H65黄铜厚板旋转压力焊焊接接头的组织和性能分析

杜善豪，刘嘉靖，钱高祥，赖士浩，郑弋明，吴青华，刘德华，张宇博

（1.大连理工大学材料科学与工程学院，辽宁 大连 116000；2.江西云泰铜业有限公司，江西 鹰潭 335000；3.大连理工大学机械学院，辽宁 大连 116000）

H65黄铜是最常见的多用途黄铜合金，具备较好的加工和成形性能，易通过冷热压力加工成各种形状，具有适度的强度和良好的塑性，以及较好的耐磨性、耐热性、导电性、导热性等。H65 黄铜是一种多功能合金，可以满足多个领域的制造需求，广泛应用于汽车发动机和散热器的零部件、船舶的管道系统、电器系统中的弹簧或开关等电子元件、机械设备的连接件等［1］。

由于黄铜合金本身热导率高且熔点较高，传统焊接易出现裂纹、孔洞等缺陷，造成焊接接头区域性能较差等情况［2］。特别对于H65 黄铜中厚板材的连续轧制工艺，焊接中产生的缺陷会在后续的变形中不断恶化，不仅影响成品率和生产效率，甚至有损坏轧辊的风险。旋转压力焊是一种适用于H65 黄铜中厚板材连接的工艺［3-5］。这一工艺将柱形搅拌头在旋转状态下插入H65 黄铜板带中，在搅拌头和H65 黄铜板带之间产生阻力并释放热量，使焊接区域的H65 黄铜发生热塑化。搅拌头缓慢前移的过程中，热塑化的H65 黄铜会逐渐向搅拌头后沿移动，在摩擦热和机械力的共同作用下，H65 黄铜焊接处会形成致密固相接头［6-9］。旋转压力焊适合于自动化操作，是一种高效、节能、环保的新型连接技术，对于提高黄铜制品的生产效率和成品率有重要意义［10-14］。

本研究将旋转压力焊应用于16 mm H65 板材的焊接实验中，以焊接头旋转速度作为主要工艺参数，讨论其对焊接接头微观组织、缺陷类型及力学性能的影响，期望提供一种H65 黄铜中厚板材的焊接新工艺。

1 实 验

本文采用的原料为江西云泰铜业有限公司的H65 黄铜板带，经水平连续铸造制备而成，经步进炉加热热轧后获得厚度为16 mm、宽度为450 mm的黄铜板带（单坯带卷质量约5000 kg）。经检测，黄铜板带的成分见表1。

表1 H65黄铜化学组成Table 1 Chemical composition of H65 brass（%，mass fraction）

使用HMC650TAX 旋转压力焊机对H65 黄铜板带进行焊接。焊接前对板材进行切割，使两板材对接角度为18°，同时焊接前对两接触面进行打磨，以去除杂质及氧化物，焊接后接头区的宏观形貌如图1（a）所示。搅拌摩擦头直径为17 mm，焊接过程中搅拌头倾角为2.5°［如图1（b）所示］。分别采用不同搅拌头转速600，800，1000 r/min 对切割后的H65黄铜厚板进行焊接。

图1 （a）接头区宏观形貌和（b）搅拌头实物图Fig.1 （a）Macroscopic morphology of H65 brass plate and（b）physical diagram of welding head

在焊缝区域切取样品，打磨抛光处理后进行腐蚀，腐蚀溶液配比为10 mL H2O+90 mL CH3CH2OH +10 g FeCl3，腐蚀时间15～20 s。通过金相显微镜（OLYMPUS-GX51）对接头宽度进行测量。为确定组织中的物相，对基体和接头区域进行了XRD（D8 Advance）测试，随后通过扫描电镜（FIB-SEM Dual Beam）所配备的EBSD 探头（Helios G4 UX）对所确定的物相组成进行定量分析，定量分析软件为AZtecCrystal。

拉伸试验试样尺寸按照GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验第1 部分：室温试验方法》进行，如图2 所示。取样位置保证标距段处于接头区域中，拉伸试验所使用设备为深圳三思纵横有限公司生产的UTM 5105 万能试验机，拉伸速度为0.9 mm/min。拉伸实验后的断口形貌通过扫描电镜（IT800-SHL）进行观察。

