熱電耦合對(duì)鋁/鋼連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊接頭組織的影響機(jī)理

張昌青，王樹(shù)文，羅德春，師文辰，劉 曉，崔國(guó)勝，陳波陽(yáng)，辛 舟，芮執(zhí)元

(1 蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050；2 蘭州理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，蘭州 730050；3 蘭州理工大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，蘭州 730050)

鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)充分發(fā)揮了鋁及鋁合金輕量化特征和高強(qiáng)鋼在強(qiáng)度、成本方面的優(yōu)勢(shì)[1-2]，因此在汽車(chē)、海洋、航空航天以及化工等眾多領(lǐng)域得到應(yīng)用。然而，由于鋁/鋼異質(zhì)材料的熱物理屬性相差極大，鐵在鋁中的固溶度極低，使得鋁/鋼異質(zhì)材料的可靠性焊接非常困難。與熔化焊與釬焊相比，連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊(continuous drive friction welding, CDFW)作為一種固相連接過(guò)程，在一定程度上能夠避免某些熔化焊、釬焊中難以防止的焊接缺陷與問(wèn)題，是實(shí)現(xiàn)回轉(zhuǎn)體與類(lèi)回轉(zhuǎn)體結(jié)構(gòu)的不兼容材料組合焊接的最佳連接方法[3]。

隨著鋁/鋼異種金屬接頭的大量應(yīng)用，復(fù)合構(gòu)件不僅起到機(jī)械連接的作用，服役時(shí)往往還遭受高溫疲勞和電流載荷的作用，即復(fù)合結(jié)構(gòu)承受強(qiáng)度更高的熱電耦合多場(chǎng)作用。例如由CDFW連接的新型鋁電解槽陽(yáng)極導(dǎo)電裝置[4]，往往需要在350 ℃以上高溫、8000 A電流以及機(jī)械振動(dòng)的惡劣條件下工作，經(jīng)常出現(xiàn)接頭開(kāi)裂問(wèn)題，影響生產(chǎn)。顧玉芬等[5]在研究鋁/鋼熔釬焊接頭時(shí)發(fā)現(xiàn)界面發(fā)生電偶腐蝕，腐蝕電位低的富鋅區(qū)金屬間化合物(intermetallic compounds,IMCs)Fe2Al2Zn0.5明顯變厚。同時(shí)Sravanthi等[6]發(fā)現(xiàn)焊縫中Fe-Al-Si金屬間化合物增大了接頭界面電偶腐蝕的效率。此外，當(dāng)高密度電流通過(guò)復(fù)合結(jié)構(gòu)界面時(shí)，界面發(fā)生原子的定向移動(dòng)[7-8]，同時(shí)產(chǎn)生的焦耳熱[9]和外加熱載荷導(dǎo)致熱遷移，在電遷移和熱遷移的作用下出現(xiàn)空洞、界面金屬間化合物的極性生長(zhǎng)[10]，焊接界面組織的不均勻性[11]導(dǎo)致界面組織的演變更加復(fù)雜，擴(kuò)散系數(shù)、相應(yīng)相的結(jié)構(gòu)和組成確定電遷移效應(yīng)的強(qiáng)度[12]。Wang等[13]通過(guò)對(duì)鋁/鐵復(fù)合板進(jìn)行熱處理來(lái)分析IMCs對(duì)復(fù)合板界面結(jié)合的影響，認(rèn)為拉伸斷裂主要發(fā)生在界面生成的Fe2Al5和FeAl3反應(yīng)層，層中的缺陷是導(dǎo)致斷裂位置的主要因素。馮健等[14]對(duì)7A04鋁合金與304不銹鋼CDFW接頭進(jìn)行了不同時(shí)間和溫度的熱處理，發(fā)現(xiàn)400 ℃/3 h退火處理后鋁合金近縫區(qū)發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶且硬度提升，界面擴(kuò)散層厚度增加。

