LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊及高低溫循環(huán)試驗

趙衍華，張麗娜，蔡菁青，王煒，郭盛斌，沈巖

(首都航天機械有限公司,北京,100076)

0 序言

鋁/鋼異性焊接頭可充分發(fā)揮鋁合金輕質和不銹鋼高強的性能優(yōu)勢，實現(xiàn)結構件的節(jié)能減重.目前鋁/鋼異種金屬接頭廣泛應用于航空航天、石油、天然氣、汽車等領域[1-3],然而鐵與鋁的物化性能差異巨大，采用熔焊方法焊接的鋁/鋼異種金屬焊接接頭容易形成厚且脆的金屬間化合物(intermetallic compounds,IMCs) 過渡層，導致接頭性能的降低，甚至出現(xiàn)接頭失效現(xiàn)象.

摩擦焊是一種固相焊接技術，在摩擦熱的作用下，通過材料的塑性變形和原子擴散實現(xiàn)構件的冶金連接，具有焊接熱輸入量低、效率高和金屬間化合物可控等特點[1].目前適用于回轉體構件的摩擦焊技術主要有慣性摩擦焊和連續(xù)驅動摩擦焊，相比連續(xù)驅動摩擦焊，慣性摩擦焊工藝控制參數(shù)少，熱輸入量精確可控的特點更適應于鋁/鋼異種金屬的連接.Liu 等人[4]采用慣性摩擦焊和連續(xù)驅動摩擦焊進行了6061-T6 鋁合金與304 不銹鋼的焊接，結果表明由于慣性摩擦焊的鋁/鋼接頭界面金屬間化合物的厚度更小，其接頭強度大于連續(xù)驅動摩擦焊的鋁/鋼接頭；山東大學秦國梁團隊[5]采用慣性摩擦焊技術系統(tǒng)開展了6061 鋁合金與不銹鋼異種金屬的連接，對其微觀組織、力學性能、焊前預熱工藝及接頭耐蝕性等均進行了系統(tǒng)研究，結果表明采用優(yōu)化工藝可獲得理想力學性能和耐蝕性能的鋁/鋼異種金屬接頭，6061 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊接頭最大拉伸性能可達到鋁合金母材強度94%；首都航天機械有限公司趙衍華等人[6-7]采用慣性摩擦焊技術實現(xiàn)了鋁/鋼異種金屬接頭在輸送管路上的應用.因此針對鋁/鋼異種金屬回轉體構件的連接，慣性摩擦焊技術是一種理想連接技術.

IMCs 同樣是表征鋁/鋼慣性摩擦焊接頭冶金結合的標志，其層厚及分布特征對接頭性能起到關鍵作用.Lee 等人[8]指出，采用優(yōu)化的焊接工藝和接頭結構設計可控制界面IMCs 的生成厚度,獲得性能良好的鋁/鋼異種金屬接頭；Zhang 和Kimura 等人[9-10]也通過試驗分析得知IMCs 層厚對鋁/鋼接頭的拉伸強度的變化影響較大，界面IMCs 層薄且均勻時，強度較高，隨著層厚的增加，拉伸強度降低，為獲得高強度的鋁/鋼接頭，IMCs 層厚應控制小于1 μm；Zhang 等人[9]通過試驗分析認為，對于圓棒結構形式，在鋁/鋼異種金屬慣性摩擦焊接頭1/2R位置，即接頭中部的位置受熱力耦合作用最充分，可實現(xiàn)有效連接，而接頭外側受摩擦流動效應，焊接溫度低，IMCs 層厚小且不均勻分布.由此應通過焊接工藝合理控制鋁/鋼慣性摩擦焊接頭的IMCs 層厚.

目前國內外學者針對鋁/鋼慣性摩擦焊金相、力學、耐蝕性等基礎性能進行了系統(tǒng)研究，而針對高低溫試驗對鋁/鋼慣性摩擦焊接頭性能的影響研究尚未見相關報道.文中采用LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼進行慣性摩擦焊，并對其焊接接頭進行高溫循環(huán)和低溫循環(huán)試驗，探討高低溫循環(huán)試驗對焊接接頭性能的影響，為工程化應用提供數(shù)據(jù)支撐.

1 試驗方法

試驗材料采用LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼，LD2 鋁合金為Al-Mg-Si-Cu 系鋁合金，焊接性和耐蝕性較好；0Cr18Ni9 不銹鋼為常用不銹鋼材料，其耐蝕性、力學性能及低溫性能良好，材料成分及主要物理性能參數(shù)見表1 和表2 所示.LD2 鋁合金熱處理狀態(tài)為H112 態(tài)，0Cr18Ni9 不銹鋼熱處理為固溶態(tài).