图2 拉伸试样尺寸示意图Fig.2 Schematic diagram of tensile sample（μm）

2 结果与讨论

2.1 旋转压力焊接头区组织演变规律

H65黄铜是一种双相铜合金，对原始材料以及不同转速下的接头区进行XRD 物相分析，图3 为H65 黄铜在不同条件下的XRD 图谱，图中物相衍射峰经对比可以分析出H65 黄铜基体和不同转速下接头区中物相组成均为α 相（Cu0.64Zn0.36）和β相（CuZn）。通过观察焊接搅拌头不同旋转速度下的衍射峰强度，发现改变旋转速度并未产生新的物相。

图3 H65黄铜基体及焊接后接头区XRD图谱Fig.3 XRD patterns of H65 brass matrix and welded joint area

焊接头在不同旋转速度下，接头区域的纵截面宏观形貌和交界处微观形貌如图4 所示。图4（a～c）分别是焊接搅拌头旋转速度为600，800，1000 r/min 时对应的接头区域形貌。将界面处放大，可以清晰观察到腐蚀后接头区与基体组织存在明显的区别，由于在焊接过程中接头区域经历了半固态和快速凝固的过程，因此接头区的组织明显细化，如图4（d）所示，以此可以明确区分接头区的宽度。量取H65 黄铜纵截面中心处接头区宽度进行比较，如图4（a～c）中白色标注所示。随着焊接头转速的增加，接头区域宽度随之增大。转速增加会在焊接头与H65 黄铜之间产生更多的摩擦热，从而提高接头的热输入量，故接头的热影响区逐渐增加，接头区域宽度随之增大。

图4 接头区在不同旋转速度下的宏观形貌（a）600 r/min；（b）800 r/min；（c）1000 r/min；（d）基体和接头区交界处微观形貌Fig.4 Macroscopic morphology of joint region at different rotating speeds（a）600 r/min；（b）800 r/min；（c）1000 r/min；（d）Microscopic morphology of the junction between the matrix and the joint region

在基体和焊接搅拌头于不同旋转速度下的接头区处取样，通过扫描电子显微镜观察发现，H65黄铜基体微观组织没有气孔等缺陷，铸坯质量良好；而不同转速下的接头区均能找到大小不一的气孔，表明在非真空条件下进行厚板材的焊接容易卷入气体。H65 黄铜基体微观组织以及不同旋转速度下接头区的微观形貌如图5 所示。在旋转压力焊接过程中，接头区并未完全熔化，焊接头旋转产生的热量会使接头两端金属处于可流动的半固态，随着旋转速度的增大，搅拌头产生的接头温度更高，使半固态的H65 黄铜具有更好的流动性，从而使其在冷却过程中有更好的补缩作用，导致随着旋转速度的增加，焊缝区域的气孔逐渐减少。

图5 H65黄铜基体以及在不同旋转速度下接头区的微观形貌（a）H65黄铜基体；（b）600 r/min；（c）800 r/min；（d）1000 r/minFig.5 Microstructure of H65 brass matrix and microstructure of the joint region at different rotating speeds（a）H65 brass；（b）600 r/min；（c）800 r/min；（d）1000 r/min

图6 是基体以及焊接搅拌头旋转速度分别为600，800，1000 r/min 条件下H65 黄铜的织构反极图（Inverse pole figure，IPF）、物相分布图和局部取向差图（Kernel average misorientation，KAM）。图6（a）为IPF图，可以观察到H65 黄铜基体的晶粒取向，结合图6（b）物相分布图，红色区域代表的β 相（CuZn）沿着蓝色区域代表的α相（Cu0.64Zn0.36）晶界处呈现细长条状分布。图6（c）为H65 黄铜基体KAM图，可以看到位错集中分布在β 相附近。图6（d）为焊接搅拌头旋转速度为600 r/min时的接头区晶粒取向分布，对比图6（a）可知，在焊接过程中接头区的晶粒发生细化现象，这是由于搅拌头在旋转过程中产生大量的摩擦热，这些热量使搅拌头邻近区域的材料热塑化，发生动态再结晶现象［15］。在快速凝固的过程中，晶粒未能完全长大，导致焊接之后的接头区晶粒更加细小，并且在搅拌力的作用下，条形的大块β 相破碎，经焊接后分布更加均匀，也在一定程度上减小了接头区的晶粒尺寸，如图6（e）所示。同时，在图6（f）中观察到位错依旧分布在β 相附近，且均匀分布。对比图6（d，g，j）IPF 图像发现，随着焊接搅拌头旋转速度的不断增加，整体晶粒尺寸并未发生明显变化；对比图6（e，h，k）物相分布图可知，随着旋转速度的不断增加，接头区β 相的物相占比逐渐降低，由旋转速度为600 r/min 时的6.6%下降至旋转速度为800 r/min时的3.3%，最终在旋转速度为1000 r/min时下降到0.9%。随着焊接搅拌头旋转速度的不断增加，搅拌工具与H65 黄铜之间会产生更多的摩擦热，导致β 相在较高热量作用下熔化，因此更多的Zn 元素固溶到Cu 基体中，使β 相更难析出，其所占比例逐渐降低。对比图6（f，i，l）KAM图像可知，H65黄铜基体和不同旋转速度条件下的位错均分布在β 相周围，但由于β 相所占比例随搅拌头旋转速度的增大而降低，这也导致接头区位错密度呈下降趋势。

