搅拌摩擦加工研究进展

搅拌摩擦加工研究进展

搅拌摩擦加工技术（fps）是根据搅拌摩擦焊接（fsw）的基础开发的。FSW是Thomas等人于1991年开发的专利技术,是针对焊接性差的铝合金开发的一种新型固相焊接工艺。2001年,美国密苏里大学的Mishra博士基于FSW原理,提出一种用于材料微观组织改性和制造的方法,称为搅拌摩擦加工。其基本思想是,利用搅拌头所造成加工区材料的剧烈塑性变形、混合、破碎和热暴露,实现微观结构的致密化、均匀化和细化。采用该技术制备晶粒尺寸为纳米级的细晶铝合金,其强度和塑性都得到很大提高。从原理上讲,FSW也是FSP的一类。但从发展时间来说,FSW概念的提出远远早于FSP,故未将FSW归入FSP。目前,FSP已在金属微观组织细化、超塑性材料制备、表面复合材料以及纳米相增强金属基复合材料等方面取得了应用。本工作主要对搅拌摩擦加工工艺、加工对性能的影响及其在制备复合材料及合金等方面的研究做了比较详尽的综述,并指出搅拌摩擦加工研究进程中存在的主要问题、发展前景及今后的研究方向。1搅拌头的形貌研究FSP工艺参数包括搅拌头旋转速度、搅拌头移动速度(加工速度)、搅拌头倾斜角度、搅拌头形状等。根据FSP的技术特点,还有与FSW不同的参数,如加工道次、多道搭接率等。另外,研究者还在FSP具体实现形式上进行了新的探索。Karthikeyan等研究了FSP工艺对2285铸造铝合金微观结构和机械性能的影响,选用的旋转速度为1400和1800r/min,加工速度为10、12和15mm/min。与母材相比,加工后材料的屈服强度和抗拉强度提高了30%,延展率达母材的4倍。当旋转速度为1800r/min、加工速度为12mm/min时,得到的机械性能最高。平板对接FSW时,搅拌头沿试板对接面行走,搅拌挤压形成一条焊缝。焊缝中心的焊核区晶粒明显细化。FSP时,为了使搅拌头能对整个大范围待加工区域搅拌,形成组织和性能优异的材料,常沿一定间距的水平线路进行多道FSP,每道中心的间距称为搭接率(OverlapRatio,简称OR),其定义为:式中,l为每道中心间距,dpin为搅拌针的最大直径。图1为材料多道FSP的表面形貌。图2为铝合金不同道次和搭接率的横截面形貌。图2a~2e分别对应的参数为一道(OR=1)、四道(OR=1)、三道(OR=1/2)、三道(OR=0)、二道(OR=–1)。Johannes等研究了多道加工对7075铝合金超塑性行为的影响,发现多道加工能制得大范围超塑性材料,7075铝合金经多道FSP后材料超塑性变形的主要机制是晶界滑移。Ma等也研究了多道FSP对7075铝合金微观结构和超塑性行为的影响。发现多道加工对材料的再结晶晶粒尺寸并没有明显影响。与单道相比,两道FSP提高了每道中心区的最适宜超塑性应变速率,降低了中心区和道间过渡区的最适宜超塑性温度。材料的延展性得到了提高,在480℃,1×10-2s-1初始应变率条件下测得中心区最大延展性可达1220%。即使在多道间的过渡区,延展性也达820%,这说明能用多道FSP制备大尺寸的超塑性材料。对于纯镁或一些合金成分含量较低的固溶强化镁合金如AZ31,由于存在单相晶粒快速长大的结晶动力学特点,很难得到超细晶粒结构。为解决这一问题,Chang等提出了两步FSP法。即在同一位置连续进行两步FSP,先采用大热输入量工艺,再采用小热输入量工艺。