轉(zhuǎn)速對(duì)5A06鋁/1Cr18Ni9Ti鋼填絲攪拌摩擦焊接頭組織及性能的影響

韓亞洲 劉 騫 黎幫金 方 皓 楊棟華,2 許惠斌,2

（1.材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶理工大學(xué)，重慶 400054;2.特種焊接材料與技術(shù)重慶市工程研究中心，重慶理工大學(xué)，重慶 400054）

1 引言

隨著輕量化技術(shù)在工程領(lǐng)域日益廣泛的應(yīng)用，鋁合金-鋼結(jié)構(gòu)作為一種復(fù)合輕量化結(jié)構(gòu)，被廣泛應(yīng)用于取代傳統(tǒng)的鋼結(jié)構(gòu)。然而，鋁合金與鋼材之間的異種焊接問題成為制約其應(yīng)用的關(guān)鍵因素之一。攪拌摩擦焊（FSW）作為一種高效率、低熱輸入、變形小的固相焊接技術(shù)，為解決這一問題提供了有力的手段，在航天、冶金、武器裝備及汽車等領(lǐng)域具有廣泛應(yīng)用前景[1～4]。傳統(tǒng)的熔化焊接方式往往導(dǎo)致接頭出現(xiàn)氣孔、夾雜、偏析、接頭變形嚴(yán)重等缺陷，并且產(chǎn)生大量的脆性金屬間化合物（IMC）。填絲攪拌摩擦焊技術(shù)是對(duì)攪拌摩擦焊技術(shù)的改進(jìn)，通過在焊縫中添加填充材料來改善接頭性能[5]。H．Uzun 等人[6]對(duì)6013-T4 鋁合金和X5CrNi18-10 鋼進(jìn)行填絲攪拌摩擦焊對(duì)接，研究了鋁/鋼接頭界面的組織形貌及硬度，并將接頭分為7個(gè)區(qū)域進(jìn)行了分析。Reza Jabraeili 等人[7]通過對(duì)AA2024鋁合金和304 不銹鋼進(jìn)行填絲攪拌摩擦焊，發(fā)現(xiàn)偏移量為正（偏鋁側(cè)）時(shí)，未能銑削到鋼基體，焊縫中熱輸入不足，流動(dòng)性減低，未出現(xiàn)鋼顆粒的剝離，界面無IMCs 產(chǎn)生，在界面處出現(xiàn)未結(jié)合區(qū)域，未能實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合。當(dāng)偏移量為負(fù)（偏鋼側(cè)）時(shí)，鋁合金側(cè)塑性流動(dòng)性不足，形成隧道缺陷。Tanaka[8]等人研究了不同轉(zhuǎn)速下接頭的強(qiáng)度趨勢，結(jié)果表明在高轉(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[9]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)散滲透三種。

為了解決鋁/鋼異種材料攪拌摩擦焊（FSW）中存在的問題和缺陷，滿足工業(yè)實(shí)際需求，本文采用填絲攪拌摩擦焊技術(shù)，以對(duì)接形式實(shí)現(xiàn)4mm 厚的LF6 鋁合金和3.8mm 厚的1Cr18Ni9Ti 不銹鋼的連接，并對(duì)不同轉(zhuǎn)速下焊接接頭的組織和性能進(jìn)行綜合分析，為鋁/鋼異種材料攪拌摩擦焊的工業(yè)化應(yīng)用提供經(jīng)驗(yàn)和參考。