图6 接头区在不同条件下的显微组织（a～c）基体；（d～f）600 r/min；（g～i）800 r/min；（j～l）1000 r/min；（a，d，g，j）IPF图；（b，e，h，k）物相分布图；（c，f，i，l）KAM图Fig.6 Microstructure of the joint（a～c）matrix under different conditions；（d～f）600 r/min；（g～i）800 r/min；（j～l）1000 r/min；（a，d，g，j）IPF diagram；（b，e，h，k）phase distribution diagram；（c，f，i，l）KAM diagram

根据上述EBSD 图像结果，统计了样品中不同物相的晶粒尺寸分布，如图7 所示。其中，图7（a，c，e，g）分别为基体和焊接搅拌头旋转速度为600，800，1000 r/min 条件下的α 相晶粒尺寸分布，图7（b，d，f，h）为对应条件下β相的晶粒尺寸分布。

图7 接头处α相、β相晶粒尺寸分布（a-b）基体；（c-d）600 r/min；（e-f）800 r/min，（g-h）1000 r/min；（a，c，e，g）α相；（b，d，f，h）β相Fig.7 Grain size at the rotary pressure welding head（a-b）matrix；（c-d）600 r/min；（e-f）800 r/min；（g-h）1000 r/min；（a，c，e，g）α phase；（b，d，f，h）β phase

由α 相晶粒尺寸分布图可知，基体中所含α 相的平均晶粒尺寸约为42.49 μm，远远大于不同焊接搅拌头旋转速度下的接头区α 相的晶粒尺寸。这一结果表明在焊接过程中，焊接搅拌头的高速旋转会产生大量热量，使黄铜内部组织发生较为充分的再结晶过程，由此产生更多细小晶粒，α相的平均晶粒尺寸下降至6～7 μm。当焊接搅拌头旋转速度逐渐增加时，α 相的尺寸随之减小，从600 r/min 下的6.94 μm 减小至1000 r/min 下的6.49 μm，证明较大的旋转速度有利于晶粒细化。这是因为搅拌头在高速旋转过程中，会对接头区熔体施加更强的搅拌，在熔体与冷凝壳之间发生热交换过程，导致过冷带增大，未生长完全的枝晶在搅拌力作用下破碎，大量枝晶碎块出现并成为形核位点，使晶核数量增多最终导致晶粒细化［16-18］。同时，随着搅拌速度的增加，对接头区域输入的较高热量也使熔体中形核过程提前，α 相晶粒更加细小。通过对比原始状态和不同焊接搅拌头旋转速度下β 相的平均晶粒尺寸，可以发现焊接后大尺寸的β 相明显减少，β 相的晶粒尺寸更加集中分布在小尺寸区域，证明焊接过程中在搅拌力的作用下β 相有明显的破碎现象［19］。

