轉(zhuǎn)速對(duì)6061鋁合金/純銅異種金屬攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響

秦佳琛 張大童 譚錦紅

摘要：采用攪拌摩擦焊技術(shù)對(duì)4 mm厚6061-T6鋁合金和純銅進(jìn)行連接，研究轉(zhuǎn)速對(duì)鋁銅異種金屬接頭組織與力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，當(dāng)焊接速度為30 mm/min、攪拌頭轉(zhuǎn)速在1 200～1 800 r/min的范圍內(nèi)，可以獲得表面成形良好、無(wú)缺陷的鋁銅異種金屬接頭。大量破碎的銅被攪入焊核區(qū)，形成了組織結(jié)構(gòu)復(fù)雜的區(qū)域。通過(guò)EDS和XRD分析，在焊核區(qū)內(nèi)發(fā)現(xiàn)了Al2Cu、Al4Cu9和AlCu金屬間化合物。在界面處，鋁和銅發(fā)生相互擴(kuò)散形成金屬間化合物層，隨著轉(zhuǎn)速的提高，化合物層逐漸變厚。由于晶粒細(xì)化、固溶強(qiáng)化作用以及金屬間化合物的生成，異種接頭的焊核區(qū)平均顯微硬度值高于鋁銅兩側(cè)平均硬度，并且在焊核區(qū)出現(xiàn)硬度峰值點(diǎn)。隨著轉(zhuǎn)速的增加，接頭抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，所得最優(yōu)接頭抗拉強(qiáng)度為183 MPa，達(dá)到銅母材的71.8%，斷裂位置位于鋁側(cè)熱影響區(qū)，斷裂方式為韌性斷裂。

關(guān)鍵詞：6061鋁合金;純銅;攪拌摩擦焊;微觀組織;力學(xué)性能

0? ? 前言

在現(xiàn)代工程應(yīng)用中，異種材料復(fù)合結(jié)構(gòu)不僅可以減輕結(jié)構(gòu)件的質(zhì)量，降低生產(chǎn)成本，還能充分發(fā)揮不同材料的性能優(yōu)勢(shì)。鋁合金和銅都具有優(yōu)異的導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性，但銅密度大、價(jià)格昂貴，而鋁合金不僅價(jià)格相對(duì)低廉，而且具有比強(qiáng)度高、可再生性好等優(yōu)點(diǎn)。如果在一定條件下通過(guò)焊接技術(shù)形成Al-Cu復(fù)合結(jié)構(gòu)，既能減輕結(jié)構(gòu)件自重、降低成本，又能滿足工業(yè)應(yīng)用的需求[1-2]。攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW）作為一種固相連接技術(shù)，具有焊接溫度低、殘余應(yīng)力小、接頭質(zhì)量高等優(yōu)點(diǎn)[3-4]，可進(jìn)行鋁鎂、鋁銅等異種材料的焊接[5-6]。

攪拌摩擦焊過(guò)程中的熱量輸入對(duì)材料的無(wú)缺陷連接起著重要作用。Tan[7]等人研究了不同焊接速度對(duì)5A02鋁合金和純銅攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響，在轉(zhuǎn)速1 100 r/min，焊接速度20 mm/min，攪拌針相對(duì)焊縫中心線偏向鋁側(cè)0.2 mm、前進(jìn)側(cè)為鋁板的條件下，獲得了成形良好、無(wú)缺陷的異種金屬接頭;而在較高焊接速度40 mm/min條件下出現(xiàn)了空洞缺陷。Xue[8]等人研究了焊接工藝參數(shù)對(duì)1060鋁合金和純銅攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)在較低轉(zhuǎn)速下，焊核區(qū)中形成了許多缺陷，未獲得成形良好的焊縫;而在較高的轉(zhuǎn)速下，銅片和鋁基體之間實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，并且在界面處形成了薄且均勻的金屬間化合物層。