在该研究中,第1步的搅拌头轴肩直径、搅拌针直径和搅拌针长度分别为10、3和3mm,第2步的搅拌头轴间直径、搅拌针直径和搅拌针长度分别为6、2和2mm。两步的旋转速度为1000r/min,加工速度为37mm/min,倾斜角度为1.5º。通过对AZ31镁合金两步FSP制得纳米级Mg-Al-Zn合金,其平均晶粒尺寸约为85nm。加工区显微硬度达1.5GPa,是基体的3倍。在FSW试验中,为消除未焊透缺陷,设计搅拌头时搅拌针长度与被焊试板相当。但在FSP中,根据被加工区域深度的不同,Nascimento等将FSP分为整体FSP(thein-VolumeFSP,简称VFSP)和表面FSP(theSurfaceFSP,简称SFSP)。SFSP只对试板距表面2mm深度范围内进行加工。用不同形貌搅拌头分别在7072-T6和5083-O2种铝合金中进行VFSP和SFSP试验,由于加工后晶粒细化,因此塑性提高,材料延展性明显提高。图3为4种不同形式的搅拌头形貌。其中图3a中搅拌头的搅拌针为带3个纵向螺旋通道的圆锥螺纹,图3b中搅拌头搅拌针为圆柱螺纹,图3c中搅拌头没有搅拌针,为轴肩上带有4根不连续的厚度为1.5mm条带,图3d中搅拌头为轴肩上3个球面凸点。实验发现,锥形螺纹搅拌针更适合于VFSP,选用OR=1/2进行平行多道加工能保证整个区域完全被加工均匀。漩涡条带状搅拌头比较适合于SFSP。要得到一个均匀的加工区域,5083-O铝合金需要在同一位置上加工至少3道,而对热处理强化铝合金7022-T6只要1道。由于平衡力不集中,带有3个半球形搅拌针的搅拌头并不能对材料进行FSP。经FSP后,晶粒尺寸明显细化,将原晶粒尺寸为160µm的7022-T6细化至平均晶粒尺寸为7.1µm,原晶粒尺寸为106µm的5083-O细化至5.9µm。图4是母材、SFSP、VFSP经弯曲实验后试样形貌。可以看出,与母材相比,FSP加工后材料延展性明显提高,尤其是在7022-T6中,VFSP加工后试样的最大弯曲角和形变能分别是母材的12和25倍。为了减少摩擦热对晶粒长大的影响,Douglas等对FSP进行了改进,将整个实验放在水中进行,称之为水浸FSP,图5为实验装置图。由于有水对试板进行冷却,可以限制再结晶和晶粒长大。制得的铝合金FSP材料的晶粒尺寸小于200nm。研究者预计,如将水改成其它冷却能力更强的液体,则晶粒尺寸可小于100nm。2混凝土摩擦加工对材料性能的影响2.1超细晶粒fsp加工FSP对材料的微观结构改性包括细化基体晶粒、打碎枝晶和第二相、消除铸造孔洞缺陷,从而提高材料的强度、显微硬度、疲劳性能和耐腐蚀性能。普通Al2Si2Mg合金铸件由于存在呈针状的粗大Si相和枝晶以及缩孔、疏松宏观缺陷,导致其力学性能,尤其是塑性和疲劳性能较低。传统上采用各种化学改性和热处理方法对其进行改性处理,然而这些方法不仅工序繁杂,且不能完全消除铸造孔洞,也很难使微观组织完全均匀化。Santella等对A319和A356铸造铝合金进行了FSP,发现能弥合铸造孔洞、使第二相粒子分布更加均匀,搅拌加工区的微观枝晶被破碎,最大抗拉强度、延展性和疲劳性能都得到提高。Su等用FSP方法将7075铝合金的晶粒尺寸细化到了亚微米级(~250nm)。刘峰超等人通过FSP直接将铸态7075铝合金组织转变成细小均匀的等轴晶。Ma等分析认为,适合FSP的合金系有Al-Si-Mg(Cu)铸造铝合金(通过打碎和重布粗大硅粒子、细化基体晶粒、消除铸造孔洞缺陷)、7xxx和2xxx系列高强铝合金(细化晶粒,得到超塑性材料)。