2 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

為了實(shí)現(xiàn)鋁/鋼異種材料的高效連接，試驗(yàn)選用LF6 鋁合金和1Cr18Ni9Ti 不銹鋼作為焊接母材，規(guī)格分別為：鋁合金板100mm×60mm×4.0mm、不銹鋼板100mm×60mm×3.8mm，對(duì)應(yīng)的化學(xué)成分如表1 和表2所示。采用填絲攪拌摩擦焊工藝，原理示意圖如圖1所示，在焊接時(shí)不銹鋼作為前進(jìn)側(cè)，鋁合金作為后退側(cè)，焊接過程中添加Al 基焊絲（110mm×4.1mm×1mm）作為填充材料，主要合金元素為 Si 12wt.%、Cu 3.5wt.%，Ni 5wt.%。攪拌頭采用H13 鋼制造，其中軸肩直徑為15mm，軸肩內(nèi)凹角約為5°，攪拌針為臺(tái)階狀結(jié)構(gòu)，根部和端部直徑分別為5mm 和4mm，針長為3.8mm。本文重點(diǎn)研究不同主軸轉(zhuǎn)速（100r/min、150r/min、200r/min、250r/min）對(duì)鋁/鋼異種金屬填絲攪拌摩擦焊接頭性能的影響，其余工藝參數(shù)包括：攪拌頭傾角3°、焊接速度44mm/min、壓入量0.1mm、偏移量0.85mm、焊絲厚度1.0mm。

圖1 填絲攪拌摩擦焊示意圖

表1 LF6 防銹鋁的化學(xué)成分 wt.%

表2 1Cr18Ni9Ti 不銹鋼的化學(xué)成分 wt.%

采用線切割機(jī)金相取樣與拉伸試樣，金相試樣尺寸為16mm×8mm×4mm。采用Zeiss Sigma/HD 場發(fā)射掃描電子顯微鏡（FESEM）進(jìn)行接頭焊縫、界面及斷口顯微形貌觀察，并通過能譜儀（EDS）進(jìn)行點(diǎn)、線掃描分析。接頭強(qiáng)度采用MTS E43.104 型萬能力學(xué)性能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測試，每組工藝參數(shù)下進(jìn)行三次拉伸試驗(yàn)，其中最大載荷為10kN，拉伸速率設(shè)定為1mm/min。

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 焊縫成型

不同轉(zhuǎn)速條件下的焊縫表面成型及截面形貌如圖2所示，隨著轉(zhuǎn)速的增加，焊縫表面出現(xiàn)較多的飛邊和毛刺。在轉(zhuǎn)速為100r/min 時(shí)，由于轉(zhuǎn)速過低，在焊縫上界面附近出現(xiàn)大尺寸鋼顆粒，并未實(shí)現(xiàn)有效的塑性流動(dòng)和冶金結(jié)合。隨著轉(zhuǎn)速增加至150r/min 時(shí)，在適宜的熱輸入和流動(dòng)性下，沒有發(fā)現(xiàn)明顯的孔洞及大尺寸鋼顆粒，且近界面處化合物顆粒增多，主要集中分布在中、下焊縫近界面處，同時(shí)，界面處還形成波狀結(jié)構(gòu)，增加機(jī)械咬合能力。當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至200r/min 時(shí)，由于轉(zhuǎn)速過快，焊縫近界面處再次出現(xiàn)尺寸不一的鋼顆粒，化合物細(xì)小顆粒分布在中下界面處，且上界面處出現(xiàn)明顯的HOOK 缺陷。轉(zhuǎn)速為250r/min 時(shí)，由于轉(zhuǎn)速過高，界面上鋼顆粒尺寸增大，且化合物顆粒流動(dòng)至遠(yuǎn)離界面的焊縫的中下部位，界面啃削量進(jìn)一步擴(kuò)大，上界面HOOK 缺陷更加明顯。經(jīng)分析，焊接過程中攪拌頭、軸間與母材基體、焊絲材料相互作用產(chǎn)生熱量，促使母材與焊絲材料發(fā)生塑性變形，并在攪拌頭的自旋下產(chǎn)生塑形流動(dòng)，最終促進(jìn)攪拌摩擦焊接頭的冶金與機(jī)械結(jié)合。