現(xiàn)階段，國(guó)內(nèi)外學(xué)者已對(duì)鋁/鋼異質(zhì)接頭微觀(guān)組織和力學(xué)性能方面開(kāi)展了大量研究工作，但是針對(duì)鋁/鋼異質(zhì)接頭經(jīng)歷熱時(shí)效、電流載荷以及機(jī)械載荷下的基礎(chǔ)理論研究極少，目前只停留在電子行業(yè)中釬焊接頭互連焊點(diǎn)在熱電耦合作用下的可靠性研究。因此，以鋁/鋼摩擦焊的接頭為研究對(duì)象，開(kāi)展相關(guān)研究具有非常重要的理論意義及實(shí)用價(jià)值。本工作通過(guò)對(duì)1060鋁/Q235低碳鋼CDFW接頭的熱電耦合實(shí)驗(yàn)，獲得了不同時(shí)間下焊接界面組織和結(jié)構(gòu)的演變行為，研究了熱電耦合作用對(duì)組織變化與結(jié)合強(qiáng)度的影響規(guī)律，并通過(guò)斷口觀(guān)察分析了界面不同位置的失效行為，為異質(zhì)材料復(fù)合接頭性能的改進(jìn)和壽命估算提供有力的支持。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料選用1060工業(yè)純鋁棒材和Q235低碳鋼棒材，抗拉強(qiáng)度分別為81,390 MPa，焊接端面為平面，材料的主要化學(xué)成分如表1所示。1060純鋁尺寸為φ25 mm×150 mm，經(jīng)熔鑄得到，未經(jīng)過(guò)熱處理。Q235低碳鋼尺寸為φ40 mm×125 mm，為熱軋狀態(tài)的B級(jí)碳素結(jié)構(gòu)鋼，含碳量0.18%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，不經(jīng)過(guò)熱處理，室溫組織形態(tài)為白色塊狀鐵素體+層片狀珠光體。

表1 母材的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

實(shí)驗(yàn)所用的焊機(jī)為機(jī)電液一體化的C320-5型摩擦焊機(jī)，焊接過(guò)程以時(shí)間基準(zhǔn)控制。鋼棒為移動(dòng)端，鋁棒為旋轉(zhuǎn)端，焊前對(duì)棒材端面進(jìn)行拋光處理，并用丙酮清洗端面。焊接參數(shù)如表2所示，使用優(yōu)化后的最佳參數(shù)，并采用大壓力、短時(shí)間的強(qiáng)規(guī)范來(lái)保證界面IMCs層不要過(guò)厚，同時(shí)采用具有更高的界面污物消除率和界面結(jié)合率的“先頂后剎”的制動(dòng)方式[15]，即頂鍛超前剎車(chē)0.2 s施加。

表2 實(shí)驗(yàn)用工藝參數(shù)

結(jié)合鋁導(dǎo)桿組的工程實(shí)際工況條件，將同一焊接工藝的焊后接頭開(kāi)展靜載392 N+高溫時(shí)效(300 ℃)+電流腐蝕(直流60 A)的熱電耦合實(shí)驗(yàn)。焊接得到6個(gè)試樣，1組2個(gè)共分3組，1個(gè)接頭進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，另外1個(gè)制作金相試樣。一組不經(jīng)過(guò)熱電耦合實(shí)驗(yàn)，其他兩組分別進(jìn)行30天與60天熱電耦合實(shí)驗(yàn)，使用兩臺(tái)自制熱蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)同時(shí)進(jìn)行。熱電耦合實(shí)驗(yàn)過(guò)程如圖1所示，控制熱蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)平臺(tái)為恒溫，通過(guò)晶閘管恒流系統(tǒng)控制25 kW變壓器的能量輸出比例，然后經(jīng)過(guò)橋電路進(jìn)行整流，使輸出的交流電變換為穩(wěn)定直流電。焊接接頭鋼端連接夾具懸掛在上側(cè)，鋁端連接夾具懸掛在下側(cè)，并通過(guò)砝碼施加下拉載荷，完整接頭懸掛在恒溫爐內(nèi)，鋼端接電源正極，鋁端接電源負(fù)極。