表1 不銹鋼0Cr18Ni9 與LD2 鋁合金的化學成分(質量分數(shù)，%)Table 1 Chemical composition of 0Cr18Ni9 stainless steel and LD2 Al alloy

表2 鋁和鋼的物理性能與力學性能Table 2 Physical and mechanical properties of LD2 Al alloy and 0Cr18Ni9stainless steel

產(chǎn)品的最終尺寸為內徑100 m、壁厚5 mm 的筒形件，焊接采用國產(chǎn)200 t 慣性摩擦焊接設備，為了適應設備需求，焊接接頭部位的尺寸適當增厚，在產(chǎn)品最終狀態(tài)接頭尺寸的基礎上，兩側各預留焊接余量，焊后加工去除，如圖1 接頭結構示意圖所示.焊接采用優(yōu)化工藝參數(shù)進行，焊接接頭形式采用90°斜接鋁包鋼結構，焊接轉速1 200 r/min，焊接壓力6 MPa，轉動慣量32 kg/m2，軸向縮短量15 mm.為了測試接頭的低溫和高溫性能，結合使用工況，分別進行了低溫循環(huán)和高溫循環(huán)試驗，試驗參數(shù)具體見表3.

圖1 焊接結構示意圖Fig.1 Schematic diagram of welding structure

表3 高低溫試驗參數(shù)Table 3 Parameters of high and low temperature tests

針對LD2 鋁合金/0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊接頭，采用S-3700N 掃描電子顯微鏡對界面IMCs分布及元素擴散進行分析；對接頭進行腐蝕后，采用蔡司Axio Observer Z1m 光學顯微鏡觀察金相組織；通過60 t CMT5605 電子萬能拉伸試驗機檢測接頭整體拉伸強度；采用RG-B2000-Q350 液壓爆破測試設備對內徑100 mm、壁厚5 mm 的LD2 鋁合金/0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊接頭進行室溫液壓爆破測試；采用HLD MR15 氦質譜檢漏設備進行氦質譜檢漏測試.

2 試驗結果及分析

2.1 高低溫試驗前接頭分析

2.1.1 界面IMCs 分布

焊接完成后，將焊接試件沿厚度方向均勻去除余量，最終加工至壁厚5 mm，采用線切割的方式將焊接接頭沿軸向取樣，無腐蝕情況下電鏡觀察焊縫內部質量，如圖2 所示，整個焊接接頭位置均未發(fā)現(xiàn)未焊合、開裂等缺陷，在高倍電鏡下可以觀察到鋁/鋼界面形成了一層厚度約為500～ 600 nm 的IMCs 層，這是鋁/鋼慣性摩擦焊過程中塑性變形與熱量耦合作用的結果，從圖中還可以發(fā)現(xiàn)，IMCs 層厚度相對均勻，且分布連續(xù)，實現(xiàn)了充分的冶金結合.試驗中采用的斜接接頭結構形式使鋁合金接頭的氧化膜及部分IMCs 通過塑性流動從界面擠出，使界面IMCs 的層厚分布相對合理，同時可改善接頭質量；采用的管接頭結構形式，接頭內外側由于摩擦塑性流變作用，熱量散失較多，導致焊接熱輸入不足，冶金反應不充分，同時受鋁合金側飛邊擠出后應力釋放作用，容易形成開裂缺陷，從而影響焊接接頭的質量，基于此采用焊后加工的方式將管接頭內外側易發(fā)生缺陷的薄弱區(qū)域金屬去除，獲得IMCs 最優(yōu)分布的接頭.

圖2 鋁/鋼慣性摩擦焊接頭顯微組織Fig.2 Microstructure of the Al/steel inertial friction welded joint

2.1.2 界面元素擴散

鋁/鋼異種金屬慣性摩擦焊過程經(jīng)歷了復雜的熱力耦合過程，界面發(fā)生了塑性變形和元素的擴散，圖3 為界面元素線掃描及能譜分析點對應圖，線掃描結果表明，界面發(fā)生了Fe 和Al 等元素的互擴散，表4 為圖3 中不同位置點掃描元素分布.點4和點5 為鋁合金、不銹鋼母材元素分布，從點1 的元素分布可看出界面發(fā)生了Fe，Al，Si，Cr 和Ni 等元素的擴散，但Si，Cr 和Ni 等元素含量較少，因此主要發(fā)生了Fe 和Al 元素的擴散，推測生成了FeAlx相[11]；點2 和點3 位于近焊縫區(qū)域，該處發(fā)生了Fe 元素向鋁基體中的擴散遷移及Si 元素的聚集，形成了富硅的FeAlx相IMCs，表現(xiàn)為白色塊狀.基于此分析可知，LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊主要發(fā)生了Fe，Al 和Si 元素的擴散，形成了富硅的FeAlx相IMCs.

