旋轉(zhuǎn)速度對鋁/鋼填絲攪拌摩擦焊接頭性能的影響

鐘萬亮，徐 萌，羅 展，李默陽，楊棟華，許惠斌

1.重慶理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400054；

2.航天工程裝備（蘇州）有限公司，江蘇 蘇州 215100；

3.重慶鐵馬工業(yè)集團(tuán)有限公司，重慶 400050

0 前言

節(jié)能減排、綠色發(fā)展已成為各國的發(fā)展理念，在運(yùn)輸載具方面，車身結(jié)構(gòu)的輕量化將得到大力發(fā)展和應(yīng)用。鋼材具有經(jīng)濟(jì)性好、高強(qiáng)度和高韌性的優(yōu)點(diǎn)，鋁合金具有比強(qiáng)度、比剛度高的優(yōu)勢，且質(zhì)量只有鋼材的1/3。因此，部分結(jié)構(gòu)采用鋁合金替代鋼可以有效實現(xiàn)載具輕量化［1-3］。鋁合金和鋼在物理性能和化學(xué)性能上差異巨大，實現(xiàn)二者的有效連接成為一個新的技術(shù)難題。采用傳統(tǒng)的熔焊方法焊接鋁與鋼時，接頭容易出現(xiàn)過厚的金屬間化合物層（IMC），惡化接頭性能［4］。

攪拌摩擦焊作為一種固相焊接技術(shù)，具有高效率、低熱輸入、變形小等優(yōu)點(diǎn)。這項技術(shù)是依靠剛性的攪拌頭在高速旋轉(zhuǎn)下沿焊接方向移動，通過攪拌頭與母材的摩擦產(chǎn)熱使母材達(dá)到塑性狀態(tài)，由于攪拌針的強(qiáng)烈攪拌作用，塑性狀態(tài)的金屬發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，從而實現(xiàn)接頭的連接［5］。目前，國內(nèi)外學(xué)者對鋁與鋼的攪拌摩擦焊接開展了大量實驗。M.DEHGHANI［6］得到 3003 鋁合金與低碳鋼的攪拌摩擦焊對接接頭，分析了熱輸入對接頭強(qiáng)度和界面IMC層的影響。Tanaka［7］等人在固定其他焊接參數(shù)的條件下，研究了不同轉(zhuǎn)速下接頭的強(qiáng)度趨勢，發(fā)現(xiàn)在高轉(zhuǎn)速配合低焊速條件下，鋁與鋼的接頭能獲得最高的強(qiáng)度。王希靖［8］等人發(fā)現(xiàn)不同攪拌摩擦焊接頭位置的連接方式分為機(jī)械連接、冶金結(jié)合與鋁向鋼的擴(kuò)散滲透。然而，上述傳統(tǒng)的攪拌摩擦焊接技術(shù)在焊接韌性差且硬而脆的異種金屬材料時易出現(xiàn)孔洞、界面裂紋等缺陷，為解決這一難題，許惠斌［9］等人發(fā)明了一種適用于難焊材料的新型Al基焊絲，起到填充孔洞和改善IMC層成分的作用。高鵬宇［10］發(fā)現(xiàn)填充Al-5Si（wt.%）焊絲解決了接頭中的界面裂紋缺陷，同時減薄了界面的IMC層厚度。李默陽［11］闡述了填充Al-Si-Cu-Ni焊絲的必要性，發(fā)現(xiàn)不添加焊絲時，采用攪拌摩擦焊焊接韌性較差且硬度較高的冷軋態(tài)Q235鋼和5A06鋁合金，接頭出現(xiàn)明顯的裂紋和孔洞缺陷，界面無明顯冶金結(jié)合，抗拉強(qiáng)度僅為23.5 MPa；添加焊絲后，有效填充了焊縫并改善了IMC層成分，接頭力學(xué)性能得到明顯提高。因此，進(jìn)一步優(yōu)化適用于鋁與鋼填絲攪拌摩擦焊接技術(shù)的工藝參數(shù)，對接頭力學(xué)性能的提高具有重要意義。

文中以攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度為變量，對厚度為2.9 mm的5A06鋁合金和2.8 mm的Q235冷軋鋼進(jìn)行填絲攪拌摩擦焊接試驗，比較不同旋轉(zhuǎn)速度條件下接頭的微觀組織和力學(xué)性能，得到適用于5A06鋁合金與Q235冷軋鋼的攪拌摩擦焊接最佳工藝參數(shù)，為鋁與鋼焊接的工業(yè)生產(chǎn)提供理論指導(dǎo)。