圖1 熱電耦合實(shí)驗(yàn)示意圖

采用AGS-X 300 kN電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行整體室溫拉伸，按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651—2008，拉伸速率為1 mm/min。采用線(xiàn)切割截取焊縫部分打磨并拋光，制作金相樣品，利用FEG450場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀(guān)察接頭的金屬間化合物反應(yīng)層及拉伸斷口形貌，采用X射線(xiàn)能譜儀(EDS)進(jìn)行元素測(cè)量。

2 結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭宏觀(guān)形貌

由于1060純鋁與Q235低碳鋼的性能相差較大，在焊接過(guò)程中鋼側(cè)基本不會(huì)發(fā)生宏觀(guān)塑性變形，飛邊全部由鋁材變形得到，呈圓弧狀形貌。飛邊連續(xù)均勻，由多層環(huán)形細(xì)條紋狀鋁母材凝固而成，塑性變形金屬頂端細(xì)膩光滑，顏色暗灰色，無(wú)裂紋翹皮缺陷，無(wú)明顯鐓粗現(xiàn)象，熱電耦合實(shí)驗(yàn)30天與60天后均未發(fā)生自然斷裂現(xiàn)象，接頭宏觀(guān)形貌如圖2所示。

圖2 接頭宏觀(guān)形貌

2.2 微觀(guān)組織演變及作用機(jī)理研究

未經(jīng)熱電耦合接頭、熱電耦合30天接頭與60天接頭界面IMCs沿徑向的分布及形貌如圖3所示。從圖3(a-1),(b-1),(c-1)可以看出，未經(jīng)熱電耦合接頭界面徑向IMCs分布不均勻，中心區(qū)域基本無(wú)IMCs產(chǎn)生，1/2R～2/3R區(qū)域存在連續(xù)分布的IMCs層。這是由于CDFW具有繞軸旋轉(zhuǎn)的固有特點(diǎn)，摩擦扭矩沿界面半徑分布不同，導(dǎo)致摩擦產(chǎn)熱率差別很大。中心區(qū)域摩擦產(chǎn)熱少，冶金反應(yīng)不充分；1/2R～2/3R區(qū)域產(chǎn)熱最高，界面溫度高，發(fā)生了充分的冶金反應(yīng)，形成了較厚IMCs層。

圖3 未經(jīng)熱電耦合(1)、熱電耦合30天(2)和熱電耦合60天(3)接頭界面不同位置的IMCs厚度及形貌

經(jīng)過(guò)熱電耦合30天后，從圖3(a-2),(b-2),(c-2)可以看出，接頭IMCs層無(wú)任何明顯變化，與未經(jīng)熱電耦合接頭分布特征保持一致，反應(yīng)層依然致密連續(xù)，無(wú)任何微觀(guān)孔洞及裂紋等缺陷產(chǎn)生。但在界面中心區(qū)域發(fā)現(xiàn)有以顆粒狀由鋼側(cè)向鋁側(cè)彌散分布的IMCs生成，厚度約為0.3～0.5 μm，此現(xiàn)象說(shuō)明30天熱電耦合過(guò)程中界面發(fā)生鋁、鐵元素的擴(kuò)散，新的IMCs生成。Wang等[13]對(duì)鋁/鐵復(fù)合板進(jìn)行熱處理時(shí)發(fā)現(xiàn)610 ℃是固態(tài)鋁與固態(tài)鐵產(chǎn)生IMCs的臨界溫度，因此在300 ℃下不足以促進(jìn)IMCs形核，但熱電耦合溫度高于鋁的再結(jié)晶溫度，可以消除接頭殘余應(yīng)力并發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶，使組織均勻化。當(dāng)電流通過(guò)接頭時(shí)，電子與原子發(fā)生棟梁傳遞，金屬原子沿著電子運(yùn)動(dòng)方向定向移動(dòng)而形成電遷移，焊接界面陰極、陽(yáng)極兩側(cè)產(chǎn)生陰極效應(yīng)，會(huì)加速陰極、陽(yáng)極兩側(cè)IMCs的形成。但本實(shí)驗(yàn)接頭的電流密度為12.2 A/cm2，與電遷移發(fā)生的臨界電流密度104A/cm2相差甚遠(yuǎn)，理論上不可能發(fā)生電遷移。這可以由摩擦界面組織的不均勻性來(lái)解釋?zhuān)X/鋼棒材界面粗糙度較大，焊接過(guò)程中更是發(fā)生了嚴(yán)重的機(jī)械混合和相互鑲嵌，因此焊接界面微觀(guān)形貌為母材與IMCs相互凹凸鑲嵌的榫卯結(jié)構(gòu)，當(dāng)界面凸點(diǎn)直徑和間距減小的情況下電流密度將接近或超過(guò)臨界值，進(jìn)而發(fā)生凸點(diǎn)處的金屬原子定向遷移，最后隨機(jī)產(chǎn)生彌散分布的顆粒狀I(lǐng)MCs[16]。

