鋁/鋼異種金屬旋轉摩擦焊接研究現狀

朱瑞燦， 趙衍華， 王浩， 秦國梁,， 劉順剛， 張凌東

(1.首都航天機械有限公司，北京 100076；2. 山東大學，濟南 250061；3.中國電建集團核電工程公司，濟南 250067；4.清華大學，北京100072；5.機械科學研究總院，北京 100044；6.火箭軍駐北京地區(qū)第一軍代表室，北京 100076)

0 前言

隨著航空航天、汽車、船舶等工業(yè)的迅速發(fā)展，能源損耗和環(huán)境污染等問題日益突出，節(jié)能減排越發(fā)引起人們的廣泛關注。鋁合金具有質輕、比強度高、成本低等優(yōu)點，是結構輕量化的主要結構材料；但單一鋁合金有時候不能滿足強度要求，鋁合金/鋼(鋁/鋼)復合結構能夠充分發(fā)揮兩種材料的性能優(yōu)勢，在降低重量的同時保證材料有足夠高的強度等性能，在航天、石油石化、冶金、汽車等工業(yè)領域具有廣泛應用前景[1]，如航天大推力液體發(fā)動機鋁/鋼異種金屬輸送管路[2]、油氣資源勘探開發(fā)用鋁/鋼異種金屬輕量化復合鉆桿[3]及LNG汽化器中鋁/鋼過渡管道接頭等，均為典型的鋁/鋼異種金屬管式焊接結構，而這些鋁/鋼復合結構的應用與開發(fā)都面臨著鋁/鋼異種金屬高強度、高可靠性焊接技術瓶頸。

鋁/鋼異種金屬焊接是制備鋁/鋼復合結構的關鍵加工制造工藝，常規(guī)的鉚接、螺栓連接等機械連接方法雖然可以實現鋁/鋼的連接，但存在氣密性差、減重效果差等缺點，因此難以滿足航空航天等行業(yè)對鋁/鋼復合結構的要求，需要合適的焊接工藝實現鋁/鋼異種金屬高強度、可靠連接。

1 鋁/鋼異種金屬焊接性分析

圖1為Fe-Al二元合金相圖[4]。表1為常溫下鋁與鐵的物理性能參數對比[5]。從相圖和表中數據對比，可以發(fā)現鋁與鐵的物理性能差異較大，使得了鋁/鋼異種金屬熔化焊接性很差：①鋁的熔點和密度比鋼低，這導致鋁先比鋼熔化，當鋼熔化時，液態(tài)鋁浮在鋼表面，結晶后焊縫成分不均勻，難以獲得高質量的接頭；而且在焊接過程中，鋁易氧化形成Al3O2薄膜，使液態(tài)鋁在鋼表面的潤濕能力降低，產生夾渣等缺陷，降低接頭質量；②鋁的熱導率、線膨脹系數、彈性模量分別約為鐵的3倍、2倍和0.33倍，相差較大，會使接頭嚴重變形，并在內部產生較大的殘余應力，易產生裂紋；③鋁和鐵在室溫下幾乎不互溶，因此在焊接時2種材料在界面容易產生Fe3Al，FeAl，FeAl2和Fe2Al5等脆硬的金屬間化合物(Intermetallic compounds,IMCs)，使接頭的塑韌性降低。

圖1 Fe-Al二元相圖

表1 常溫下鋁與鐵的物理性能參數對比

因此，鋁/鋼采用傳統的熔化焊接時會產生大量脆硬的金屬間化合物，難以獲得優(yōu)質的接頭，但因鋁/鋼復合結構能夠滿足某些特定的使用要求，有著廣泛的應用前景，引起了國內外研究者的廣泛關注。

摩擦焊作為一種固態(tài)連接工藝，熱輸入低，在異種材料連接方面有著其它焊接工藝難以取代的優(yōu)勢。近些年來，國內外學者針對鋁/鋼摩擦焊展開了較多的研究。

2 鋁/鋼異種金屬旋轉摩擦焊接研究現狀

摩擦焊是一種利用工件接觸摩擦產生的摩擦熱和塑性變形能作為焊接熱源實現材料連接的固相連接技術，具有優(yōu)質、高效、節(jié)能、無污染等優(yōu)點。摩擦焊接過程中母材保持固態(tài)，能夠有效控制界面處金屬間化合物形成和生長；同時還能夠降低焊接應力，減小裂紋產生的傾向，是實現鋁/鋼高質量連接的有效方法。

