和熱壓/熱軋擴散連接工藝相比，多道次攪拌摩擦焊可顯著改善預制體的力學性能。采用熱成形工藝，可顯著提高預制體的成形性能，提高成形精度，在高溫下形成復雜的曲面結構；熱成形后，預制體在模具中發泡。熱成形和熱發泡工藝相結合可以解決復雜曲面AFS構件制造的相關問題。

圖1 攪拌摩擦焊制備泡沫鋁夾芯板構件工藝示意圖

文中研究了不同焊接工藝參數對攪拌摩擦焊制備泡沫鋁夾芯板預制坯接頭組織形貌與板粉分布均勻性的影響，以及不同溫度下AFS預制坯的拉伸性能、AFS預制坯發泡性能及不均勻熱變形行為及其對發泡性能的影響。采用不同焊接工藝參數（旋轉速度為800～2 000 r/min，焊接速度為50 mm/min，下壓量為0.1 mm），對中間均勻平鋪發泡劑、穩定劑混合粉末的2塊7075-O鋁合金進行攪拌摩擦焊多道次反復焊接，通過金相顯微鏡（Optical Microscope，OM）和掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）觀察接頭微觀組織及TiH2和Al2O3粉末在鋁基體中的分布狀態。研究了AFS預制坯在不同溫度下的成形性能及發泡行為，揭示不均勻變形條件下泡孔長大過程中孔隙率與時間的函數關系，以及發泡溫度、發泡時間對AFS孔隙結構的影響規律。

1 試驗

1.1 材料

選用厚度為3 mm的7075-O鋁合金板材作為泡沫鋁夾芯板基體材料來代替傳統使用的鋁合金粉末，其化學成分如表1所示。將板材按300 mm×120 mm× 3 mm的規格進行裁剪下料，其中焊接方向垂直于板材軋制方向，焊接前采用角磨機去除板材焊縫區域表面的氧化層，以防止表面氧化層對預制坯性能造成不利影響，并用丙酮擦拭。

表1 7075-O鋁合金板化學成分（質量分數）

Tab.1 Chemical composition of 7075-O aluminum alloy plate (mass fraction) %

TiH2（約45 μm）粉末和Al2O3（約1 μm）粉末分別作為發泡劑和泡沫穩定劑。TiH2生成泡沫效率高，但同時具備低溫釋氣性，其分解行為難以與鋁的熔化溫度相匹配，且難以適應預制坯熱成形工藝，在熱成形過程中氫的過早釋放會導致在基體中產生大量裂縫和孔隙缺陷，使預制坯成形性變差，易開裂失效。通過TiH2的氧化預處理緩釋處理技術可有效減緩氫的釋放。將TiH2粉末置于空氣加熱爐中進行氧化處理，預處理溫度為480 ℃，保溫時間為100 min。利用行星式球磨機將質量分數為3%的發泡劑TiH2和1%的穩定劑Al2O3球磨120 min混合，將混合后粉末均勻平鋪于2塊7075-O板材間進行攪拌摩擦焊多道次焊接。

攪拌頭所選用的材料為熱處理模具鋼4Cr5MoV，熱處理后硬度為50HRC～60HRC。攪拌頭的軸肩直徑為14 mm，攪拌針長5.9 mm，攪拌頭固定傾角為3°。

1.2 方法

焊接試驗在型號為NFSW-650的攪拌摩擦焊設備上進行，焊接裝置及焊接過程如圖2所示，待焊板材通過剛性夾板固定，攪拌頭以設定轉速旋轉，以設定的進給速度沿垂直于板材軋制方向進行一道次焊接。為了拓展預制坯的面積，每完成一道次焊接后，將攪拌頭向一側偏移一段距離后，繼續進行相同的焊接，直至獲得足夠的AFS預制坯面積。參照之前的研究成果[16]，每道次焊接完成后，攪拌針向一側移動3 mm間距時，攪拌區焊接洋蔥圈彼此連接緊密，板粉混合均勻，當焊接進給速度過快時，焊接熱輸入不足，攪拌作用不充分，焊接接頭出現了焊縫分層現象，因此文中每次偏移的焊接間距固定為3 mm，焊接進給速度選擇50 mm/min。

