2024鋁合金與T2紫銅的攪拌摩擦焊接頭組織及力學性能

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(1.湖南九方焊接技術有限公司，湖南 株洲412007；2.燕山大學 亞穩材料制備技術與科學國家重點實驗室，河北 秦皇島066004)

0 前言

鋁-銅異種金屬焊接接頭在電力電子、新能源汽車和電氣自動化行業有著廣闊的應用前景[1-4]。目前，制備鋁-銅的異種金屬焊接接頭引起了大量科研工作者的興趣，既可以降低資源消耗，發揮兩種材料各自的性能優勢，還能為一些特殊結構的設計提供連接可靠的方案。然而，鋁銅兩種金屬物理化學性能差異極大，且在焊接過程中極易生成脆性金屬間化合物，很難采用傳統的熔化焊實現高質量的連接。采用固相焊接的方法對鋁-銅異種金屬的連接更具優勢，比如：爆炸焊、摩擦焊和軋制焊，但這些方法本身存在諸多不足，比如：爆炸焊的焊接質量及安全問題，軋制和摩擦焊僅限特殊接頭形式。

攪拌摩擦焊(friction stir welding, FSW)是1991年英國焊接研究所發明的一種新型綠色固相焊接技術[5]。這項焊接技術自發明以來在輕質有色金屬焊接領域得到了飛速的發展和應用，不僅解決了傳統熔焊難以焊接的2xxx和7xxx鋁合金的優質連接，而且在銅合金、鈦合金、塑料和鋼鐵等連接方面也得到了應用。目前對于鋁-銅異種FSW的研究主要是集中在優化焊接工藝、接頭組織及力學性能影響因素、鋁-銅界面結構和電學性能測試等方面[6]。如：P. Xue等人[7]采用大軸肩的攪拌工具、攪拌針向銅側偏置工藝得到了彎曲性能優異的鋁-銅異種接頭；I. Galv?o 等人[8-9]通過優化攪拌頭形狀和增加偏置工藝，改善了接頭焊縫成形；Liu Huijie等人[10]增加阻隔層技術改善了鋁-銅異種金屬FSW接頭表面成形；P. Xue等人[11]發現在鋁-銅界面處形成厚度約1 μm金屬間化合物層有利于焊縫的冶金結合；E.T.Akinlabi等人[12]研究了焊接熱輸入與鋁-銅接頭電阻率的影響關系；Li Xi等人[13]研究了強磁場對接頭鋁-銅金屬間化合物層的影響；J. Ouyang等人[14]發現在鋁-銅FSW焊縫界面金屬間化合物層的組成為Al2Cu，AlCu，Al4Cu9的3個亞層結構。但大量的研究結果表明，鋁-銅FSW接頭力學性能較差，基本無斷后伸長率，無法工程化應用。

基于上述研究背景，為了拓寬鋁-銅異種金屬FSW的工程化應用，主要研究鋁-銅接頭組織、界面微觀結構及接頭力學性能，進而揭示鋁-銅FSW的接頭組織與力學性能的相關性。

1 試驗材料與方法

試驗所使用的材料是3 mm厚的2024鋁合金板材和3 mm厚的T2紫銅板材，具體尺寸為300 mm×120 mm×3 mm，兩種材料的力學性能見表1。采用湖南九方焊接技術有限公司自主研發的FSW-JF-025動龍門二維FSW設備，所使用的攪拌工具為內凹軸肩，軸肩尺寸為16 mm，攪拌針為圓錐螺紋+三錐面特征，長度為2.95 mm，攪拌針端部直徑為φ3.5 mm，根部直徑為φ5.5 mm，材料為H13熱作模具鋼。

表1 兩種母材的力學性能

2024鋁合金與T2 紫銅異種金屬FSW所采用的焊接工藝為：放置在前進側材料為Al板，后退側材料為Cu板，攪拌頭逆時針旋轉并向前進側(Al側)偏置1 mm，轉速為800 r/min，焊接速度為50 mm/min，下壓量0.15 mm，傾角為-2°。

FSW完成后，按照標準ISO 25239-2011《攪拌摩擦焊-鋁合金》采用線切割沿垂直于焊縫方向分別制取金相試樣和拉伸試樣，采用Axiovert-200-MAT進行金相組織觀察，制備金相試樣制備所使用的腐蝕液Al側為凱勒試劑(keller試劑)，使用5 mL H2O2+95 mL H2O+50 mL NH3·H2O試劑腐蝕Cu側。采用Instron-5900拉伸試驗機進行拉伸性能測試，采用JOEL-2010型透射電子顯微鏡進行Al-Cu接頭界面觀察，測試樣品為φ3 mm圓形薄片，采用LBS-2型離子減薄儀進行試樣減薄，電流為5 μA，減薄時間為4 h左右，前2/3時間采用7°減薄，后1/3時間采用4°減薄。使用HITACHI-S4800掃描電子顯微鏡進行Al-Cu界面結構和拉伸試樣斷裂表面形貌分析。

2 試驗結果及分析

2.1 宏觀形貌與顯微組織

圖1為2024鋁合金與T2 紫銅異種金屬FSW接頭表面成形宏觀照片。由圖1可以看出，焊縫成形美觀，無宏觀缺陷，焊縫上表面分布著鋁層，這是由于放置于前進側鋁的材料流動性比T2紫銅好，加之前進側的材料在FSW接過程中所受到的機械攪拌作用相對于后退側更加劇烈。

