2024鋁合金與T2紫銅的攪拌摩擦焊接頭組織及力學(xué)性能

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(1.湖南九方焊接技術(shù)有限公司，湖南 株洲412007；2.燕山大學(xué) 亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國家重點實驗室，河北 秦皇島066004)

0 前言

鋁-銅異種金屬焊接接頭在電力電子、新能源汽車和電氣自動化行業(yè)有著廣闊的應(yīng)用前景[1-4]。目前，制備鋁-銅的異種金屬焊接接頭引起了大量科研工作者的興趣，既可以降低資源消耗，發(fā)揮兩種材料各自的性能優(yōu)勢，還能為一些特殊結(jié)構(gòu)的設(shè)計提供連接可靠的方案。然而，鋁銅兩種金屬物理化學(xué)性能差異極大，且在焊接過程中極易生成脆性金屬間化合物，很難采用傳統(tǒng)的熔化焊實現(xiàn)高質(zhì)量的連接。采用固相焊接的方法對鋁-銅異種金屬的連接更具優(yōu)勢，比如：爆炸焊、摩擦焊和軋制焊，但這些方法本身存在諸多不足，比如：爆炸焊的焊接質(zhì)量及安全問題，軋制和摩擦焊僅限特殊接頭形式。

攪拌摩擦焊(friction stir welding, FSW)是1991年英國焊接研究所發(fā)明的一種新型綠色固相焊接技術(shù)[5]。這項焊接技術(shù)自發(fā)明以來在輕質(zhì)有色金屬焊接領(lǐng)域得到了飛速的發(fā)展和應(yīng)用，不僅解決了傳統(tǒng)熔焊難以焊接的2xxx和7xxx鋁合金的優(yōu)質(zhì)連接，而且在銅合金、鈦合金、塑料和鋼鐵等連接方面也得到了應(yīng)用。目前對于鋁-銅異種FSW的研究主要是集中在優(yōu)化焊接工藝、接頭組織及力學(xué)性能影響因素、鋁-銅界面結(jié)構(gòu)和電學(xué)性能測試等方面[6]。如：P. Xue等人[7]采用大軸肩的攪拌工具、攪拌針向銅側(cè)偏置工藝得到了彎曲性能優(yōu)異的鋁-銅異種接頭；I. Galv?o 等人[8-9]通過優(yōu)化攪拌頭形狀和增加偏置工藝，改善了接頭焊縫成形；Liu Huijie等人[10]增加阻隔層技術(shù)改善了鋁-銅異種金屬FSW接頭表面成形；P. Xue等人[11]發(fā)現(xiàn)在鋁-銅界面處形成厚度約1 μm金屬間化合物層有利于焊縫的冶金結(jié)合；E.T.Akinlabi等人[12]研究了焊接熱輸入與鋁-銅接頭電阻率的影響關(guān)系；Li Xi等人[13]研究了強磁場對接頭鋁-銅金屬間化合物層的影響；J. Ouyang等人[14]發(fā)現(xiàn)在鋁-銅FSW焊縫界面金屬間化合物層的組成為Al2Cu，AlCu，Al4Cu9的3個亞層結(jié)構(gòu)。但大量的研究結(jié)果表明，鋁-銅FSW接頭力學(xué)性能較差，基本無斷后伸長率，無法工程化應(yīng)用。

基于上述研究背景，為了拓寬鋁-銅異種金屬FSW的工程化應(yīng)用，主要研究鋁-銅接頭組織、界面微觀結(jié)構(gòu)及接頭力學(xué)性能，進而揭示鋁-銅FSW的接頭組織與力學(xué)性能的相關(guān)性。

1 試驗材料與方法

試驗所使用的材料是3 mm厚的2024鋁合金板材和3 mm厚的T2紫銅板材，具體尺寸為300 mm×120 mm×3 mm，兩種材料的力學(xué)性能見表1。采用湖南九方焊接技術(shù)有限公司自主研發(fā)的FSW-JF-025動龍門二維FSW設(shè)備，所使用的攪拌工具為內(nèi)凹軸肩，軸肩尺寸為16 mm，攪拌針為圓錐螺紋+三錐面特征，長度為2.95 mm，攪拌針端部直徑為φ3.5 mm，根部直徑為φ5.5 mm，材料為H13熱作模具鋼。

表1 兩種母材的力學(xué)性能

2024鋁合金與T2 紫銅異種金屬FSW所采用的焊接工藝為：放置在前進側(cè)材料為Al板，后退側(cè)材料為Cu板，攪拌頭逆時針旋轉(zhuǎn)并向前進側(cè)(Al側(cè))偏置1 mm，轉(zhuǎn)速為800 r/min，焊接速度為50 mm/min，下壓量0.15 mm，傾角為-2°。