1 試驗材料及方法

試驗材料選用Q235冷軋鋼和5A06鋁合金，尺寸分別為100mm×50mm×2.8mm和100mm×50mm×2.9 mm，主要化學(xué)成分如表1、表2所示。焊絲是由實驗室自行設(shè)計、冶煉及加工的新型Al基焊絲，主要化學(xué)成分如表3所示。攪拌頭軸肩直徑為15 mm，攪拌針為錐度凸臺狀，端部直徑為4 mm，底部直徑為5 mm，針長為2.6 mm。填絲攪拌摩擦焊接示意圖如圖1所示，其中Q235鋼置于前進(jìn)側(cè)，5A06鋁合金置于后退側(cè)。

表1 5A06鋁合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical composition of 5A06 aluminum alloy（wt.%）

表2 Q235冷軋鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 2 Chemical composition of Q235 cold-rolled steel（wt.%）

表3 焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 3 Chemical composition of filler wire（wt.%）

圖1 填絲攪拌摩擦焊接示意Fig.1 Schematic diagram of wire-filler friction stir welding

母材及焊絲在焊接前采用砂紙去除表面氧化膜，用棉簽蘸取無水乙醇去除表面油污等雜質(zhì)。完成對接后，固定工藝參數(shù)：焊接速度（44 mm/min）、攪拌頭傾角（3°）、偏移量（0.5 mm）、壓入量（0.3 mm）。在不同旋轉(zhuǎn)速度（210 r/min、420 r/min、660 r/min）條件下探究旋轉(zhuǎn)速度對鋁與鋼異種金屬攪拌摩擦焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能的影響。

如圖2所示，采用電火花線切割機(jī)將試件切割至尺寸110 mm×3.2 mm×1.0 mm，測試接頭力學(xué)性能并觀察微觀形貌。將不同旋轉(zhuǎn)速度條件下獲得的接頭在MTS E43.104型萬能力學(xué)性能試驗機(jī)上進(jìn)行至少3次拉伸試驗，拉伸速率設(shè)為1.0 mm/min。斷裂后，使用Zeiss Sigma/HD掃描電子顯微鏡（SEM）拍攝接頭的界面微觀結(jié)構(gòu)，同時采用EDS能譜儀分析界面處金屬間化合物層的成分和各元素分布情況。通過PANalytical Empyrean Series 2 X射線衍射儀（XRD）對斷口進(jìn)行物相分析。更換彎曲試驗夾具后，進(jìn)行三點(diǎn)彎曲試驗，加載速率1 mm/min。使用HVS-1000Z型顯微硬度計表征焊接接頭橫截面的顯微硬度，測試位置距接頭頂部1.5 mm，以界面為中心向兩側(cè)的母材方向打點(diǎn)，各點(diǎn)間距為0.25 mm。

圖2 彎曲試樣、拉伸試樣及金相試樣示意Fig.2 Schematic diagram of tensile，bending and metallographic specimens

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 焊縫成形

填絲攪拌摩擦焊是攪拌摩擦焊的一種新型工藝方式，在合適的工藝參數(shù)下，焊絲的加入不僅可以填充孔洞缺陷，還能改善焊核區(qū)的組織成分［12］。不同旋轉(zhuǎn)速度下接頭的表面形貌如圖3所示，隨著旋轉(zhuǎn)速度增大，焊縫鋁側(cè)表面堆積更多體積的飛邊，接頭界面呈臺階狀，Hook缺陷尺寸增大，焊縫中鋼粒逐漸向底部分布。旋轉(zhuǎn)速度為210 r/min時，顆粒主要分布在近界面區(qū)與焊核區(qū)底部，Hook鉤尺寸較小且較圓滑；旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min時，顆粒主要分布在近界面區(qū)與焊核區(qū)，Hook鉤尺寸變大且更尖銳；旋轉(zhuǎn)速度為660 r/min時，顆粒主要分布在近界面區(qū)的上、中部，鋼粒主要集中在焊核區(qū)底部，Hook鉤尺寸更大。不同旋轉(zhuǎn)速度下接頭的橫截面形貌如圖4所示。為明確旋轉(zhuǎn)速度對C形結(jié)構(gòu)彎曲程度的影響，定義內(nèi)凹深度如圖4所示，接頭內(nèi)凹尺寸隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，由0.36 mm增加至1.06 mm。分析可知，隨著旋轉(zhuǎn)速度增加，熱輸入增大，接頭溫度升高，同時攪拌頭對界面的切削作用更明顯，界面彎曲程度增加，加強(qiáng)機(jī)械咬合程度，對接頭力學(xué)性能有益。焊核區(qū)域中的金屬塑化程度更高，反應(yīng)更充分，碎化的顆粒呈彌散分布于焊核區(qū)，對焊縫有一定的彌散強(qiáng)化作用。