圖2 攪拌摩擦焊焊接裝置及焊接過程

沿焊縫橫截面截取試樣，經研磨、拋光后使用凱勒試劑（1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O）腐蝕，利用金相顯微鏡和SEM對不同焊接工藝參數的預制坯組織形貌及TiH2和Al2O3粉末在基體中的分布狀態進行分析。通過金相顯微鏡觀察AFS預制坯的發泡行為，觀察發泡溫度、保溫時間、不均勻熱變形等參量對AFS孔隙結構的影響。通過電子背散射衍射（Electron Backscattered Diffraction，EBSD）觀察成形前后的晶粒尺寸分布。

使用MMS-200熱力模擬試驗機進行不同溫度下的拉伸試驗，拉伸試樣尺寸如圖3所示，在拉伸過程中，將熱拉伸試樣以10 ℃/s的加熱速率加熱至測試溫度（25、300、350、400、450、475 ℃），保溫30 s后，以0.01 s?1的應變速率進行拉伸測試。每組試驗重復3次，取3組試驗的均值作為每個測試溫度的最終拉伸數據。

在高溫杯突機上進行埃里克森高溫杯突試驗，試樣為直徑為90 mm的圓形，試樣以10 ℃/s的加熱速率加熱至不同的測試溫度（25、300、400、450、475 ℃），保溫5 min后，以5 mm/min的進給速度進行杯突。

圖3 拉伸試樣尺寸及裁剪示意圖

2 結果與討論

圖4展示了焊接進給速度為50 mm/min、焊接間距為3 mm、不同轉速下AFS預制坯金相顯微組織的對比情況。可以看到，當轉速較低時，攪拌作用不充分，上下2塊面板之間粉末出現分層。隨著轉速升高，分層現象消除形成完整的洋蔥圈，在轉速為1 200 r/min時，粉末與板材之間均勻混合形成一致整體結構，但不同焊接道次洋蔥圈之間的間隙仍然較大，間隙之間存在無粉區域；隨著轉速升高到1 600 r/min，熱輸入持續增加，發生更多的物料流動，攪拌作用更加劇烈，洋蔥圈逐漸擴大，攪拌區的板粉混合均勻性也隨之增加。隨著轉速繼續增加到2 000 r/min，較1 600 r/min時板粉混合均勻性稍有提高但變化不大，這表明在焊接過程中一定量的攪拌作用可以促進板粉混合的均勻性，但是繼續提高轉速，過量攪拌作用無效。因此，在焊接轉速為2 000 r/min、焊接進給速度為50 mm/min的情況下可獲得板粉混合均勻、無明顯缺陷的接頭。

圖4 不同焊接參數下AFS預制坯金相組織的對比

為進一步分析多道次攪拌摩擦焊后AFS預制坯粉末在基體中的分布效果，研究板粉混合的分布規律，對焊接間距為3 mm時，攪拌頭轉速為2 000 r/min、進給速度為50 mm/min條件下AFS預制坯進行了SEM形貌掃描和元素能譜分析，結果如圖5所示。從圖5a可以看出，混合粉末被均勻地混入基體中，圖5a顯示了清晰的焊接洋蔥圈結構，其中灰色為鋁基體，圖5b為鈦元素圖譜，可以判斷，圖5a中的洋蔥圈中亮白色顆粒為TiH2粉末，TiH2和Al2O3混合粉末在焊接過程中均勻圍繞攪拌針流動，在攪拌作用下與板材均勻混合。對圖5a中大顆粒進行EDS點掃描，結果（見圖5c和d）也表明其中的亮白色大顆粒為混入的TiH2粉末。

在焊接間距為3 mm、焊接轉速速度為2 000 r/min、進給速度為50 mm/min條件下，分別進行了1、3、17道次FSW焊接，其制備的AFS預制坯的宏觀形貌如圖6所示，可以看到其焊縫整齊，表面飛邊小，無翻皮和溝槽等焊接缺陷，隨著焊接道次的增加，表面質量并沒有明顯降低，這表明了采用攪拌摩擦焊大規模制備AFS可發泡預制坯的可行性。

圖5 2 000 r/min、50 mm/min焊接參數下的AFS預制坯SEM形貌和EDS分析

圖6 2 000 r/min、50 mm/min不同焊接道次AFS預制坯宏觀形貌

用單軸拉伸試驗研究了預制坯在高溫下的流動行為，為了真實反映預制坯在拉伸過程中的應力-應變變化，將獲取的工程應力-應變曲線與真實應力-應變曲線進行了換算，換算關系見式（1）—（2）。

real=(1+) (1)

real=ln(1+) (2)