圖2 接頭焊縫表面成型及截面形貌

3.2 接頭顯微組織

圖3所示為不同轉(zhuǎn)速下的接頭界面的顯微組織。由于攪拌頭轉(zhuǎn)速在攪拌摩擦焊過程中主要影響熱輸入和鋼側(cè)啃削量，因此，在接頭界面顯微組織中因填充金屬第二相顆粒的破碎、流動(dòng)性以及母材的塑形流動(dòng)性而表現(xiàn)出不同的形貌特征。在較低的轉(zhuǎn)速下（100r/min），由于產(chǎn)生的熱量不足，導(dǎo)致攪拌頭對(duì)鋼側(cè)的啃削不足，使得焊縫中的鋼顆粒塑形流動(dòng)受限，同時(shí)未能與焊絲金屬充分發(fā)生反應(yīng)。相比之下，在150r/min 轉(zhuǎn)速下，更大的啃削速率導(dǎo)致界面兩側(cè)母材充分混合，同時(shí)鋼顆粒在足夠的熱輸入下與焊絲材料及鋁基體母材發(fā)生反應(yīng)，從而在近界面處形成了細(xì)小且彌散的IMC 顆粒，進(jìn)一步增強(qiáng)了接頭界面的力學(xué)性能[10，11]。然而，當(dāng)轉(zhuǎn)速達(dá)到200r/min 時(shí)，攪拌頭的過大啃削量導(dǎo)致焊縫中金屬流動(dòng)能力增大，從而產(chǎn)生過量的熱輸入。這不僅使得材料流動(dòng)距離增大，還導(dǎo)致大量的鋼顆粒在焊縫中分布，從而阻礙了基體的連續(xù)性。與此同時(shí)，近界面區(qū)域也出現(xiàn)了鋼顆粒的存在。在轉(zhuǎn)速為250r/min 時(shí)，由于啃削速率的進(jìn)一步增大，焊縫中的熱輸入和流動(dòng)性進(jìn)一步提高，導(dǎo)致啃削下來的鋼顆粒尺寸也相應(yīng)增大。這種流動(dòng)性的增加促使焊縫金屬在界面處形成了類似云層狀的結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致鋁/鋼界面的IMC 層厚度增加，反而降低了接頭界面的強(qiáng)度。

圖3 不同轉(zhuǎn)速下接頭近界面的顯微組織

綜上所述，在攪拌摩擦焊過程中，攪拌頭轉(zhuǎn)速的變化對(duì)熱輸入、鋼側(cè)啃削量、焊絲顆粒流動(dòng)以及母材塑形流動(dòng)性等因素產(chǎn)生顯著影響，進(jìn)而影響了接頭界面的顯微組織和力學(xué)性能。這一結(jié)論不僅與文獻(xiàn)中的相關(guān)研究結(jié)果相一致，也為優(yōu)化攪拌摩擦焊工藝參數(shù)提供了有益的指導(dǎo)。

分析表明，以100r/min 轉(zhuǎn)速進(jìn)行焊接時(shí)，攪拌頭與鋼母材基體之間的啃削速率較低，單位時(shí)間內(nèi)產(chǎn)生的熱量有限。此時(shí)，界面IMC 層較為薄，且近界面的化合物顆粒主要以δ-Al3NiCu 為主。隨轉(zhuǎn)速的提高，攪拌頭與鋼母材以及焊絲材料的啃削和攪拌能力增強(qiáng)，熱量輸入持續(xù)增加，金屬材料的塑性變形能力也提升。當(dāng)轉(zhuǎn)速達(dá)到150r/min 時(shí)，熱量輸入進(jìn)一步增加，同時(shí)焊絲材料中的Ni元素隨著攪拌頭的旋轉(zhuǎn)而擴(kuò)散速率增大，與Al、Fe 元素發(fā)生混合反應(yīng)，生成了細(xì)小彌散的ε-Al3Ni IMC 顆粒。同時(shí)，在鋁/鋼界面形成了較薄FeAl 相的IMC 層。

然而，如果轉(zhuǎn)速繼續(xù)升高至200r/min，過量的攪拌頭啃削會(huì)導(dǎo)致鋁/鋼界面出現(xiàn)凹凸不平的現(xiàn)象，熱量輸入和金屬材料的流動(dòng)性也會(huì)增強(qiáng)，元素之間的擴(kuò)散能力增加。已有研究[12，13]表明，在攪拌摩擦焊的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶非平衡加工焊接過程中，F(xiàn)e 原子通過攪拌針的旋轉(zhuǎn)擠壓作用，擴(kuò)散到Al-Ni 系化合物中，取代其他組元原子的空間位置，形成了代位化合物，其反應(yīng)式為Al-Ni+Fe→FeNiAl9，從而使Fe 原子與ε-Al3Ni 發(fā)生反應(yīng)，生成了Т-FeNiAl9IMC，增加了界面的脆性。同時(shí)，這也促使焊絲材料中破碎的初晶Si 顆粒及IMC 顆粒粗化，導(dǎo)致界面IMC 層變厚。在250r/min 的轉(zhuǎn)速下，熱量輸入進(jìn)一步提高，導(dǎo)致界面IMC 層中Al、Fe、Ni三種元素的擴(kuò)散加劇，層狀結(jié)構(gòu)IMC層的厚度增加，同時(shí)出現(xiàn)了δ-Al3NiCu 顆粒，綜合作用降低了接頭的力學(xué)性能。