圖3 不同旋轉(zhuǎn)速度條件下接頭的表面形貌Fig.3 Surface morphology of the joint at different rotational speeds

圖4 不同旋轉(zhuǎn)速度條件下接頭的橫截面形貌Fig.4 Cross-sectional shape of the joint at different rotational speeds

2.2 接頭顯微組織

綜上所述，呈C形形貌的界面能起到機(jī)械咬合的作用。圖5為不同旋轉(zhuǎn)速度條件下5A06鋁合金與Q235冷軋鋼攪拌摩擦焊對接接頭中部界面的顯微組織，圖5中各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果如表4所示。圖6為不同旋轉(zhuǎn)速度條件下接頭的線掃描結(jié)果。如圖5a所示，旋轉(zhuǎn)速度為210 r/min時，界面存在未剝離的鋼屑，界面上生成一層化合物層，結(jié)合圖6a可知，其厚度約為1 μm，且化合物層內(nèi)固溶了少量Ni元素，由表4可知，化合物層鑒定為FeAl3相。如圖5b所示，當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min時，界面過渡層結(jié)合緊密，無明顯縫隙，結(jié)合圖6b可知，過渡層上Al、Fe、Ni三種元素發(fā)生了明顯的擴(kuò)散，擴(kuò)散層厚度約為1.3 μm，由表4可知，化合物層中Al元素與Fe元素原子比相當(dāng)，可以把界面層產(chǎn)物鑒定為FeAl相，界面上附著著Al3Ni顆粒，焊縫中存在較多彌散分布的微米級顆粒，結(jié)合前文分析，微米級顆粒是由碎化的焊絲原始組織與鋼屑混合而成。如圖5c所示，旋轉(zhuǎn)速度為660 r/min時，界面處存在寬約1.5 μm的裂紋缺陷，界面化合物層呈斷續(xù)分布，焊縫區(qū)仍包含大量細(xì)化顆粒，由表4可知，化合物層產(chǎn)物為Fe2Al5相，結(jié)合圖6c可知，其厚度約為3.7 μm。分析認(rèn)為，金屬間化合物層的產(chǎn)生是實現(xiàn)鋁與鋼異種金屬連接的必要條件，但化合物層的厚度與成分對接頭的力學(xué)性能影響極大。如果化合層過厚，在焊后殘余應(yīng)力的作用下，極易在化合物層內(nèi)開裂，惡化接頭的力學(xué)性能；化合物層主要分為兩類，一類是富Fe的FeAl相與Fe3Al相，另一類是富Al的FeAl3和Fe2Al5相，從韌性角度出發(fā)，富Fe相韌性更好［13］。在攪拌摩擦焊過程中，旋轉(zhuǎn)速度對接頭熱輸入的影響巨大，旋轉(zhuǎn)速度過小，熱輸入不足，接頭形成的化合物層越薄，而金屬間化合物層的厚度不是越薄越好，需要保持在一定范圍內(nèi)，但旋轉(zhuǎn)速度過大，接頭熱輸入增大，界面生成的金屬間化合物層越厚，易產(chǎn)生裂紋缺陷，極大降低了接頭的力學(xué)性能［14］。

圖5 不同旋轉(zhuǎn)速度下接頭的顯微組織Fig.5 Microstructure of joints at different rotational speeds

表4 圖5中各點(diǎn)EDS能譜分析的化學(xué)成分（原子百分?jǐn)?shù)，%）Table 4 Chemical compositions analyzed by EDS energy spectrum for each point in Figure 5（at.%）

圖6 不同旋轉(zhuǎn)速度下接頭的線掃描結(jié)果Fig.6 Line scan results at different rotation speeds