圖3 界面元素線掃描及點掃描位置圖Fig.3 Line scan of interface and the location of the point scan

表4 圖3 不同位置點掃描元素分布(原子分數(shù)，%)Table 4 Element distributions of point scan of different locations in Fig.3

2.1.3 界面金相組織

相對不銹鋼而言，LD2 鋁合金的熱導系數(shù)大、屈服應力低，因此LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊過程中LD2 鋁合金發(fā)生了的明顯的塑性變形，不銹鋼側不產(chǎn)生肉眼可見的塑性變形，文中重點對鋁合金側的組織進行了觀察分析，如圖4 所示.

圖4 鋁合金側金相組織Fig.4 Metallographic structure of Al alloy

圖4 左上圖為低倍鋁合金側組織形貌，可以看出鋁合金一側受熱力影響，金屬流線明顯，表現(xiàn)為單向流動.關于分區(qū)，趙衍華等人[6]從晶粒變形角度分為細晶區(qū)、拉長晶區(qū)和母材區(qū)，Ma 等人[11]則從熱力影響角度分為動態(tài)再結晶區(qū)、熱力影響區(qū)及母材區(qū)，但兩者本質相同.細晶區(qū)是較大的軸向壓力和熱輸入的作用下，鋁合金組織發(fā)生了動態(tài)再結晶形成的等軸細晶區(qū)域，圖4 右上圖，細晶區(qū)寬度約50 μm，相對熱力影響區(qū)組織，該區(qū)域組織分布無方向性；拉長晶區(qū)則是由于熱力耦合作用，鋁合金發(fā)生塑性流動后形成的區(qū)域，該區(qū)域較寬，可達數(shù)毫米，組織沿塑性變形方向呈流線分布，晶粒被拉長，隨著遠離界面區(qū)，金屬流線逐漸與鋁合金棒材拉拔成形方向趨于一致.

2.1.4 整體拉伸性能及斷口形貌

采用整體拉伸的方式進行了接頭力學性能測試，5 組試件的抗拉強度均為182 MPa，達到鋁合金母材強度的96%，斷裂大部分從鋁合金處拉脫，距離鋁/鋼界面0～ 10 mm，如圖5 左上圖.通過電鏡進一步分析斷口，發(fā)現(xiàn)界面90% 以上斷裂發(fā)生在鋁合金內部，如圖5 右上圖，放大可見深且多的韌窩，如圖5 右下圖；在接頭內側有小面積斷裂發(fā)生在鋁/鋼界面處，如圖5 左下圖，能譜分析表明界面從鋁/鋼IMCs 處發(fā)生開裂.因此認為LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊接頭發(fā)生了韌性斷裂為主的混合斷裂.

圖5 整體拉伸斷口及斷口組織形貌Fig.5 Overall tensile fracture and fractography

2.1.5 氦質譜檢漏及爆破測試

通過氦質譜檢漏，漏率小于1 × 10?7Pa·m3/s，證實鋁/鋼異種金屬接頭處的密封性良好.采用液壓爆破的方式測試接頭的承壓能力，在6 MPa 和10 min 保壓下未發(fā)生泄露；繼續(xù)打爆至接頭破壞，壓力值為13.87 MPa，從鋁/鋼慣性焊接頭處開裂，如圖6 所示；該爆破值可達到設計指標的2 倍以上.對斷口進行分析，接頭內側從界面IMCs 處斷開，外側從鋁合金內部開裂，這是因為爆破測試承受內壓，界面在持續(xù)動態(tài)液壓壓力作用下，首先從界面內側薄弱處開裂.

圖6 爆破測試斷口Fig.6 Blast test fracture

2.2 高低溫試驗后接頭性能

鋁合金與不銹鋼熱物理性能的差異會導致鋁/鋼異種金屬接頭在高低溫環(huán)境下承受較大的應力和變形，為了考核LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊接頭的高低溫循環(huán)使用性能，結合使用工況，對鋁/鋼慣性摩擦焊接頭進行高低溫循環(huán)試驗，對接頭進行了性能測試，與溫度循環(huán)試驗前的數(shù)據(jù)進行對比，分析高低溫循環(huán)試驗對其影響.

2.2.1 界面IMCs 分布

采用線切割取樣，電鏡觀察高低溫循環(huán)試驗后界面IMCs 的分布情況，如圖7 所示，界面IMCs 層厚控制在500～ 700 nm，與高低溫試驗前的厚度基本一致，且分布均勻連續(xù)，未見IMCs 層增厚，也未出現(xiàn)界面開裂現(xiàn)象.分析認為，IMCs 的形成受界面處熱輸入及元素擴散制約，而低溫循環(huán)試驗環(huán)境不具備IMCs 生成的溫度條件，斜接鋁包鋼的結構形式在低溫環(huán)境下接頭受壓應力為主，同時接頭的力學性能與鋁合金母材性能相當，恢復到常溫后的接頭雖然發(fā)生了1 mm 的徑向變形，但未發(fā)生界面切向滑移帶來的開裂.高溫循環(huán)試驗溫度為280 ℃，溫度低，不利于IMCs 的生成，且時間短，不具備IMCs 快速生長的條件[8,12-13]，致使界面處的IMCs分布與試驗前基本無差異.