圖4 顯示了不同轉(zhuǎn)速條件下接頭中界面的EDS 線掃描結(jié)果，對(duì)應(yīng)圖3 中20000 倍下的界面形貌。

圖4 不同轉(zhuǎn)速條件下接頭的線掃描結(jié)果

如圖4a所示，在100r/min 轉(zhuǎn)速下，界面中Fe、Al 元素?cái)U(kuò)散呈現(xiàn)劇烈且速率較快的特點(diǎn)，曲線斜率較陡，此時(shí)IMC 層非常薄，約為0.25μm。當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至150r/min 時(shí)（如圖4b所示），擴(kuò)散層較為緩和，同時(shí)出現(xiàn)了Ni、Cu 等元素的擴(kuò)散波動(dòng)。此時(shí)，IMC 層的厚度約為0.35μm。隨著轉(zhuǎn)速增至200r/min（如圖4c所示），界面處的擴(kuò)散速率降低，擴(kuò)散距離增大，F(xiàn)e、Al、Si、Ni、Cu 等元素均有擴(kuò)散現(xiàn)象，其中以Fe、Al的擴(kuò)散為主，此時(shí)IMC 層的厚度約為0.65μm。在250r/min 的轉(zhuǎn)速下（如圖4d所示），Ni、Si 元素的擴(kuò)散程度進(jìn)一步加劇，同時(shí)出現(xiàn)了陡升和陡降現(xiàn)象，F(xiàn)e、Al 擴(kuò)散范圍也在增大。此時(shí)IMC 層的最大厚度約為0.85μm。經(jīng)過分析，上述變化是由于轉(zhuǎn)速增加導(dǎo)致攪拌頭的啃削速率提高，熱輸入和材料塑性變形能力增強(qiáng)。增加的熱輸入使各元素的擴(kuò)散能力提高，促進(jìn)了鋁/鋼界面的冶金結(jié)合。然而，在高轉(zhuǎn)速下，各元素的劇烈擴(kuò)散導(dǎo)致鋁/鋼界面IMC 層的厚度增加，并呈現(xiàn)出層狀結(jié)構(gòu)。這導(dǎo)致金屬間化合物IMC 層界面的攔截裂紋可能性降低，進(jìn)而降低了界面的斷裂強(qiáng)度，最終導(dǎo)致接頭界面的力學(xué)性能下降[14，15]。

3.3 抗拉性能及斷口分析

圖5 顯示了不同轉(zhuǎn)速條件下接頭的平均抗拉強(qiáng)度變化趨勢。隨著轉(zhuǎn)速的提高，接頭的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢。在100r/min 轉(zhuǎn)速下，接頭的平均抗拉強(qiáng)度為213MPa。當(dāng)轉(zhuǎn)速提升至150r/min 時(shí)，接頭的平均抗拉強(qiáng)度增至250MPa。然而，隨后在轉(zhuǎn)速繼續(xù)上升至200r/min 和250r/min 時(shí)，接頭的平均抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)了急劇下降的趨勢。