式中：real為真實應力，MPa；為工程應力，MPa；real為真實應變；為工程應變。

不同變形溫度下真應力-應變曲線及峰值應力和伸長率變化曲線見圖7。從圖7可以看到，流動應力在拉伸試驗開始時急劇增加，然后隨著應變的進一步增加而變得穩定，拉伸變形結束后，流動應力迅速下降，最終失效。在室溫下，預制坯的單軸拉伸性能很差，在彈性階段結束即脆斷，伸長率僅為6.7%。隨著溫度的增加，拉伸性能隨之改善，在450 ℃以前，伸長率隨溫度的增加而增加，450 ℃時真應變達到0.55，伸長率高達73%。

圖7 不同變形溫度下真應力-應變曲線及峰值應力和伸長率變化曲線

圖8a為7075-O鋁合金母材和AFS預制坯（以2 000 r/min轉速和50 mm/min的焊接速度，基于17道次FSW制備）在不同成形溫度下的杯突試驗結果。可以發現，圖8a與熱拉伸試驗結果相似，這表明預制坯的應力狀態對成形性能的影響不大，前驅體在低溫下的成形性較差，然而，隨著溫度的升高，預制坯的成形性顯著提高。在450 ℃下預制坯的成形性最佳，與7075-O鋁合金軋制板材的測試值相似。隨著溫度的進一步升高，前驅體的成形性降低。圖8b和c為預制坯的EBSD圖像和經過在450 ℃下杯突后的EBSD圖像。17道次FSW樣品的平均晶粒尺寸為3.2 μm；熱成形后，樣品為細的等軸再結晶晶粒結構，平均晶粒尺寸細化至1.3 μm，再結晶比例從60.6%增加至82.7%。這主要是因為預制坯中含有大量TiH2顆粒（約45 μm），裂紋通常在TiH2顆粒周圍萌生，Al2O3顆粒（約1 μm）也作為額外的斷裂形核位置，使預制坯的成形性較差[17-18]。隨著成形溫度的提高，預制坯從脆性轉變為韌性，這是由于晶界和晶內的熱激活弛豫，晶界滑動，逐漸發生動態回復和動態再結晶，熱激活導致預制坯的塑性隨溫度升高而顯著增加[19-20]。隨著溫度進一步升高到固溶溫度，溶質富集導致晶界軟化，夾雜物顆粒周圍基體軟化導致塑性降低。

圖8 不同溫度下預制坯的杯突試驗和EBSD分析

圖9為680 ℃和740 ℃下預制坯在不同保溫時間下的發泡外觀及不同發泡溫度下孔隙率與時間的關系曲線，在一定發泡溫度下，隨著保溫時間的持續，AFS預制坯中TiH2不斷分解產生氣體，孔隙逐漸形成、生長、穩定和聚結，AFS孔隙率不斷增大，然而隨著保溫時間的持續延長，TiH2仍不斷分解，泡沫孔隙開始坍塌，孔隙率隨之降低。由圖9b曲線可知，在680～740 ℃內，AFS最大孔隙率波動不大，發泡溫度越高，AFS預制坯的升溫速度越快，氣體的生成聚集速度也越快。

圖9 不同發泡溫度下預制坯發泡后宏觀形貌及孔隙率與時間的關系曲線

圖10為680 ℃下不同保溫時間對泡沫組織形貌的影響。可以看到，當在加熱爐中保溫180 s時，由于受熱時間較短，TiH2剛剛開始受熱分解，預制坯開始出現均勻的細小泡孔，隨著保溫時間增加到225 s時，TiH2開始大量分解，細小的微孔開始長大，泡孔持續膨脹，出現大量均勻分布的近圓形氣孔，孔隙結構均勻性持續優化，平均孔徑為132 μm；當保溫時間持續增加到270 s時，部分小孔徑的泡孔逐漸坍塌合并，而孔徑逐漸變大，泡沫上部由于氣體持續聚集，孔徑合并明顯較下部快[21]，出現大孔結構，孔隙開始分布不均。當保溫時間繼續增加，泡沫開始坍塌，孔隙率開始降低。因此，綜合考慮孔隙結構均勻性和孔隙率，在680 ℃發泡溫度下，保溫225 s，能夠制備孔徑結構均勻、高質量的鋁合金泡沫夾芯板。

