Fe/Al異質金屬接頭界面組織演變、生長動力學及力學性能

李 鵬，鄒存柱，董紅剛*，吳寶生，李 超，楊躍森，閆德俊

(1 大連理工大學 材料科學與工程學院，遼寧 大連 116024；2 中船黃埔文沖船舶有限公司 廣東省艦船先進焊接技術企業(yè)重點實驗室，廣州 510715)

隨著工業(yè)生產的不斷發(fā)展，單一的金屬結構已經難以滿足現代工業(yè)的生產需求，因此異種材料復合結構的使用成為工業(yè)發(fā)展中的新趨勢，而鋁合金和鋼作為工程應用中使用最為廣泛的兩種結構材料，兩者的連接不可或缺[1]。然而，這兩種材料的焊接較為困難，原因在于鋁、鐵之間化學相容性較差，導致焊接過程中接頭界面處極易產生大量Fe-Al系IMC，室溫下硬脆的Fe-Al系IMC會破壞鋁/鋼基體之間良好的冶金結合，容易在接頭界面處產生裂紋，嚴重降低接頭的力學性能[2-4]。因此，充分理解鋁/鋼界面處的反應機制，掌握IMC的類型及生長動力學特性，從而有效控制界面處IMC的生長，對于研發(fā)鋁/鋼異質金屬高強韌性接頭焊接新工藝和方法具有重要意義。

目前，有關鋁/鋼結合界面IMC生長動力學特性的研究主要集中在固態(tài)鋁/固態(tài)鋼和液態(tài)鋁/固態(tài)鋼兩類組配。國內外研究學者分別通過焊接[5-7]、軋制復合[8]及熱浸渡[9-10]等方法對鋁/鋼界面IMC進行了不同側重面的研究。申中寶等[11]采用爆炸焊方法實現1A80純鋁/Q235低碳鋼連接，并對接頭界面處IMC的生長特性進行研究。發(fā)現界面反應層主要由Fe2Al5及少量Fe4Al13構成，界面反應層的生長激活能為33.26 kJ/mol。Chen等[12]采用電阻焊方法對鋁/鋼界面IMC演變及其對接頭力學性能的影響進行研究。發(fā)現接頭界面處形成Fe2Al5型IMC，當Fe2Al5的厚度超過4 μm時，Fe2Al5層內部形成裂紋并向鋼側擴展，最終導致接頭在界面處發(fā)生開裂。Yang等[13]在不同退火溫度和時間下對鋁/鋼軋制復合板的界面組織演變進行研究。結果表明，當IMC厚度超過10 μm時，會嚴重破壞鋁/鋼復合板之間的結合性能；并建立了擴散層厚度隨退火溫度及保溫時間的定量關系模型，這對于預測鋁/鋼復合板服役壽命有著重要意義。Springer等[14]研究了Zn元素對低碳鋼熱浸渡純鋁界面組織及生長動力學的影響。結果發(fā)現，Zn元素會加速Fe-Al系IMC的形成。以往大量的研究結果表明，鋁/鋼擴散偶組分及制備方法的差異，均會對其界面處的組織形貌特征以及IMC的生長動力學產生影響。而擴散焊方法是研究鋁/鋼界面IMC生長動力學特性的理想方法，因此，有必要結合該方法進行進一步研究。

本工作選取工業(yè)純鐵(Fe)和1060純鋁(Al)異質金屬組配作為研究對象，采用真空擴散焊方法，研究工藝參數對接頭組織形貌及力學性能的影響規(guī)律，重點探討接頭界面處IMC的類型及生長特性，進而預測接頭界面處脆性Fe-Al系IMC的形核和生長，為鋁/鋼異種金屬接頭高性能焊接制造提供理論依據。

1 實驗材料與方法

實驗材料為5 mm厚的1060純鋁和工業(yè)純鐵板材，其化學成分如表1所示。

表1 1060純鋁和工業(yè)純鐵的化學成分(質量分數/%)

焊前將1060純鋁和工業(yè)純鐵加工成長×寬×高分別為20 mm×20 mm×5 mm和30 mm×20 mm×5 mm的試樣。焊前將試樣表面用400#，800#，1000#，1500#砂紙逐次進行打磨，然后使用丙酮超聲清洗15 min，去除表面油污及氧化膜。之后將裝配好的試樣放入真空擴散焊設備(ZTF-10型)中進行焊接，圖1為Fe/Al異質金屬焊接試樣尺寸示意圖和接頭焊后宏觀形貌。

圖1 Fe/Al異質金屬焊接試樣尺寸示意圖(a)和接頭宏觀形貌(b)