研究表明[9-10]，當(dāng)熱輸入不足以使鋁銅異種接頭產(chǎn)生充分的塑性變形時(shí)，就會(huì)導(dǎo)致材料填充不足，接頭內(nèi)部出現(xiàn)空洞、溝槽等缺陷，而過(guò)高的熱輸入容易在接頭內(nèi)部形成脆性金屬間化合物，影響接頭性能。文中研究了轉(zhuǎn)速對(duì)6061鋁合金和純銅攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響，分析了不同轉(zhuǎn)速條件下接頭的微觀結(jié)構(gòu)及其形成機(jī)理，同時(shí)對(duì)異種接頭內(nèi)部的金屬間化合物進(jìn)行分析，探討微觀組織對(duì)力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用6061-T6鋁合金和工業(yè)純銅（T2）作為研究對(duì)象，尺寸為300 mm×100 mm×4 mm，其化學(xué)成分分別如表1、表2所示。攪拌頭軸肩直徑12 mm，攪拌針根部直徑6 mm，頂部直徑4 mm，長(zhǎng)度3.85 mm。固定焊接速度為30 mm/min，選擇轉(zhuǎn)速分別為1 200 r/min、1 500 r/min和1 800 r/min。試驗(yàn)在KR 1000 titan KUKA機(jī)器人上進(jìn)行，焊接前對(duì)試件進(jìn)行打磨處理，去除表面氧化膜，用酒精清理試件表面除去油污。焊接過(guò)程中鋁合金和純銅分別置于焊縫的前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)，攪拌頭偏向鋁合金側(cè)1 mm且與焊接方向呈2.5°傾角。焊接示意見(jiàn)圖1。

焊后沿垂直焊縫方向線切割切取金相試樣和拉伸試樣。金相試樣經(jīng)過(guò)打磨、拋光、清洗之后，使用LEICA光學(xué)顯微鏡觀察鋁銅異種接頭橫截面宏觀形貌，在NOVA NANOSEM 430場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡下對(duì)接頭微觀形貌及鋁銅界面進(jìn)行觀察和能譜分析。使用HVS-1000型顯微硬度計(jì)測(cè)試鋁銅接頭顯微硬度，加載載荷100 g，保荷時(shí)間10 s。

在SANS CMT5150型微機(jī)控制電子式萬(wàn)能材料實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，以結(jié)果的平均值作為拉伸性能評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)。拉伸后用光學(xué)顯微鏡觀察拉伸試樣斷裂位置，并用掃描電子顯微鏡進(jìn)行斷口形貌觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 組織形貌

2.1.1 宏觀形貌

鋁銅異種接頭在不同轉(zhuǎn)速下的焊縫表面成形如圖2所示。鋁銅異種接頭未出現(xiàn)空洞、溝槽等缺陷，且隨著轉(zhuǎn)速的升高，焊縫表面越來(lái)越平整光滑。

不同轉(zhuǎn)速下接頭橫截面宏觀形貌如圖3所示。在攪拌針強(qiáng)烈的攪拌作用下，銅發(fā)生破碎從母材剝落進(jìn)入焊核區(qū)。在較低轉(zhuǎn)速（1 200 r/min）下，如圖3a所示，焊核區(qū)上方可觀察到還未完全剝離母材的塊狀銅，進(jìn)入到焊核區(qū)內(nèi)的銅主要集中在近銅側(cè)。在中等轉(zhuǎn)速（1 500 r/min）下，如圖3b所示，焊核區(qū)上方近銅側(cè)和近鋁側(cè)都觀察到塊狀銅存在。鋁銅界面成形情況與焊核區(qū)近鋁側(cè)相比，呈現(xiàn)不規(guī)則狀態(tài)。在較高轉(zhuǎn)速（1 800 r/min）下，如圖3c所示，明顯觀察到不同于母材的白亮色區(qū)域，在高轉(zhuǎn)速條件下大量的銅被攪入焊核區(qū)，鋁和銅在充足的熱輸入和機(jī)械攪拌作用下發(fā)生反應(yīng)并伴有原子擴(kuò)散過(guò)程，生成了鋁銅金屬間化合物[11]。

2.1.2 微觀形貌

在不同轉(zhuǎn)速下鋁銅異種接頭的微觀組織形貌如圖4所示。在1 200 r/min條件下，鋁銅界面附近觀察到大塊銅剝落進(jìn)入焊核區(qū)，如圖4a所示。在焊核區(qū)中部，銅在攪拌針的機(jī)械作用下變成長(zhǎng)條狀和鋁發(fā)生混合，形成鋁銅混合的條帶狀組織，如圖4b所示。圖4c是圖4a中方框區(qū)域的放大圖，可以觀察到在鋁銅界面附近形成了層狀結(jié)構(gòu)，選取P1、P2兩點(diǎn)進(jìn)行EDS物相分析，結(jié)果如表3所示。