圖7 高低溫循環(huán)試驗后的界面IMCs 分布Fig.7 Distribution of IMCs at interface after high and low temperature cycling tests

2.2.2 界面金相組織

對高低溫循環(huán)試驗后的鋁/鋼慣性摩擦焊接頭進行了金相觀察，如圖8 所示，與試驗前的組織相比，未發(fā)生明顯變化，鋁合金側塑性變形流線清晰，組織未受高溫影響發(fā)生粗化，因此高低溫循環(huán)試驗環(huán)境未造成接頭組織發(fā)生變化.

圖8 高低溫循環(huán)試驗后的接頭金相組織Fig.8 Microstructures of the joints after high and low temperature cycling test

2.2.3 氦質譜檢漏及爆破測試

高低溫循環(huán)試驗后，再次對接頭進行了氦質譜檢漏，漏率達到1 × 10?9Pa·m3/s，密封性良好；對其進行的爆破測試結果為10 MPa 和10 min 保壓未泄露，繼續(xù)打爆至接頭破壞，壓力值為13.95 MPa，從鋁/鋼慣性焊接頭處開裂，斷裂形式與高低溫循試驗前基本一致.測試結果表明，高低溫循環(huán)試驗未對接頭密封性及承壓能力造成影響.

2.2.4 焊合區(qū)顯微硬度對比

分別對初始鋁/鋼異種金屬接頭和經(jīng)過高低溫循環(huán)試驗的接頭進行了顯微硬度測試，如圖9 所示，可以發(fā)現(xiàn)，界面附近的硬度明顯高于鋁合金側，與鋁合金母材硬度相比，提高約50%，不銹鋼側靠近焊縫處的硬度也略高于不銹鋼基體值，分析認為界面附近鋁合金在摩擦頂鍛的作用下，發(fā)生了變形程度較大的擠壓效應，在熱輸入的作用下實現(xiàn)了界面處組織的動態(tài)再結晶，形成了一層細晶組織，起到了細晶強化的作用，造成界面附近金屬硬度的提高；不銹鋼受摩擦焊溫度影響較小，未發(fā)生明顯塑性變形，但文獻[12] 指出，不銹鋼近界面處會形成位錯亞結構和滑移帶，阻礙材料的塑性變形，提升界面處不銹鋼的強度.此外相比原始狀態(tài)和低溫狀態(tài)，高溫循環(huán)試驗后，鋁合金側的硬度提升了10%，分析認為高溫循環(huán)試驗溫度為280 ℃，該溫度超過了LD2 鋁合金的時效處理溫度區(qū)間(150～ 165 ℃)，尚未達到其快速退火溫度區(qū)間(350～ 370 ℃)，時間較短，促使鋁合金發(fā)生了不完全時效強化，從而使鋁合金一側的硬度略有提升，由此可知低溫循環(huán)試驗未引起接頭硬度的變化，高溫循環(huán)試驗僅使鋁合金一側及界面附近的硬度提升了約10%，結合溫度循環(huán)試驗后的密封及爆破性能測試，該硬度變化未對接頭造成本質影響.

圖9 硬度檢測Fig.9 Micro-hardness test.(a) distribution of hardness test point at interface;(b) hardness distribution at interface in different states

3 結論

(1) LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊界面形成了一層厚度約為500～ 600 nm，且分布連續(xù)的IMCs 層，采用工藝控制及焊后加工的方式可實現(xiàn)鋁/鋼接頭界面IMCs 的最優(yōu)分布；接頭界面發(fā)生Fe 和Al 元素的擴散遷移及Si 元素聚集現(xiàn)象，形成富硅的FeAlx相；接頭分為細晶區(qū)和拉長晶區(qū)，由于鋁合金組織受塑性變形的影響遠大于受熱量的影響，鋁合金側晶粒組織長大不明顯.

(2) 整體拉伸測試結果表明，接頭形成了以韌性斷裂為主的混合斷裂；鋁/鋼界面在持續(xù)動態(tài)液壓壓力作用下，爆破首先從界面內側薄弱處開裂.

(3) 高低溫循環(huán)試驗結果表明，界面IMCs 層厚無變化、未造成接頭組織改變、未對接頭密封性和承壓能力造成影響；鋁合金側發(fā)生不完全時效強化，導致鋁合金側的硬度較初始和低溫狀態(tài)提升約10%.

(4) LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊接頭可經(jīng)受高溫循環(huán)(25～ 280 ℃) 和低溫循環(huán)(?253～ 25 ℃) 的考驗.