擴散連接過程的理論焊接溫度選取范圍在0.6Tm～0.88Tm之間(Tm為母材的熔點)，且以低熔點母材為依據[15]。為了保證擴散連接接頭界面原子的充分擴散，實際選擇的焊接溫度設置為較高值，擴散連接工藝參數如表2所示。此外，為減小高溫下純鋁的塑性變形并保證接頭界面緊密結合，本工作采用階梯狀工藝即以10 ℃/min升溫到300 ℃，然后采用15 MPa并保溫30 min使接頭界面結合緊密，隨后升溫到焊接溫度，再采用1 MPa并保溫120 min進行焊接以減小變形，具體焊接工藝曲線如圖2所示。

表2 擴散連接工藝參數

圖2 擴散連接工藝參數曲線

焊后，接頭經砂紙打磨、拋光后，利用JXA-8530FPlus型電子探針(electron probe micro-analyzer, EPMA)對接頭界面處的微觀組織及元素擴散行為進行表征。同時采用AutoCAD軟件中面域功能對接頭界面處IMC厚度進行統(tǒng)計。在室溫條件下以0.5 mm/min的速率進行壓縮剪切實驗，試樣的尺寸及示意圖如圖3所示。通過式(1)計算接頭的剪切強度[16]：

圖3 剪切實驗試樣尺寸(a)和示意圖(b)

(1)

式中：τ為剪切強度；P為剪切力；e和a分別為試樣界面的高度和寬度，本工作中二者均為5 mm。剪切實驗完成后，利用XRD-6000型X射線衍射分析儀對接頭斷口表面物相組成進行檢測。

2 結果與分析

2.1 Fe/Al擴散連接接頭界面組織演變

不同焊接溫度下Fe/Al接頭界面處的微觀組織如圖4所示。可以看出，在550 ℃焊接溫度下(圖4(a))，接頭界面處仍然存在未焊合區(qū)域及明顯的裂紋，這是由于溫度較低時界面處Fe，Al元素未得到充分擴散，無法實現良好的冶金結合。當焊接溫度超過575 ℃時，由于焊接溫度的升高，原子熱運動加劇，因此界面附近的原子擴散速率增加，接頭界面未焊合現象消失，接頭界面生成明顯的IMC層，且隨著焊接溫度升高，IMC層厚度逐漸增加(圖4(b)，(c))。接頭界面生成IMC的同時可以觀察到IMC層內部及靠近鋁側的界面處有微裂紋產生，這會對接頭的力學性能產生不利影響。不同焊接溫度下接頭界面處線掃描分析結果如圖5所示?？梢钥闯?，焊接溫度為550 ℃時，接頭界面處Fe，Al元素發(fā)生了一定程度的互擴散，但不存在Fe，Al元素的過渡“平臺”，表明界面處無IMC生成。575～625 ℃條件下，接頭界面處Fe，Al元素均發(fā)生了明顯擴散，在Fe/擴散區(qū)、擴散區(qū)/Al界面處發(fā)生成分突變，此時擴散區(qū)內Fe，Al兩種元素存在明顯的過渡“平臺”，表明在接頭界面處有IMC生成。

圖4 不同焊接溫度下Fe/Al接頭界面微觀組織

2.2 Fe/Al擴散連接接頭界面反應層相結構

接頭界面反應層(圖5位置A～I)化學成分組成如表3所示。根據接頭界面處Fe，Al的原子比，推測反應產物分別為Fe2Al5和FeAl3。接頭界面處的Fe2Al5呈現“犬牙交錯”狀。Li等[17]發(fā)現在Fe，Al的固相反應以及液相反應中均容易形成Fe2Al5，并向Fe側呈波浪形生長。在許多二元擴散偶中，除了形成一個穩(wěn)定的相外，在穩(wěn)定相與擴散偶之間還會形成一個或多個轉變相，這個轉變相會在Fe2Al5和母材或界面層之間形成[18]。根據表3反應層元素組成結果可以發(fā)現，在Fe2Al5/Al之間生成微米級轉變相FeAl3，FeAl3層厚度遠小于Fe2Al5層。

表3 圖5位置A～I的化學成分(原子分數/%)

為了進一步確定Fe/Al界面反應層的相結構，對焊接溫度575 ℃條件下接頭剪切斷口進行XRD分析，結果如圖6所示?？梢园l(fā)現，在Fe，Al兩側斷口均有Fe2Al5生成，這與成分分析所推斷的結果相同。然而，未檢測到FeAl3相，可能是由于FeAl3相含量較少或接頭斷裂于Fe2Al5層內。