在1 500 r/min條件下，鋁銅界面處觀察到銅破碎成細(xì)小的銅顆粒彌散分布在焊核區(qū)內(nèi)并與鋁均勻混合形成絮狀組織，如圖4d所示。在近鋁側(cè)也觀察到大小不一的銅顆粒，如圖4e所示。在圖4f中同樣觀察到鋁銅界面處形成了層狀結(jié)構(gòu)，選取一點(diǎn)P3進(jìn)行EDS物相分析。根據(jù)P1～P3點(diǎn)的分析結(jié)果（見(jiàn)表3），在界面處形成的層狀結(jié)構(gòu)中由于銅和鋁相互接觸并在界面處發(fā)生原子擴(kuò)散過(guò)程，生成了金屬間化合物。Xue[8]等人同樣在界面處觀察到了這種層狀結(jié)構(gòu)，并且當(dāng)界面附近存在較大的銅顆粒時(shí)，該層狀結(jié)構(gòu)會(huì)更加明顯。

當(dāng)轉(zhuǎn)速提高到1 800 r/min，在焊核區(qū)兩側(cè)均觀察到由鋁和不同形態(tài)的銅組成的河流狀區(qū)域，如圖4g、4h所示，選取P4、P5兩點(diǎn)進(jìn)行EDS物相分析。同時(shí)在兩側(cè)觀察到有微裂紋產(chǎn)生，這是因?yàn)楦咿D(zhuǎn)速產(chǎn)生的高熱量為金屬間化合物的形成提供了更加有利的條件，在此處形成了較厚的化合物層，而脆性的金屬間化合物在焊后冷卻過(guò)程中很容易作為裂紋源產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而使裂紋發(fā)生擴(kuò)展[12]。圖4i為近鋁側(cè)河流狀組織的放大圖，鋁和銅表現(xiàn)出不同的混合狀態(tài)，選取P6、P7、P8三點(diǎn)進(jìn)行EDS物相分析。點(diǎn)P4～P8的測(cè)試結(jié)果證實(shí)了之前的分析（見(jiàn)表3），高轉(zhuǎn)速條件下在焊核區(qū)兩側(cè)形成了較厚的金屬間化合物層，其成分有可能包括Al2Cu （θ）、Al4Cu9（γ）和AlCu （η）相。

2.2 XRD及界面EDS分析

鋁銅異種接頭焊核區(qū)部分的XRD測(cè)試結(jié)果如圖5所示。結(jié)果表明，接頭除了存在Al和Cu之外，還生成了Al2Cu、Al4Cu9和AlCu金屬間化合物，這與之前EDS掃描分析結(jié)果一致。Tan[7]等人詳細(xì)闡明了焊接過(guò)程中Al和Cu發(fā)生一系列變化的過(guò)程，在攪拌針的高速旋轉(zhuǎn)下焊縫處溫度迅速上升，在摩擦熱和塑性變形的共同作用下，鋁和銅原子被激活發(fā)生相互擴(kuò)散，較小的銅顆粒分散在鋁基體中，和鋁發(fā)生混合，一些大的銅碎片隨后與鋁基體反應(yīng)，形成層狀結(jié)構(gòu)[13]。Ouyang[14]等人研究發(fā)現(xiàn)，焊縫中的機(jī)械混合區(qū)域主要由幾種金屬間化合物以及少量的α-Al和面心立方Cu基固溶體組成。變形的銅薄片分布在焊核區(qū)底部，通過(guò)機(jī)械作用與鋁結(jié)合，在焊縫底部形成了Al4Cu9和變形的Cu基固溶體的混合區(qū)域，該區(qū)域表現(xiàn)出河流狀結(jié)構(gòu)或?qū)訝罱Y(jié)構(gòu)，這與圖4g～4i觀察到的微觀結(jié)構(gòu)相吻合。

不同轉(zhuǎn)速下鋁銅界面處的微觀形貌如圖6所示。經(jīng)過(guò)EDS線掃描分析發(fā)現(xiàn)，在不同轉(zhuǎn)速條件下界面處均形成了金屬間化合物層，隨著轉(zhuǎn)速的提高，化合物層的厚度逐漸變厚，這與Zhang[15]等人的研究結(jié)果一致。出現(xiàn)此現(xiàn)象的原因可能是隨著轉(zhuǎn)速的提高，熱輸入變大，同時(shí)攪拌針的機(jī)械作用加劇，為Al和Cu原子在界面的遷移擴(kuò)散過(guò)程提供了更有利的條件。