2.3 接頭力學(xué)性能分析

不同旋轉(zhuǎn)速度下所獲接頭的抗拉強(qiáng)度及彎曲角度如圖7所示，抗拉強(qiáng)度與彎曲角度呈先增大再減小的趨勢。旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min的接頭平均抗拉強(qiáng)度（240.3 MPa）明顯大于旋轉(zhuǎn)速度為210 r/min的接頭平均抗拉強(qiáng)度（210.1 MPa）與旋轉(zhuǎn)速度為660 r/min的接頭平均抗拉強(qiáng)度（161.4 MPa），旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min時接頭的正彎角（19.3°）、背彎角（13.4°）最大，即彎曲性能最優(yōu)。結(jié)合2.1節(jié)與2.2節(jié)分析結(jié)果可知，當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度能提供足夠的熱輸入時，接頭塑性流動性較好，有效提升了接頭質(zhì)量；而且熱輸入直接決定界面化合物的種類和厚度，進(jìn)而影響接頭的力學(xué)性能。旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min時，接頭界面存在一層厚度為1.3 μm的富Fe的FeAl相，有效提高了接頭的力學(xué)性能。

圖7 不同旋轉(zhuǎn)速度下接頭的抗拉強(qiáng)度及彎曲角度Fig.7 Tensile strength and bending angle of joint at different rota‐tional speeds

不同旋轉(zhuǎn)速度下所獲接頭的顯微硬度分布如圖8所示。鋁與鋼的攪拌摩擦焊接接頭兩側(cè)硬度差異極大，鋼側(cè)母材顯微硬度明顯大于焊縫區(qū)的顯微硬度，硬度曲線呈“階躍”特征，鋁合金側(cè)熱機(jī)影響區(qū)（TMAZ）的顯微硬度約為90 HV，接頭在界面處硬度達(dá)到峰值，在鋼側(cè)逐漸降低到150 HV。鋼側(cè)的熱機(jī)影響區(qū)受到攪拌頭的強(qiáng)烈攪拌作用發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，冷卻后晶粒變得細(xì)小，顯微硬度大于鋼母材，而焊縫中存在大量剝離的鋼屑與碎化后的焊絲組織，增強(qiáng)了焊核區(qū)的顯微硬度。

圖8 不同旋轉(zhuǎn)速度下接頭的顯微硬度分布Fig.8 Microhardness distribution of joints at different rotational speeds

2.4 斷口分析

圖9是旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min條件下得到的斷口形貌SEM圖像和XRD測試結(jié)果。如圖9a、圖9b所示，斷口為典型的斷口形貌，斷裂位置主要位于焊核區(qū)，少部分沿著界面處。斷口出現(xiàn)了明顯的聚集型韌窩和撕裂棱特征，韌窩尺寸較小，韌窩狀的小坑里面包含了破碎后的焊絲顆粒和鋼屑，斷裂模式為明顯的韌性斷裂模式。結(jié)合圖9c可知，接頭斷口除存在大量Al基體外，還包含（Fe，Ni）固溶體、AlFe3Si0.5相和AlNi相，表明大量細(xì)小的顆粒復(fù)合鑲嵌于焊縫中的鋁合金，冶金結(jié)合良好，起到顆粒強(qiáng)化的作用，進(jìn)一步提高了接頭的綜合力學(xué)性能。

圖9 420 r/min時斷口及XRD分析Fig.9 Fracture and XRD analysis at 420 r/min

3 結(jié)論

（1）隨著旋轉(zhuǎn)速度增加，焊縫鋁側(cè)表面飛邊增加，鋼側(cè)氧化程度增大，C形界面的內(nèi)凹深度由旋轉(zhuǎn)速度為210 r/min時的0.36 mm，增加至420 r/min時的0.78 mm，最終增加至660 r/min時的1.06 mm。

（2）界面的IMC層厚度隨旋轉(zhuǎn)速度的增大而增加。旋轉(zhuǎn)速度為210 r/min時，鋁和鋼界面IMC層厚度1.0 μm，為FeAl3相；旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min時，鋁與鋼的界面IMC層厚度為1.3 μm，以Al、Fe、Ni元素為主的FeAl相；旋轉(zhuǎn)速度為660 r/min時，界面產(chǎn)生裂縫缺陷，IMC層厚度為3.7 μm，其成分主要為Fe2Al5相，惡化了接頭的力學(xué)性能。

（3）隨著旋轉(zhuǎn)速度增加，接頭平均抗拉強(qiáng)度與彎曲角度呈先增大再減小的趨勢。在旋轉(zhuǎn)速度為420 r/min條件下接頭力學(xué)性能最優(yōu)，平均抗拉強(qiáng)度為240.3 MPa，正彎角度為19.3°、背彎角度為13.4°。

（4）斷裂位置主要位于焊核區(qū)，斷口出現(xiàn)大量韌窩特征，斷口成分以Al基體為主，還包含（Fe，Ni）固溶體、AlNi相和AlFe3Si0.5相，斷裂形式為韌性斷裂。