第二個(gè)接頭熱電耦合30天后停止加熱通電，自然冷卻至室溫，24 h后再次放入恒溫爐里進(jìn)行30天實(shí)驗(yàn)。觀(guān)察圖3(a-3),(b-3),(c-3)中的IMCs層可以發(fā)現(xiàn)，焊縫界面形成腐蝕溝槽，反應(yīng)層碎裂，IMCs層與鋼側(cè)完全裂開(kāi)，鋼側(cè)基本無(wú)裂紋產(chǎn)生，鋁側(cè)形成大量裂紋和空洞缺陷，鋁側(cè)裂紋從IMCs層向鋁側(cè)內(nèi)部延伸。這一現(xiàn)象說(shuō)明在熱電耦合60天環(huán)境下，鋁/鋼焊接界面出現(xiàn)嚴(yán)重失效的情況，斷裂發(fā)生在IMCs層與鋼側(cè)的連接界面，界面不同區(qū)域開(kāi)裂程度略有不同，中心裂紋較窄，1/2R～2/3R位置裂紋寬且深，這與界面IMCs分布不均勻有關(guān)，IMCs加快了腐蝕和裂紋擴(kuò)展的速度。

對(duì)于熱電耦合60天接頭，焊后界面存在硬脆、塑性變形能力差的IMCs層，并且在高溫服役環(huán)境下，IMCs還會(huì)進(jìn)一步增長(zhǎng)并轉(zhuǎn)變，因此微裂紋很容易在此處萌生，隨著應(yīng)力的積累而逐漸擴(kuò)展。同時(shí)，實(shí)驗(yàn)進(jìn)行30天后冷卻到室溫保持24 h，再進(jìn)行30天實(shí)驗(yàn)后自然冷卻到室溫。在冷卻過(guò)程中，鋁、鋼、IMCs層的熱膨脹系數(shù)相差很大，導(dǎo)致應(yīng)力產(chǎn)生，IMCs層塑性變形小，引起熱疲勞損傷并萌生疲勞微裂紋。鋁/鋼界面接觸形成置換型擴(kuò)散偶，Al,Fe原子之間的擴(kuò)散不斷進(jìn)行，但Al,Fe原子擴(kuò)散的速度不同，使得鋼側(cè)原子數(shù)增加，鋁側(cè)原子數(shù)減少并形成空位，隨著空位不斷向界面或位錯(cuò)處聚集，空位濃度達(dá)到飽和，便在鋁側(cè)及IMCs層中形成了柯肯達(dá)爾空洞[17]。在熱的影響下，IMCs層中微裂紋擴(kuò)展，柯肯達(dá)爾空洞造成應(yīng)力集中，最終加速了裂紋擴(kuò)展導(dǎo)致界面失效。