2.3 力學(xué)性能

2.3.1 顯微硬度

接頭橫截面顯微硬度分布如圖7所示。可以看出，不同轉(zhuǎn)速條件下的硬度峰值均出現(xiàn)在焊核區(qū)，并且隨著轉(zhuǎn)速的增大硬度峰值也逐漸變高。焊核區(qū)平均硬度高于鋁銅兩側(cè)的平均硬度有兩種原因：一方面焊核區(qū)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程，晶粒細(xì)化導(dǎo)致硬度升高;另一方面在焊核區(qū)生成的固溶體或金屬間化合物成為接頭的硬度峰值點(diǎn)[16-17]。鋁銅兩側(cè)的熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，并且隨著轉(zhuǎn)速的提高，軟化區(qū)面積越來(lái)越大。這是因?yàn)楫?dāng)接頭受到焊接熱循環(huán)作用，熱影響區(qū)的晶粒發(fā)生粗化，顯微硬度值降低。

2.3.2 拉伸性能及斷口形貌

鋁銅母材及不同轉(zhuǎn)速下的接頭拉伸性能見(jiàn)表4。當(dāng)轉(zhuǎn)速為1 500 r/min時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值183 MPa，為銅母材的71.8%。轉(zhuǎn)速為1 200 r/min、1 800 r/min時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度為151 MPa、173 MPa，分別達(dá)到銅母材的59.2%和67.8%。斷后伸長(zhǎng)率的變化與抗拉強(qiáng)度的變化規(guī)律一致，呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，在轉(zhuǎn)速為1 500 r/min時(shí)達(dá)到5.5%。

拉伸試樣斷裂后的接頭橫截面宏觀形貌如圖8所示。由圖8a可知，在1 200 r/min條件下，接頭在焊核區(qū)近銅側(cè)發(fā)生斷裂。轉(zhuǎn)速增加到1 500 r/min，鋁和銅形成結(jié)合良好的界面以及組織分布均勻的焊核區(qū)，接頭在出現(xiàn)軟化的鋁側(cè)熱影響區(qū)發(fā)生斷裂。當(dāng)轉(zhuǎn)速達(dá)到1 800 r/min，斷裂位置出現(xiàn)在鋁銅界面處以及焊核區(qū)頂部，界面處形成了較厚的脆性金屬間化合物層，降低了接頭性能[18]。由于在界面處有微裂紋生成（見(jiàn)圖4g），在拉伸過(guò)程中很容易作為裂紋源使裂紋發(fā)生擴(kuò)展，從而在此處發(fā)生斷裂。

不同轉(zhuǎn)速下接頭的斷口形貌如圖9所示。在1 200 r/min條件下斷口表面較平整，觀察到明顯的舌狀花樣，如圖9a所示，是典型的脆性斷裂特征。在1 500 r/min條件下，接頭斷裂發(fā)生在Al側(cè)熱影響區(qū)，斷裂面觀察到大量韌窩，如圖9b所示，斷裂形式為韌性斷裂。當(dāng)轉(zhuǎn)速增加到1 800 r/min，在斷裂面除了觀察到有平臺(tái)之外，還有一些大小不一的凹坑存在，如圖9c所示。放大圖中區(qū)域觀察，在凹坑底部發(fā)現(xiàn)了破碎的Cu顆粒，表明在此處也發(fā)生了撕裂過(guò)程，在一定程度上提高了接頭的拉伸性能[19]，接頭斷裂形式為韌-脆混合斷裂。

3 結(jié)論

（1）在攪拌針偏置鋁側(cè)的條件下實(shí)現(xiàn)了6061鋁合金和純銅的異種金屬攪拌摩擦焊接，獲得了表面成形良好的異種金屬接頭。隨著轉(zhuǎn)速的提高，表面光潔度增加。

（2）大量破碎的銅被攪入焊核區(qū)導(dǎo)致焊核區(qū)內(nèi)組織結(jié)構(gòu)復(fù)雜。在焊核區(qū)及鋁銅界面處檢測(cè)到金屬間化合物的生成，主要包括Al2Cu、Al4Cu9和AlCu。隨著轉(zhuǎn)速的提高，界面處化合物層厚度變大。

（3）接頭顯微硬度分布不均勻，由于晶粒細(xì)化、固溶強(qiáng)化作用以及金屬間化合物的生成，焊核區(qū)平均顯微硬度值高于鋁銅兩側(cè)，并在焊核區(qū)內(nèi)出現(xiàn)硬度峰值點(diǎn)。

（4）在1 500 r/min條件下，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大（183 MPa），為銅母材的71.8%，斷裂發(fā)生在鋁側(cè)熱影響區(qū)，斷裂方式為韌性斷裂。

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