旋轉摩擦焊是兩個回轉體在相對旋轉運動過程中在摩擦壓力的作用下，依靠兩個工件摩擦產生的熱及材料塑性變形能，使界面附近材料溫度升高達到塑性狀態(tài)，并在摩擦壓力作用下被擠出形成飛邊，通過界面元素的擴散及再結晶等冶金反應形成接頭的焊接工藝方法，主要分為連續(xù)驅動摩擦焊和慣性摩擦焊。

2.1 連續(xù)驅動摩擦焊

連續(xù)驅動摩擦焊是旋轉端工件在電動機的直接帶動作用下旋轉，其特點是焊接過程中旋轉速度保持恒定，其焊接過程示意圖，如圖2所示[6]。

國內外很多研究人員開展了鋁/鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭組織性能的研究。Torun[7]研究發(fā)現，在保持摩擦壓力、頂鍛壓力和頂鍛時間不變的情況下，7075鋁合金/316L不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭抗剪強度隨摩擦時間的增加而顯著提高，如圖3所示。

圖2 連續(xù)驅動摩擦焊過程

圖3 接頭和母材的抗剪強度

Deepak等人[8]及Paventhan等人[9]分別采用響應面分析法研究了鋁/鋼連續(xù)驅動摩擦焊接工藝參數對接頭性能的影響。認為摩擦壓力是影響接頭拉伸性能的主要因素，接頭抗拉強度會隨著摩擦時間和頂鍛壓力的增加呈現出先增加后降低的趨勢，隨著摩擦壓力和頂鍛時間的增加呈現出先降低后增加的趨勢，6082-T6鋁合金/AISI304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭最大抗拉強度可達213 MPa。Sahin等人[10]研究認為，摩擦壓力和摩擦時間的比值比頂端壓力和頂鍛時間的比值對接頭抗拉強度的影響更大。然而，對于鋁合金/碳鋼異種金屬連續(xù)驅動摩擦焊接，Khalfallah等人發(fā)現頂鍛壓力和時間對接頭抗拉強度的影響大于摩擦壓力和時間，旋轉速度對接頭強度影響較小，圖4為拉伸斷裂后試樣[6]。

Kimura等人[11-13]開展了大量的鋁/鋼連續(xù)驅動摩擦焊接試驗，在優(yōu)化的焊接工藝參數下可獲得強度與鋁合金母材相當的A6063鋁合金/304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭，圖5為接頭形貌及焊接過程中摩擦扭矩演變[11]。純鋁/AISI304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦頭強度約為鋁母材的80%，而純鋁/低碳鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭強度可達純鋁母材的93%，拉伸試驗時斷在靠近界面的鋁合金一側的軟化區(qū)，圖6是拉伸試驗后的接頭形貌[13]，提高頂鍛壓力后，鋁合金軟化區(qū)變窄，拉伸試驗斷在遠離軟化區(qū)的純鋁側，認為由于包辛格效應(Bauschinger effect)，獲得的接頭無法達到母材強度的100%。

圖4 拉伸斷裂后試樣

圖5 接頭形貌及焊接過程中摩擦扭矩演變

圖6 拉伸試驗后的接頭形貌

Vyas等人[14]同樣研究了AA6063鋁合金和304L不銹鋼異種金屬管連續(xù)驅動摩擦焊，對試樣進行了射線照相法測試、液體滲透檢驗、熱沖擊試驗和氦泄漏試驗，試驗結果表明獲得的接頭性能良好，熱沖擊試驗后，試樣的真空效果改善。

對于鋁/鋼焊接來說，其核心和重點是通過對焊接過程組織調控來獲得良好的性能。Kimura等人[15]分析A6063鋁合金/SUS304不銹鋼管連續(xù)驅動摩擦焊接頭組織，如圖7所示[15]，當摩擦時間t1=0.4 s時，雖然界面發(fā)生擴散，但線掃結果在界面并未形成一個平臺，認為并沒有形成IMCs層，而在摩擦時間t1=1.6 s界面發(fā)現25 nm厚的IMCs層。

圖7 不同摩擦時間時接頭界面TEM圖和EDS結果

Fukumoto等人[16-17]通過TEM觀察5052鋁合金/304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接接頭，發(fā)現界面存在非晶層以及非晶/晶體堆疊層，如圖8所示[18]，認為非晶層是在高溫下機械合金化和固態(tài)反應生成的，非晶層為金屬間化合物生成前的中間相；當界面不存在未結合區(qū)域，以及生成薄的IMCs層時，可獲得優(yōu)質的5052鋁合金/304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接接頭。Fukumoto等人[18]還研究了1050鋁合金在連續(xù)驅動摩擦焊過程中的動態(tài)再結晶現象，認為隨著摩擦時間的增加近界面鋁合金晶粒尺寸增大、硬度降低，同時因為界面邊緣溫高于界面中心區(qū)域，界面邊緣的晶粒尺寸大于界面中心區(qū)域。