2.2 旋转压力焊接头区的力学性能分析

图8（a）为H65 黄铜基体在旋转速度分别为600，800，1000 r/min条件下的应力-应变曲线，图8（b）为对应条件下的极限抗拉强度、延伸率对比图。H65 黄铜基体极限抗拉强度为340 MPa，焊接后接头区的极限抗拉强度可上升至356 MPa，这是由于焊接之后的晶粒更加细小且位错密度更低，因此强度更高。H65 黄铜基体的延伸率为59.4%，焊接后接头区的延伸率降低至41.2%，远远小于H65黄铜基体的延伸率。结合图5中接头区的微观形貌和图7中的晶粒尺寸分布综合分析可知，虽然接头区的晶粒尺寸远小于H65 黄铜基体的晶粒尺寸，但是在焊接过程中接头区产生了气孔等缺陷，在一定程度上影响了H65 黄铜之间的连接性。对比焊接搅拌头旋转速度为600，800，1000 r/min 条件下的应力-应变曲线，能发现随着焊接转速的提高，黄铜的延伸率明显上升，由41.2%上升至48.4%。同时其强度略有下降，仅从356 MPa 下降至348 MPa。这是因为当旋转速度提高时，占比更多的α相平均晶粒尺寸逐渐减小，导致延伸率大幅提升。然而，搅拌头旋转速度对β相的平均晶粒尺寸影响不明显，这在一定程度上保证了材料的强度性能。并且随着焊接搅拌头旋转速度增大，接头区内部气孔等缺陷数量也有所降低。在两种因素的综合作用下，焊接搅拌头旋转速度在1000 r/min时，所得H65 黄铜焊接样品的接头区性能最好，强度可达348 MPa，延伸率达48.4 %。

图8 （a）接头区在不同条件下的应力-应变曲线和（b）相应抗拉强度、延伸率对比图Fig.8 （a）Stress-strain curves and（b）comparison of yield strength and elongation

拉伸实验断口的宏观形貌如图9 所示。实验发现，焊接搅拌头在不同转速下，拉伸片均从接头区断裂，这说明尽管接头区晶粒更加细小，但在气孔等缺陷的影响下，H65 黄铜的接头区仍易断裂。利用扫描电子显微镜观察了基体和不同断口的微观形貌，结果如图10 所示。可以看出，焊接过程未改变H65 黄铜的断裂方式，均为韧性断裂。在图10（a）基体样品断口形貌中，能够明显观察到更大更深的韧窝，并且韧窝的数量远大于接头区，这说明H65 黄铜基体具有较高的韧性，与上述应力-应变曲线实验结果相符。在图10（b～d）中，当旋转速度为600 r/min时，断口处韧窝较浅且数量较少；当旋转速度为800 r/min时，韧窝的数量明显增多；当旋转速度为1000 r/min时，断口形貌呈现较多大而深的韧窝。这也进一步说明当焊接搅拌头旋转速度为1000 r/min时，接头区的塑性更好。

图9 拉伸片断口宏观形貌Fig.9 Macroscopic morphology of tensile fragment interface

图10 断口微观形貌（a）基体；（b）600 r/min；（c）800 r/min；（d）1000 r/minFig.10 Micromorphology of the fracture（a）Matrix；（b）600 r/min；（c）800 r/min；（d）1000 r/min

依据本研究的数据，对江西云泰铜业的生产工艺进行了参数优化，实现了简单黄铜系列板带材10 t 大卷的生产，且平均成品率提高了5%，并有效提高了生产效率，项目实际产能达到设计产能的1.3倍。

3 结论

1）旋转压力焊工艺能够使H65 黄铜厚板材进行有效连接，随着旋转速度的上升，接头区域气孔数量逐渐减少。

2）在H65 黄铜旋转压力焊接头区中，焊接搅拌头的旋转速度对不同物相所占比例的影响较大。当旋转速度由600 r/min 升高至1000 r/min，物相中α 相所占比例从94.6%升高至99.1%。随焊接搅拌头旋转速度的增加，β 相所占比例减小，这也导致接头区塑性提高。

3）焊接搅拌头旋转速度对H65 黄铜旋转压力焊接头区的晶粒尺寸影响较大。随着焊接搅拌头转速上升，α 相晶粒尺寸逐渐减小，而β 相晶粒尺寸变化不大。当转速增加时，接头区强度约为350 MPa，塑性从41.2%升高到48.4%。

4）江西云泰铜业实现了焊接后H65 黄铜带材的大重卷生产，焊接工艺优化后黄铜带材的平均成品率提高了5%，有效提高了生产效率，项目实际产能达到设计产能1.3倍。