FSP对镁合金具有双重作用:细化和均质化铸造结构、熔解β相。因此,包含粗大β相的镁合金均适合进行FSP来优化性能。对于Mg-Zn-Zr(ZK)系列镁合金,铸造组织为沿晶界分布的伪共晶组织(Mg3Zn2+α-Mg),通过FSP,将使铸造组织细化和均质化、Mg3Zn2熔解。对于耐热镁合金,热稳定相Al2Ca、Mg3Zn6Y、Mg3Zn3Y2和Mg14Nd2Y是粗大的、呈不均匀分布,加工后会改变相的分布和形态。对于铸造铝合金和镁合金,可通过提高热输入量或多道加工来打碎枝晶和第二相、细化基体晶粒、消除气孔、分解大部分沉淀相,从而得到组织均匀、无气孔的锻造组织。对于铸造Ti-6Al-4V钛合金,FSP能细化原来的粗大片状组织,从而提高材料的屈服强度和抗疲劳裂纹强度。Morisada等在SKD11工具钢上进行了激光熔覆和FSP试验,发现在激光处理后的SKD11材料上进行FSP后,其微观结构达到纳米尺寸,基体尺寸约为200nm,细小的M7C3碳化物尺寸约为100nm,即使在含有大量残余奥氏体的试样中,其维氏硬度值也高达9000MPa。Sharma等研究了经FSP后铸造铝合金的疲劳裂纹扩展行为,发现经加工后Si粒子的形态和分布发生了变化,而Si粒子尺寸和枝晶间距会影响合金的疲劳性能。FSP明显改善了A356铝合金的疲劳裂纹扩展特征,断裂韧性得到提高,裂纹扩展阻力加大。断裂韧性增大30%以上,在T6态下,增大值在50%以上。经FSP后材料中细小的硅粒子将增加裂纹的曲折程度,这使裂纹在基体中钝化,减缓了裂纹扩展速率。Surekha等研究了2219铝合金多道FSP后的微观结构和腐蚀行为。加工后,组织为细小的α-Al,共晶CuAl2和CuAl2沉淀相有减少和分解现象。阳极极化曲线和在3.5%NaCl溶液中进行的电阻抗实验显示,随加工道次的增加,材料的耐腐蚀性增加。盐雾实验也显示FSP提高了材料的耐腐蚀性能。CuAl2的分解使得材料抗应力腐蚀性能得到提高。Surekha又研究了2219铝合金FSP工艺参数对材料腐蚀行为的影响,发现搅拌头旋转速度会影响沉淀相的打碎和熔化程度,是影响腐蚀速率的一个主要因素。FSP加工速率对腐蚀行为影响不大。2.2超塑性和晶界滑移超塑性在汽车、航空等领域的整体部件成型中获得日益广泛的应用。传统细晶超塑性铝合金的制备采用热机械加工手段,不仅工序繁杂、制备成本高,而且通常最佳超塑性应变速率为1×10-4~1×10-3s-1,对于大规模工业化生产,生产效率太低;超塑性通常只能在高温下实现,既浪费能源,又导致成型后工件性能降低。因而,近年来大量的研究致力于发展新的细晶铝合金制备技术,如等径角挤压、叠轧复合等。FSP是一种全新的超塑性细晶铝合金制备技术。Ma等研究了Al-Mg-Zr铝合金FSP加工后在高应变速率下的超塑性行为,发现在Al-4Mg-1Zr合金中,加工区域分布着细小的Al3Zr弥散相,材料晶粒尺寸为1.5µm。超塑性明显提高,在1×10-1s-1和525℃条件下,超塑性达到1280%。Charit等研究了FSP制备的超细晶粒Al-Zn-Mg-Sc合金的低温超塑性,晶粒尺寸为0.68µm,在应变速率为3×10-2s-1和310℃条件下,最佳延展性为1165%。Liu等研究了Al-Zn-Mg-Cu铝合金FSP后的低温超塑性行为,发现在200~350℃时的低温超塑性达350%~540%。