圖6 焊接溫度575 ℃下接頭斷口表面XRD譜圖 (a)Fe側；(b)Al側

2.3 Fe/Al擴散連接接頭剪切強度

Fe/Al擴散連接接頭剪切強度隨焊接溫度的變化如圖7所示?？芍S著焊接溫度的升高，剪切強度呈先增加后降低的趨勢，且當焊接溫度為575 ℃時，剪切強度達到最大值37 MPa。這是由于當溫度低于575 ℃時，接頭界面上的原子擴散不充分，無法實現良好的冶金結合，界面處會存在孔洞、未焊合等一系列焊接缺陷。隨著焊接溫度升高，Fe，Al原子擴散能力增強，接頭界面實現了良好的冶金結合，缺陷數量大幅減少，接頭剪切強度顯著提升。但當溫度超過600 ℃時，強度又開始迅速下降。這是由于，一方面，當焊接溫度由575 ℃升高至625 ℃時，界面IMC厚度由9 μm急劇增加至29.55 μm，而現有研究表明，IMC的厚度超過臨界值10 μm時會削弱接頭的力學性能[14]；另一方面，由于線膨脹系數的巨大差異，導致降溫過程中兩側母材以及IMC層的不同步收縮，使得靠近鋁母材界面處以及IMC基體產生裂紋，進一步惡化接頭的力學性能。

圖7 不同焊接溫度下Fe/Al接頭剪切強度

綜上所述，接頭界面處生成的脆性IMC是決定接頭強度的關鍵因素：(1)焊接溫度較低時Fe，Al原子不能充分擴散，在接頭界面處形成空洞、未焊合等缺陷，導致接頭力學性能的下降；隨著焊接溫度升高，Fe，Al原子充分擴散，接頭界面實現良好冶金結合，界面生成IMC，有助于接頭強度的提升。然而接頭界面IMC層厚度存在臨界值，當IMC層厚度超過臨界厚度時，會嚴重削弱接頭的強度；(2)由于Fe，Al二者線膨脹系數差異巨大，降溫過程中兩種被焊母材不同步收縮，使接頭界面處的IMC受到拉應力，導致微裂紋的產生。

2.4 Fe/Al擴散連接接頭界面反應層的熱-動力學特性

從熱力學的角度來看，在恒溫、恒壓條件下，界面反應能否自發(fā)進行以及相生成順序取決于吉布斯自由能變化。IMC吉布斯自由能變ΔGFe-Al的計算公式為：

ΔGFe-Al=ΔH298-TΔS298

(2)

式中：ΔGFe-Al為標準狀態(tài)下Fe-Al化合物的吉布斯自由能變；ΔH298為標準狀態(tài)下Fe-Al化合物的生成焓；ΔS298為標準狀態(tài)下Fe-Al化合物的熵；T為絕對溫度。

根據XRD檢測結果及Fe-Al二元合金相圖推測，Fe-Al體系中可能發(fā)生的化學反應如表4所示。取Fe，Al的絕對熵值分別為0.027 kJ·mol-1·K-1和0.028 kJ·mol-1·K-1[19]，結合表4中數據推導得出表5界面IMC的標準生成自由能與溫度的關系。

表4 Fe-Al體系中發(fā)生的化學反應以及IMC的標準生成焓和標準熵值

表5 Fe-Al金屬間化合物ΔGFe-Al與焊接溫度的關系

各反應產物吉布斯自由能變ΔGFe-Al隨焊接溫度的變化關系如圖8所示。選用自由能最小原理作為基本的判定依據，可以看出在550～625 ℃溫度下，Fe2Al5的ΔGFe-Al最低，說明焊接過程中最容易生成Fe2Al5；FeAl3，FeAl2及FeAl的ΔGFe-Al依次升高，這幾種IMC生成的可能性依次降低；由于Fe3Al的ΔGFe-Al大于零，因此在該溫度范圍不可能生成。

圖8 IMC吉布斯自由能變與焊接溫度的關系

根據熱力學分析，可以判定相的生成順序及化學反應進行的方向，但是不能解決接頭界面處IMC的生成速率問題，即動力學問題。為了進一步揭示焊接溫度對界面反應層生長行為的影響，對界面反應層的生長行為及生長動力學參數進行研究。

根據經典的界面新生相生長模型，Fe/Al接頭界面處IMC的平均厚度與保溫時間滿足以下關系[20-21]:

X2=kt

(3)