對(duì)比圖3中接頭IMCs層腐蝕和裂紋擴(kuò)展的劇烈程度以及時(shí)間周期，可以發(fā)現(xiàn)，IMCs起到加速界面失效的效果。鋁/鋼接頭在熱電耦合作用下，界面發(fā)生腐蝕和斷裂等失效行為的速率隨著IMCs的增長(zhǎng)而增加[18]，即v前30 d

熱電耦合60天接頭中心區(qū)域的IMCs層背散射圖片如圖4(a)所示，元素含量的變化通過(guò)背散射電子照片中顏色深淺來(lái)體現(xiàn)，由成分襯度可以看出焊縫處形成成分偏析。從圖4(b)中線(xiàn)掃描結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)鋁原子在IMCs層處聚集，沿著裂紋枝間偏析。

圖4 熱電耦合60天接頭中心區(qū)域的IMCs層形貌 (a)背散射圖片；(b)線(xiàn)掃描

對(duì)于鋁/鋼異種材料復(fù)合接頭，兩種材料的電化學(xué)性質(zhì)不同，因此當(dāng)兩者接觸時(shí)由于電位差而形成了電偶腐蝕原電池，低電位的鋁作為陰極發(fā)生極化，靠近焊縫的鋁側(cè)界面發(fā)生腐蝕。而當(dāng)存在較多IMCs時(shí)使得鋁陰極被加速腐蝕[6]，殘余應(yīng)力增加了裂紋尖端的腐蝕效率[19]，最后經(jīng)過(guò)微裂紋擴(kuò)展和腐蝕形成溝槽。同時(shí)，當(dāng)電流通過(guò)接頭焊接界面時(shí)，電子從鋁陰極向鋼陽(yáng)極移動(dòng)的過(guò)程中與金屬原子發(fā)生能量傳遞，最終在電遷移[20]的作用下，金屬原子向鋼陽(yáng)極表面聚集形成成分偏析，而鋁陰極由于原子遷移出現(xiàn)空洞[21]。

2.3 斷裂失效機(jī)理研究

將耦合接頭進(jìn)行整體拉伸實(shí)驗(yàn)，結(jié)果如圖5所示，結(jié)果顯示：服役30天后接頭斷裂發(fā)生在鋁側(cè)的熱力影響區(qū)，焊合區(qū)發(fā)生了肉眼可見(jiàn)的拉伸變形，焊縫位置大量的鋁側(cè)母材被拉扯變形，說(shuō)明它是優(yōu)良工藝參數(shù)下的合格接頭，熱電耦合環(huán)境中服役30天后接頭焊接界面強(qiáng)度仍然大于母材。而服役60天后接頭在焊縫界面處斷裂，抗拉強(qiáng)度僅為62 MPa，性能?chē)?yán)重下降。因此，鋁/鋼接頭在30天熱電耦合作用下未發(fā)生失效，接頭強(qiáng)度高于鋁母材，而熱電耦合60天后接頭拉伸性能下降，焊接界面失效。

圖5 拉伸斷口宏觀(guān)形貌

觀(guān)察熱電耦合60天接頭拉伸斷口形貌，如圖6所示?？梢钥闯?，斷口表面2/3R～R位置為輕微凸起的銀白色圓環(huán)、大量平行于半徑的母材撕扯劃痕和橢圓形韌窩；而0～2/3R區(qū)域?yàn)闇\灰色，多為解理臺(tái)階，為脆性斷裂形貌。

圖6 熱電耦合60天接頭拉伸斷口形貌

為了闡明熱電耦合后焊接界面斷裂機(jī)理，對(duì)鋁側(cè)斷口形貌進(jìn)行觀(guān)察和分析，圖7(a)為鋁側(cè)徑向(0～R)斷裂表面宏觀(guān)形貌，圖7(b)～(e)分別是圖7(a)中b,c,d,e的虛線(xiàn)矩形區(qū)域的放大圖，整體斷口面富集有大量條狀和塊狀且疏松的硬脆IMCs。在2/3R(見(jiàn)圖7(c))處出現(xiàn)不同斷裂形貌的分界線(xiàn)，在2/3R內(nèi)側(cè)IMCs和韌窩少，多為挖掘痕跡和撕裂棱，以準(zhǔn)解理斷裂方式為主；在2/3R外側(cè)IMCs和韌窩多，為韌窩斷裂和準(zhǔn)解理斷裂的綜合結(jié)果。