圖5 不同轉(zhuǎn)速條件下接頭抗拉強(qiáng)度

經(jīng)過分析，轉(zhuǎn)速的提高導(dǎo)致攪拌頭對(duì)鋼基體的啃削速率增大，進(jìn)而使產(chǎn)熱量增加，促進(jìn)了焊縫金屬的流動(dòng)性增強(qiáng)，同時(shí)加強(qiáng)了界面元素之間的擴(kuò)散。在攪拌頭的作用下，鋁/鋼界面實(shí)現(xiàn)了冶金結(jié)合。然而，當(dāng)轉(zhuǎn)速過大時(shí)，大尺寸的鋼顆?？赡艹霈F(xiàn)在焊縫中，阻礙了界面的連續(xù)性，從而降低了接頭的力學(xué)性能。此外，過大的熱輸入會(huì)導(dǎo)致界面金屬間化合物（IMC）層相的轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈韵?，并使界面IMC 層的厚度增加，進(jìn)一步增加了界面的脆性，從而降低了接頭的強(qiáng)度。此外，高轉(zhuǎn)速下焊絲材料和母材金屬隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率的增加，導(dǎo)致熱輸入增加和元素?cái)U(kuò)散加劇，可能會(huì)導(dǎo)致IMC 顆粒尺寸增大，并引起層狀結(jié)構(gòu)的形成，進(jìn)一步降低了接頭的力學(xué)性能。

圖6 顯示了不同轉(zhuǎn)速條件下接頭斷口的500 倍下的微觀形貌?？梢杂^察到，在100r/min 轉(zhuǎn)速下，斷口中出現(xiàn)了小區(qū)域的光滑面，可能是沿著粗大的鋼顆粒撕裂產(chǎn)生的，伴隨著層狀的撕裂特征，呈現(xiàn)出脆性的結(jié)構(gòu)。周圍則呈現(xiàn)微孔型的韌窩狀形貌，整體上表現(xiàn)為以韌性斷裂為主、夾雜脆性斷裂的混合型斷裂方式。在150r/min 轉(zhuǎn)速下，大量細(xì)小的鋁基材料附著于斷口中，并且分布均勻。斷口中存在大量的韌窩型特征，沿著微孔的延伸分布，主要呈現(xiàn)韌性斷裂的方式。當(dāng)轉(zhuǎn)速升至200r/min 時(shí)，斷口的上部分形貌較為光滑，而中下部分略顯粗糙。斷口中出現(xiàn)大面積的光滑面結(jié)構(gòu)，撕裂程度增強(qiáng)，這可能是從鋼界面開始斷裂的特征。周圍的韌窩型特征則進(jìn)一步突顯，整體上表現(xiàn)為韌性斷裂與脆性斷裂混合的方式。在250r/min 轉(zhuǎn)速下，斷口的上部分光滑區(qū)域變得更大，而下部分呈現(xiàn)粗糙的形貌。斷口中的光滑面特征占據(jù)主導(dǎo)地位，大量的解理面特征出現(xiàn)，表現(xiàn)出脆性斷裂為主的特征。

圖6 不同轉(zhuǎn)速條件下接頭的斷口形貌

4 結(jié)束語

a.隨轉(zhuǎn)速的增加，焊縫鋼側(cè)的氧化程度增加，鋁側(cè)的飛邊增大。在較低的轉(zhuǎn)速下，攪拌頭的啃削速率較低，鋼顆粒的塑性變形能力較差，焊縫中出現(xiàn)大尺寸的鋼顆粒嵌入現(xiàn)象。焊縫界面的熱輸入隨轉(zhuǎn)速的增加而增加，金屬材料的塑性流動(dòng)性增強(qiáng)。

b.當(dāng)轉(zhuǎn)速為150r/min，界面附近焊縫中生成了細(xì)小而均勻分布的ε-Al3Ni 金屬間化合物（IMC）顆粒，界面IMC 層為β-FeAl 相，其厚度約為0.35μm。當(dāng)轉(zhuǎn)速過大時(shí)，界面出現(xiàn)HOOK 缺陷，同時(shí)生成的脆性Т-FeNiAl9IMC 層厚度也隨之增加，接頭的力學(xué)性能下降。

c.隨轉(zhuǎn)速的增加，焊接接頭的平均抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢。接頭的力學(xué)性能在轉(zhuǎn)速為150r/min 的條件下表現(xiàn)最佳，平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到250MPa。同時(shí)，斷裂位置主要出現(xiàn)在焊核區(qū)，斷口上出現(xiàn)了大量韌窩特征，斷裂形式表現(xiàn)為韌性斷裂。