当应变速率为1×10-2s-1、温度为350℃时,材料的最佳延展性达到540%。在不同温度下最大超塑性的应变速率敏感系数为0.33~0.42,在200℃低温下观察到了晶界滑移现象。Liu等又用FSP法制得了微晶Al-Mg-Sc合金,其晶粒尺寸为2.6µm。在450℃和1×10-1s-1高应变速率条件下,最大延伸率可达2150%。尽管FSP后材料的晶粒尺寸比等径角挤压等方法制得的更大,但其在更高的拉伸应变速率下得到的超塑性指标与其它方法相当。Wang等发现,典型的热挤压Al-Mg-Zn铝合金体现出屈服强度与晶粒尺寸密切相关,关系式为σ0.2=80+303d-1/2,而同样材料,经搅拌摩擦加工后,这种依赖关系减弱,关系式为σ0.2=10+160d-1/2。TomotakeHirata等研究了Zn-22%Al(质量分数)合金经FSP后的变形行为与微观组织演变的关系,发现在室温下经FSP后的材料与原材料的变形机制一样,但在高应变速率下FSP材料的失效延展性明显高于原材料。其原因主要为FSP导致的微观组织演化。在2种试样上都存在晶界滑移,晶界滑移对总的应变的贡献并不取决于数量。但可以认为,经FSP后材料的晶界滑移总量与原材料不同。由于晶界滑移会导致在三联晶晶界处出现应力集中,而对于连续的晶界滑移,它会缓解应力集中。这是由于晶界扩散和晶格自扩散促进了位错的运动,缓解了应力集中。所以,晶界结构影响着晶界滑移,滑移在大角度和无规则晶界上发生。此外,发生在合金中Zn-Al界面的晶界滑移最多,但在Zn-Zn界面发生的晶界滑移总量与前者相当,或略小一点。在大应变速率条件下,由于没有足够的时间进行晶界扩散,母材的晶界滑移总量比FSP后的少。3多壁纳米碳管增强复合材料研究者用纳米碳管作为增强纤维添加到各种材料。除了有好的化学和热稳定性外,碳纳米管还体现出高的弹性模量和屈服强度,单壁和多壁碳纳米管的弹性模量可达1TPa,屈服强度可高达50GPa。这些都为碳纳米管作为增强纤维提供了很大的潜力。有研究者成功将碳纳米管应用到聚合物和陶瓷增强中,但由于碳纳米管与金属基体的界面结合差,影响了这些复合材料的机械性能,故很少应用到金属基复合材料中。此外,碳纳米管的缠结会降低它在基体中分布的均匀性,从而起不到预想的效果。可能的纳米结构破坏及它与基体之间的化学反应都将会降低复合材料的机械性能。这些都对碳纳米管增强金属基复合材料的制备提出了挑战。研究者提出了一系列制备该复合材料的方法,如等径角挤压法、机械合金化,但均有不足。球磨法会导致纳米结构的破坏。熔铸法,包括压铸法能提高纳米相的分布和复合材料的机械性能,但很少用这种方法去制备复合材料。与其它方法相比,FSP法不需多步工艺,只须将纳米管预置于基体中,便可进行加工。Zarghani等将纳米级Al2O3添加到6082铝合金中,用FSP法在基体表面形成一层颗粒增强复合层。发现提高加工道次能提高颗粒在基体中分布的均匀性,表面复合层的显微硬度达基体的3倍,耐磨性也得到明显提高。颗粒增强复合材料的耐磨性为铝基体的2~3倍。耐磨性提高的原因是摩擦系数降低及表面硬度提高的共同作用。Morisada等用FSP法制得多壁纳米碳管增强AZ31镁合金。增强复合材料的晶粒小于单纯用FSP后的材料晶粒,表明添加多壁纳米碳管可有效制备细晶复合材料。由于基体晶粒的细化和纳米碳管的增强,FSP制得的纳米碳管增强复合材料的最大维氏硬度约为780MPa,约是基体AZ31硬度的2倍。