式中：X為接頭界面IMC的厚度，μm；k為IMC生長速率，m2·s-1；t為保溫時間，本工作中t為120 min。

接頭界面處金屬間化合物的生長速率k與焊接溫度T滿足Arrhenius公式，即：

(4)

式中：k0為指前因子，m2·s-1；Q為生長激活能，kJ·mol-1；R為氣體常數；T為焊接溫度，K。對式(3)，(4)組合可推導出接頭界面IMC層厚度與焊接溫度關系為：

(5)

表6為不同工藝條件下Fe/Al接頭界面處IMC的平均厚度。根據式(3)計算得出575，600，625 ℃焊接溫度下IMC的生長速率k分別為1.13×10-14，3.59×10-14，1.21×10-13m2·s-1。

表6 不同工藝條件下IMC的平均厚度

圖9為界面反應層的生長曲線和生長激活能。由圖9(a)可知，界面反應層隨焊接溫度的生長呈拋物線規(guī)律。以焊接溫度倒數1/T為橫坐標、lnX為縱坐標擬合作圖(圖9(b))，經過計算求得IMC的Q為282.6 kJ·mol-1，k0為1.48×10-10m2·s-1。

圖9 界面反應層的生長曲線(a)和生長激活能(b)

在進行Fe/Al異質金屬的擴散連接時，根據已知的焊接溫度及保溫時間，并結合擬合得到的式(5)，推算出Fe/Al接頭界面處IMC的生長厚度，可用于指導Fe/Al異質金屬擴散連接工藝過程。

基于以上得到的實驗結果，進一步對接頭界面元素的反應過程進行分析，得出Fe/Al擴散連接過程接頭界面IMC的生長示意圖，如圖10所示。IMC整個生長過程可以分為4個階段：(1)接頭界面原子擴散階段。Fe/Al擴散連接開始時，隨著焊接溫度升高，界面兩側的Fe，Al元素存在明顯的濃度梯度，兩者均獲得擴散遷移驅動力，大量原子向接頭界面擴散，如圖10(a)所示。由于Fe在鋁基體中的擴散系數大于Al在Fe基體中的擴散速率[22]，因此在加熱過程中導致大量Fe原子越過Fe/Al接頭界面，進入鋁基體中；(2)Fe2Al5IMC形成階段。隨著Fe原子在靠近鋁側的界面處聚集，當超過Fe在Al中的固溶度時，開始生成IMC，從熱力學角度來看，當焊接溫度和保溫時間足夠時，IMC種類生成的先后順序由ΔGFe-Al決定，在Fe-Al系IMC中，Fe2Al5的ΔGFe-Al最低，因此最先在界面生成，如圖10(b)所示；(3)FeAl3IMC形核階段。隨著Fe2Al5相的生成，Fe，Al原子之間的進一步擴散受到阻礙，若Fe，Al原子需要進一步擴散就必須通過Fe2Al5相進行，Al原子進入Fe2Al5相并與其結合生成FeAl3，如圖10(c)所示；(4)Fe2Al5及FeAl3連續(xù)生長階段。Al原子在Fe2Al5中的擴散系數比Fe原子大[19]，一部分Al原子通過Fe2Al5與在Fe2Al5邊界富集的Fe原子結合形成Fe2Al5IMC，另一部分Al原子與Fe2Al5相結合形成FeAl3，使其連續(xù)生長。隨著焊接溫度的升高，Fe/Al接頭界面處的Fe，Al原子不斷互相擴散，反應更加充分，接頭界面反應層的相結構不再發(fā)生變化，只有IMC的厚度不斷增加，如圖10(d)所示。

圖10 接頭界面IMC生長示意圖

3 結論

(1)當焊接溫度為550 ℃時，界面無明顯IMC生成。當焊接溫度超過575 ℃時，接頭界面處IMC厚度隨焊接溫度的升高迅速增加。接頭的剪切強度隨焊接溫度升高先增大后減小，擴散連接接頭剪切強度在焊接溫度為575 ℃、保溫時間120 min條件下達到最大值37 MPa。

(2)接頭界面IMC主要由Fe2Al5及少量FeAl3組成。在550～625 ℃范圍內，基于熱力學分析得出Fe2Al5的吉布斯自由能變ΔGFe-Al最低，而FeAl3的ΔGFe-Al次之；接頭界面處IMC生成順序為Fe2Al5→FeAl3。

(3)Fe/Al界面反應層隨焊接溫度的生長呈拋物線規(guī)律，其生長激活能Q為282.6 kJ·mol-1。在575，600，625 ℃條件下，計算得到界面IMC的生長速率分別為1.13×10-14，3.59×10-14，1.21×10-13m2·s-1。