FSW完成后，按照標(biāo)準(zhǔn)ISO 25239-2011《攪拌摩擦焊-鋁合金》采用線切割沿垂直于焊縫方向分別制取金相試樣和拉伸試樣，采用Axiovert-200-MAT進行金相組織觀察，制備金相試樣制備所使用的腐蝕液Al側(cè)為凱勒試劑(keller試劑)，使用5 mL H2O2+95 mL H2O+50 mL NH3·H2O試劑腐蝕Cu側(cè)。采用Instron-5900拉伸試驗機進行拉伸性能測試，采用JOEL-2010型透射電子顯微鏡進行Al-Cu接頭界面觀察，測試樣品為φ3 mm圓形薄片，采用LBS-2型離子減薄儀進行試樣減薄，電流為5 μA，減薄時間為4 h左右，前2/3時間采用7°減薄，后1/3時間采用4°減薄。使用HITACHI-S4800掃描電子顯微鏡進行Al-Cu界面結(jié)構(gòu)和拉伸試樣斷裂表面形貌分析。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 宏觀形貌與顯微組織

圖1為2024鋁合金與T2 紫銅異種金屬FSW接頭表面成形宏觀照片。由圖1可以看出，焊縫成形美觀，無宏觀缺陷，焊縫上表面分布著鋁層，這是由于放置于前進側(cè)鋁的材料流動性比T2紫銅好，加之前進側(cè)的材料在FSW接過程中所受到的機械攪拌作用相對于后退側(cè)更加劇烈。

圖1 接頭焊縫上表面宏觀形貌

圖2為FSW接頭的橫截面和2024鋁合金母材的微觀組織形貌。圖2a為2024鋁合金與T2紫銅異種金屬FSW接頭橫截面金相照片。從整體橫截面看，焊縫各區(qū)域組織特征明顯不同，沿板厚方向存在明顯不同的組織特征，位于前進側(cè)的鋁在焊縫底部轉(zhuǎn)移到了銅基質(zhì)中，呈帶絮狀分布，焊核區(qū)形成了明顯的洋蔥環(huán)結(jié)構(gòu)。圖2b為2024鋁合金母材，晶粒沿板平面方向呈扁平狀分布，為典型的軋制組織。圖3為焊縫各區(qū)的微觀組織形貌。圖3a為鋁側(cè)熱機影響區(qū)，是焊核區(qū)與熱影響區(qū)的分界區(qū)域，在攪拌針的機械剪切帶動作用和熱影響的共同作用下，晶粒由動態(tài)再回復(fù)的等軸細(xì)晶和拉長的晶粒組成。圖3b為焊核區(qū)鋁側(cè)分界面，在界面兩側(cè)材料的流動行為完全不同，在焊核區(qū)分布著從銅側(cè)轉(zhuǎn)移過來的銅顆粒。圖3c為典型的洋蔥環(huán)結(jié)構(gòu)全貌，可以看出洋蔥環(huán)結(jié)構(gòu)由層狀分布的鋁和大小不一的銅顆粒組成。由于材料流動性的差異，鋁在銅基質(zhì)中的分布跟銅在鋁基質(zhì)中的分布特征有所不同，如圖3d箭頭所示，鋁在銅基質(zhì)中呈帶絮狀分布，且僅僅在靠近鋁/銅界面附近才有分布。圖3e為銅側(cè)焊核區(qū)，由細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒組成。同樣，在銅側(cè)也能觀察到明顯的熱機影響區(qū)(圖3f)。值得提出的是，在鋁-銅FSW接頭觀察不到明顯的熱影響區(qū)，產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因可能是不同的焊接材料特性和散熱條件所致。

圖2 接頭橫截面和2024鋁合金母材微觀結(jié)構(gòu)

圖3 焊縫各區(qū)微觀結(jié)構(gòu)

2.2 鋁/銅界面觀察

FSW過程中在鋁-銅界面形成的金屬間化合物層對接頭力學(xué)性能有關(guān)鍵性的影響，一定厚度范圍內(nèi)的金屬間化合物層的形成是焊接冶金成型的必要條件，但當(dāng)厚度超過一定范圍將對接頭力學(xué)性能將有強烈的惡化作用。