圖1 接頭焊縫上表面宏觀形貌

圖2為FSW接頭的橫截面和2024鋁合金母材的微觀組織形貌。圖2a為2024鋁合金與T2紫銅異種金屬FSW接頭橫截面金相照片。從整體橫截面看，焊縫各區域組織特征明顯不同，沿板厚方向存在明顯不同的組織特征，位于前進側的鋁在焊縫底部轉移到了銅基質中，呈帶絮狀分布，焊核區形成了明顯的洋蔥環結構。圖2b為2024鋁合金母材，晶粒沿板平面方向呈扁平狀分布，為典型的軋制組織。圖3為焊縫各區的微觀組織形貌。圖3a為鋁側熱機影響區，是焊核區與熱影響區的分界區域，在攪拌針的機械剪切帶動作用和熱影響的共同作用下，晶粒由動態再回復的等軸細晶和拉長的晶粒組成。圖3b為焊核區鋁側分界面，在界面兩側材料的流動行為完全不同，在焊核區分布著從銅側轉移過來的銅顆粒。圖3c為典型的洋蔥環結構全貌，可以看出洋蔥環結構由層狀分布的鋁和大小不一的銅顆粒組成。由于材料流動性的差異，鋁在銅基質中的分布跟銅在鋁基質中的分布特征有所不同，如圖3d箭頭所示，鋁在銅基質中呈帶絮狀分布，且僅僅在靠近鋁/銅界面附近才有分布。圖3e為銅側焊核區，由細小的等軸再結晶晶粒組成。同樣，在銅側也能觀察到明顯的熱機影響區(圖3f)。值得提出的是，在鋁-銅FSW接頭觀察不到明顯的熱影響區，產生這種現象的原因可能是不同的焊接材料特性和散熱條件所致。

圖2 接頭橫截面和2024鋁合金母材微觀結構

圖3 焊縫各區微觀結構

2.2 鋁/銅界面觀察

FSW過程中在鋁-銅界面形成的金屬間化合物層對接頭力學性能有關鍵性的影響，一定厚度范圍內的金屬間化合物層的形成是焊接冶金成型的必要條件，但當厚度超過一定范圍將對接頭力學性能將有強烈的惡化作用。

為了更加詳細地分析鋁-銅界面行為，進行了掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)觀察。圖4a為鋁-銅界面形貌，界面的左側為銅，右側為鋁，在界面處連續分布了厚度約為0.98 μm的金屬間化合物層，為了更詳細的觀察金屬間化合物的分布，采用背散射電子成像(BSE)觀察，如圖4b所示，在鋁側基體中分布著大量的銅顆粒，而在銅側基體中觀察不到鋁顆粒的存在。詳細觀察可以發現在界面銅側分布著一條由空洞連起來隧道缺陷,如圖4b箭頭所示。造成這種缺陷的可能原因：一是在制樣過程中由于兩種材料明顯的電位差而形成的電化學腐蝕造成的；二是在FSW過程中在局部應變和熱的共同作用下不平衡擴散造成的柯肯達爾效應(Kirkendall effect)缺陷[15]。

為了更加清晰的觀察鋁-銅界面結構特征，制備沿鋁-銅界面對稱的φ3mm圓形薄片透射電子顯微鏡試樣，由于鋁、銅兩種材料抵抗電子轟擊能力的不同，難以制備出高品質的透射樣品。圖4c為鋁-銅界面明場照片，由于厚度的差異，只能清晰觀察到界面鋁側特征，在鋁基質中分散分布著大量的顆粒狀銅，并在鋁基質中存在大量的位錯。圖4d為鋁-銅界面透射電子顯微鏡高分辨照片，可以發現界面原子分布不同于兩側基體材料，金屬間化合物的結構不同于基體材料，兩種材料之間實現了原子間的結合。

2.3 顯微硬度分析

圖5為2024鋁合金-T2紫銅FSW接頭焊縫橫截面上部、中部和下部的顯微硬度分布曲線。從整體看，3條硬度分布曲線的變化規律一致，焊核區硬度水平明顯高于兩側母材。可以發現在焊核區存在一些明顯的高硬度點，這些高硬度點的出現是脆性金屬間化合物造成的[11]，兩側母材硬度值相差約10 HV。如圖5b箭頭所示，在前進側(Al側)焊核區存在一個硬度軟化區，這可能是在FSW過程中由于動態再結晶使固溶強化弱化所造成的，在后退側(銅側)沒有觀察到明顯的硬度軟化區域。

圖4 Al-Cu界面形貌

2.4 力學性能分析

圖6為2024鋁合金母材、T2紫銅母材、2024鋁合金-T2紫銅FSW接頭力學性能的對比。由圖6可以看出，鋁-銅接頭的抗拉強度與母材T2紫銅的抗拉強度相當，斷后伸長率是母材2024鋁合金的87%。

圖5 焊縫橫截面顯微硬度分布曲線

圖6 接頭與母材力學性能的對比

接頭拉伸斷裂發生在銅側母材，如圖7a～7b所示。如圖8所示，接頭拉伸斷裂表面由大量韌窩聚集組成，為典型的韌性斷裂特征。

圖7 接頭斷裂位置

圖8 斷口掃描電鏡形貌

3 結論

(1)鋁-銅接頭在焊核區形成了由層片狀鋁和顆粒形式分布的銅組成的洋蔥環結構，在鋁-銅界面處形成了一層厚度約0.98 μm的金屬間化合物層，鋁在銅基質中主要以帶狀或層片狀分布，而銅在鋁基質中主要以顆粒狀分布。

(2)焊核區硬度值水平明顯高于兩側母材，并且焊核區存在高硬度點的分布，在鋁側焊核區存在一個硬度軟化區。

(3)在轉速為800 r/min、焊接速度為50 mm/min的焊接參數下得到了力學性能優異的接頭，接頭平均抗拉強度為158 MPa，與母材銅的強度相當；平均斷后伸長率為10%，為母材鋁的87%，拉伸斷裂產生于銅側母材，斷裂方式為韌性斷裂。