圖7 鋁側(cè)拉伸斷口形貌

通過(guò)對(duì)富集有IMCs的界面2/3R～R區(qū)域的觀(guān)察，可見(jiàn)大量條狀I(lǐng)MCs附著在表面，韌窩雜亂不均勻且較淺，韌窩內(nèi)包含塊狀不連續(xù)且疏松的IMCs，說(shuō)明塑性差，接頭力學(xué)性能下降，如圖8所示。對(duì)IMCs進(jìn)行EDS點(diǎn)分析，如圖9所示，結(jié)果顯示鋁鐵原子比為3∶1，由此推斷韌窩內(nèi)部夾雜的IMCs為FeAl3。硬脆的富鋁IMCs相是降低接頭性能的主要因素，經(jīng)熱電耦合后界面生成的大量FeAl3使界面嚴(yán)重失效。

圖8 熱電耦合60天接頭鋁側(cè)2/3R區(qū)域拉伸斷口形貌 (a)二次電子圖；(b)EDS點(diǎn)掃描

圖9 圖8中的EDS點(diǎn)掃描對(duì)應(yīng)的能譜圖

通過(guò)組織觀(guān)察和力學(xué)性能分析可以得到，在熱電耦合的綜合作用下，鋁/鋼摩擦界面發(fā)生熱致失效和電偶腐蝕，導(dǎo)致化合物反應(yīng)層的增長(zhǎng)和腐蝕裂紋的形核與生長(zhǎng)，并且腐蝕速率逐漸提高。而且，由于旋轉(zhuǎn)摩擦焊固有的界面組織不均勻性，導(dǎo)致界面徑向腐蝕與開(kāi)裂程度也有較大差異，其中IMCs起到加速失效的作用。0～2/3R區(qū)域反應(yīng)層較薄，失效速度慢，以準(zhǔn)解理斷裂方式為主。2/3R～R區(qū)域反應(yīng)層厚，失效速率高，為韌窩斷裂和準(zhǔn)解理斷裂的綜合結(jié)果，斷口韌窩內(nèi)側(cè)夾雜大量硬脆的FeAl3。

3 結(jié)論

(1)服役30天后界面IMCs層無(wú)明顯變化，中心區(qū)域出現(xiàn)寬度為0.3～0.5 μm以顆粒狀由鋼側(cè)向鋁側(cè)彌散分布的IMCs層生成，整體拉伸斷裂在母材；服役60天后IMCs層與鋼側(cè)出現(xiàn)腐蝕溝槽，反應(yīng)層破碎，鋼側(cè)無(wú)裂紋產(chǎn)生，鋁側(cè)形成大量裂紋和空洞，焊縫處成分偏析，接頭整體拉伸斷裂在焊縫。

(2)IMCs起到加速界面失效的效果，界面發(fā)生腐蝕和斷裂等失效行為的速率隨著IMCs的增長(zhǎng)而提高。同時(shí)，由于原始態(tài)接頭界面徑向IMCs層厚度的差異，導(dǎo)致界面各位置的失效速率也不同，即vcenter

(3)拉伸斷口富集大量硬脆的條塊狀I(lǐng)MCs，2/3R內(nèi)側(cè)多為挖掘痕跡與撕裂棱，為準(zhǔn)解理斷裂；2/3R外側(cè)多為IMCs與韌窩，韌窩內(nèi)側(cè)夾雜大量硬脆的FeAl3，為韌窩斷裂和準(zhǔn)解理斷裂的綜合結(jié)果。