圖10 680 ℃下不同保溫時間對泡沫組織形貌的影響

圖11為對預制坯進行0.2應變的單向拉伸后，在680 ℃保溫條件下，不同保溫時間對泡沫組織形貌的影響。變形后，AFS預制體的最大孔隙率變化不大，但沒有經過變形的預制坯的泡孔生長速度較快，經過240 s，泡沫即開始坍塌，孔隙率開始降低，且相同的保溫時間內，經過變形的預制坯泡孔的平均孔徑大于未變形的預制坯，當保溫時間為225 s時，0.2應變變形的預制坯發泡后的平均孔徑為150 μm。這主要是因為變形過程中前驅體中產生并發展了大量裂紋，而TiH2分解產生的氫在發泡過程中優先沿著這些裂紋擴散，使孔隙增長更容易，泡孔生長速度更快。

預制坯經過塑性變形后發泡，如圖12所示，獲得了具有部件彎曲、孔隙結構均勻的泡沫鋁夾芯板板。該構件具有均勻的孔結構，孔隙率約為43.5%，初步驗證了7075鋁合金泡沫鋁夾芯板攪拌摩擦焊接工藝成形和發泡工藝的可行性。

圖11 680 ℃下應變為0.2時不同保溫時間對泡沫組織形貌的影響

圖12 AFS曲面構件的宏觀形態

3 結論

1）采用多道次攪拌摩擦焊制備鋁合金泡沫夾芯板預制體，利用攪拌頭的強烈攪拌作用可以實現TiH2和Al2O3粉末在鋁基體中的均勻分布，在焊接轉速為2 000 r/min、焊接進給速度為50 mm/min情況下可獲得板粉混合均勻、無明顯缺陷的接頭。

2）隨著溫度的不斷升高，AFS預制坯預制體的成形性能增加，在450 ℃下，其成形性與軋制O態板材的成形性能相似，真應變達到0.55，伸長率高達73%。450 ℃杯突后的樣品為等軸晶粒結構，平均晶粒尺寸細化至1.3 μm，再結晶比例從60.6%增加至82.7%。

3）在680 ℃發泡溫度下，預制坯首先出現均勻的細小泡孔，泡孔逐漸長大、坍塌縮小、合并。保溫225 s后，能夠制備孔徑結構均勻、高質量的鋁合金泡沫夾芯板。

4）預制坯變形對孔隙率影響變化不大，但是變形有利于促進泡孔生長。

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Plastic Deformation and Foaming Process of 7075 Aluminum Alloy Foam Sandwich Plate Prepared by Friction Stir Welding

WU Zheng-jian1a, PANG Qiu2, HU Zhi-li1a,1b,1c

(1. a. Hubei Key Laboratory of Advanced Technology for Automotive Components; b. Hubei Collaborative Innovation Center for Automotive Components Technology; c. Hubei Engineering Research Center for Green & Precision Material Forming, Wuhan University of Technology, Wuhan 430070, China; 2. Key Laboratory of Metallurgical Equipment and Control Technology of the Ministry of Education, Wuhan University of Science and Technology, Wuhan 430081, China)

The work aims to study the forming law of aluminum foam sandwich plate (AFS) preform prepared by friction stir welding (FSW) and the evolution law of pores during foaming. 7075 aluminum foam sandwich plate was prepared by friction stir welding. Microstructure and morphology of aluminum foam sandwich plate preform under different welding process parameters were analyzed by optical microscopy and scanning electron microscopy. At the same time, the forming properties of AFS preform at different temperature were studied by uniaxial tensile test and high temperature cupping test. Moreover, the effect of foaming properties and uneven thermal deformation behavior of AFS preform on foaming properties was analyzed. The welding joint with uniform powder mixing and no obvious defects was obtained at the welding speed of 2 000 r/min and feeding speed of 50 mm/min. At 450 ℃, the formability of the preform prepared by friction stir welding was similar to that of the rolled sheet, with the true strain reaching 0.55 and the elongation reaching 73%. The recrystallization ratio of the cupping test sample at 450 ℃ increased from 60.6% to 82.7%. Under the foaming temperature of 680 ℃ and holding time of 225 s, the aluminum alloy foam sandwich plate with uniform pore structure and high quality could be prepared. The foam sandwich plate bending parts with uniform pore structure can be obtained through the foaming of the preform prepared by friction stir welding after plastic deformation.

aluminum foam sandwich plate; friction stir welding; formability; foaming

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.04.009

TB34

A

1674-6457(2022)04-0069-09

2022-03-02

湖北省重點研發計劃（2020BAB140）；湖北省教育廳科學研究計劃（B2020245）；湖北省自然科學基金（2021CFB523）

吳正健（1996—），男，碩士生，主要研究方向為泡沫鋁輕量化制造。

胡志力（1983—），男，博士，教授，主要研究方向為汽車輕量化。

責任編輯：蔣紅晨