為了更加詳細(xì)地分析鋁-銅界面行為，進行了掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)觀察。圖4a為鋁-銅界面形貌，界面的左側(cè)為銅，右側(cè)為鋁，在界面處連續(xù)分布了厚度約為0.98 μm的金屬間化合物層，為了更詳細(xì)的觀察金屬間化合物的分布，采用背散射電子成像(BSE)觀察，如圖4b所示，在鋁側(cè)基體中分布著大量的銅顆粒，而在銅側(cè)基體中觀察不到鋁顆粒的存在。詳細(xì)觀察可以發(fā)現(xiàn)在界面銅側(cè)分布著一條由空洞連起來隧道缺陷,如圖4b箭頭所示。造成這種缺陷的可能原因：一是在制樣過程中由于兩種材料明顯的電位差而形成的電化學(xué)腐蝕造成的；二是在FSW過程中在局部應(yīng)變和熱的共同作用下不平衡擴散造成的柯肯達(dá)爾效應(yīng)(Kirkendall effect)缺陷[15]。

為了更加清晰的觀察鋁-銅界面結(jié)構(gòu)特征，制備沿鋁-銅界面對稱的φ3mm圓形薄片透射電子顯微鏡試樣，由于鋁、銅兩種材料抵抗電子轟擊能力的不同，難以制備出高品質(zhì)的透射樣品。圖4c為鋁-銅界面明場照片，由于厚度的差異，只能清晰觀察到界面鋁側(cè)特征，在鋁基質(zhì)中分散分布著大量的顆粒狀銅，并在鋁基質(zhì)中存在大量的位錯。圖4d為鋁-銅界面透射電子顯微鏡高分辨照片，可以發(fā)現(xiàn)界面原子分布不同于兩側(cè)基體材料，金屬間化合物的結(jié)構(gòu)不同于基體材料，兩種材料之間實現(xiàn)了原子間的結(jié)合。

2.3 顯微硬度分析

圖5為2024鋁合金-T2紫銅FSW接頭焊縫橫截面上部、中部和下部的顯微硬度分布曲線。從整體看，3條硬度分布曲線的變化規(guī)律一致，焊核區(qū)硬度水平明顯高于兩側(cè)母材?？梢园l(fā)現(xiàn)在焊核區(qū)存在一些明顯的高硬度點，這些高硬度點的出現(xiàn)是脆性金屬間化合物造成的[11]，兩側(cè)母材硬度值相差約10 HV。如圖5b箭頭所示，在前進側(cè)(Al側(cè))焊核區(qū)存在一個硬度軟化區(qū)，這可能是在FSW過程中由于動態(tài)再結(jié)晶使固溶強化弱化所造成的，在后退側(cè)(銅側(cè))沒有觀察到明顯的硬度軟化區(qū)域。

圖4 Al-Cu界面形貌

2.4 力學(xué)性能分析

圖6為2024鋁合金母材、T2紫銅母材、2024鋁合金-T2紫銅FSW接頭力學(xué)性能的對比。由圖6可以看出，鋁-銅接頭的抗拉強度與母材T2紫銅的抗拉強度相當(dāng)，斷后伸長率是母材2024鋁合金的87%。

圖5 焊縫橫截面顯微硬度分布曲線

圖6 接頭與母材力學(xué)性能的對比

接頭拉伸斷裂發(fā)生在銅側(cè)母材，如圖7a～7b所示。如圖8所示，接頭拉伸斷裂表面由大量韌窩聚集組成，為典型的韌性斷裂特征。

圖7 接頭斷裂位置

圖8 斷口掃描電鏡形貌

3 結(jié)論

(1)鋁-銅接頭在焊核區(qū)形成了由層片狀鋁和顆粒形式分布的銅組成的洋蔥環(huán)結(jié)構(gòu)，在鋁-銅界面處形成了一層厚度約0.98 μm的金屬間化合物層，鋁在銅基質(zhì)中主要以帶狀或?qū)悠瑺罘植?，而銅在鋁基質(zhì)中主要以顆粒狀分布。

(2)焊核區(qū)硬度值水平明顯高于兩側(cè)母材，并且焊核區(qū)存在高硬度點的分布，在鋁側(cè)焊核區(qū)存在一個硬度軟化區(qū)。

(3)在轉(zhuǎn)速為800 r/min、焊接速度為50 mm/min的焊接參數(shù)下得到了力學(xué)性能優(yōu)異的接頭，接頭平均抗拉強度為158 MPa，與母材銅的強度相當(dāng)；平均斷后伸長率為10%，為母材鋁的87%，拉伸斷裂產(chǎn)生于銅側(cè)母材，斷裂方式為韌性斷裂。