Lim等用FSP法合成了多壁纳米碳管增强铝基复合材料。SEM、TEM分析显示纳米碳管嵌入搅拌加工区,经热机联合作用后,它们的多壁微观结构仍然存在。将搅拌头旋转速度从1500r/min提高到2500r/min,增大轴肩的下压量可以提高纳米碳管在铝基体中分布的均匀性。研究者还将FSP应用到非纳米级颗粒增强金属基复合材料的制备领域。Mishra等用FSP在5083铝合金表面1mm左右范围内添加SiCp,在铝合金表面形成一层复合材料。当SiCp含量在27%(体积分数)时,复合层的显微硬度达到母材的2倍。Tewari等研究了FSP对不连续增强铝基复合材料的增强体SiCp的空间均质性的影响,结果表明FSP明显改变了材料的微观结构,包括降低了有规则的空间异质和微观各向异性以及FSP区中增强体的重新取向。这些改变极大影响了复合材料的抗拉强度和延展性。Wang等用FSP技术制得SiCp增强铝基复合材料,SiCp在5mm×2mm范围的接头横截面上均匀分布,并与基体结合良好。在加工区,SiCp超过1.5%,在上表面的颗粒尺寸小于100μm。在距表面1.0mm处,复合材料的维氏硬度达880MPa。Morisada等用FSP法制备了SiCp/AZ31复合材料,发现SiCp的添加导致了材料晶粒的细化,复合区的维氏硬度达800MPa。Morisada等用FSP法成功将富勒烯作为增强体添加到5083铝合金中。分散的富勒烯在加工中使得材料发生再结晶,细化了晶粒,晶粒尺寸约为200nm。晶粒细化及分散的富勒烯分子使材料的显微硬度明显提高。Hu等将Zn颗粒用FSP法添加到工业纯铝中,制得了超细晶Al-Zn合金,研究材料的抗拉强度和延展性。实验发现,当Zn含量从0%增加到15%(质量分数)时,由于拉伸初始阶段加工硬化率增大及大量易滑移带的存在,材料的拉伸延展性从10%增至30%以上。Hsu等用FSP制备了超细晶Al2Cu原位增强铝基复合材料,Al2Cu颗粒均匀分布于基体复合材料中,复合材料的杨氏模量和耐压强度均有很大提高,杨氏模量达88GPa,耐压强度中的屈服强度为450MPa,极限强度为650MPa。Hsu等还通过将Al-Ti混合粉末作为增强体用FSP法制备出大比例(可至50%,体积分数)纳米Al3Ti颗粒增强铝基复合材料,该方法受FSP的热作用和铝与钛的化学放热反应的联合作用。采用FSP法制备该原位金属间化合物增强复合材料时,大变形促使增强相的混合和细化程度,温度的提高有利于原位生成金属间化合物相的变形,2种热的联合作用使得形成更充分的增强相。由于细小弥散分布的增强相Al3Ti,使得基体晶粒呈亚微米级,复合材料的杨氏模量和强度得到提高。Dixit等用FSP法制得了NiTi颗粒增强铝基复合材料,增强颗粒在基体中分布均匀,与基体结合力强,没有产生界面产物。当工艺合适时,NiTi颗粒的形状记忆效应能减缓基体的拉应力和压应力。张丽攀和柯黎明等用FSP制备了Al-Ni系金属间化合物,生成的金属间化合物相有Al3Ni和AlNi3。黄春平等用FSP制备了Al-Ti系金属间化合物,生成的金属间化合物相为Al3Ti,均匀分布于基体纯铝上,其质量分数达44.5%。利用FSP的热、力耦合作用和基体与合金粉末的原位反应,在Al-Ni系和Al-Ti系金属间化合物的制备方法上进行了探索。4fsp法合成金属基复合材料的研究FSP技术的开发和应用才刚刚开始,有巨大的潜在应用前景,但许多问题有待深入研究。Charit等对A