圖8 不銹鋼和反應層之間的堆疊層

與Fukumoto觀點相似，Shubhavardhan等人[19]認為頂鍛時間較短時會在AA6082鋁合金和AISI304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭界面中心產生一個未結合區(qū)域，IMCs層隨著頂鍛時間的增加而變厚，超過一定厚度后會對接頭造成不利影響。同樣，Koushik等人[20]獲得的H30鋁合金/BS970碳鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭在界面中心區(qū)域強度低，元素擴散不充足，未實現冶金結合，強度約為177.8 MPa。

大部分學者認為界面生成較薄的IMCs層時，可以獲得優(yōu)質的接頭。Yilba等人[21]認為接頭界面存在0.1～1 μm厚的IMCs層時，可以獲得優(yōu)質的接頭，當厚度超過這個值時，IMCs層在界面分布不均勻，在1/2半徑區(qū)域比較厚，在中心和邊緣區(qū)域較薄。Herbst等人[22]研究了焊后熱處理對AW6082鋁合金/20MnCr5鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭的影響，500 ℃保溫50 min，60 min的接頭強度比焊態(tài)接頭的強度提高了20%，圖9為不同熱處理狀態(tài)下的接頭強度[22]。IMCs層隨著保溫時間的增加逐漸變厚，當IMCs層厚度低于2 μm時，可獲得達到母材強度80%的接頭。

圖9 不同熱處理狀態(tài)和焊態(tài)接頭的抗拉強度的平均值

馮健等人[23]通過對連續(xù)驅動摩擦焊得到的7A04鋁合金/304不銹鋼接頭進行焊后熱處理，發(fā)現400 ℃×3 h退火后，接頭抗拉強度從114 MPa提升到175 MPa，由脆性解理斷裂變?yōu)轫g性加脆性混合型斷裂。退火處理后Al，Fe元素擴散更顯著，Mg等元素擴散距離也有所增加，擴散層厚度由2.5 μm增長到2.8 μm左右，界面的IMCs層由AlFe相變?yōu)锳lFe和Al6Fe相。Wei等人[24]采用連續(xù)驅動摩擦焊實現了純鋁/純鐵焊接，當摩擦壓力為20 MPa時，界面無IMCs層，隨著摩擦壓力增大，界面逐漸出現不連續(xù)且不均勻的IMCs層，如圖10所示[24]。

圖10 不同摩擦壓力下鋁/鐵焊接區(qū)域冶金反應層的微觀組織

一些學者還研究了焊前工件表面狀態(tài)及形狀對接頭性能的影響。Rutherford等人[28]展開了6061-T6鋁合金/C45碳鋼慣性摩擦焊接研究，認為鋼側表面比較粗糙時可以顯著提高接頭強度。Ashfaq等人[29]研究了不同鋼側端面形狀(外錐形、內錐形、平齊)對鋁/鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭的影響，端面形狀如示意圖11所示[29]，外錐角度15°時獲得的接頭強度最高，優(yōu)于平齊端面，此角度下的端面既能夠產生足夠的熱量也能為雜質、IMCs隨著鋁的流動擠出提供合適的路徑，但外錐角度過大時，獲得的接頭強度低于平齊端面。Wan等人[30]研究了鋼側端面坡口對AA6061鋁合金和AISI316L鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭組織性能性能的影響，與鋼側不開坡口相比，在鋼側開15°坡口，界面IMCs層厚度從1 μm降低到0.3 μm，接頭抗拉強度提高到166.32 MPa，斷后伸長率提高到9.47 %，分別提高了16.15 %和745.5%，如圖12所示[30]。

圖11 不銹鋼棒形狀示意圖

圖12 試樣的抗拉強度和斷口伸長率

Irawan等人[31]研究了鋼側傾角和頂鍛壓力對A6061鋁合金/S15C鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭性能的影響，發(fā)現鋼側開傾角可以提高接頭的性能，當傾角為30°時，獲得接頭的強度最大。頂鍛壓力的增加同樣可以增加接頭的強度。Ambroziak等人[32]研究了鋼側不同端面形狀對AlMg3鋁合金/X10CrNiTi189奧氏體不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭的影響，端面形狀如圖13所示[32]，認為端面形狀的改變并不能消除界面IMCs，圓錐形狀端面可以在一定程度上改善接頭的彎曲性能。

圖13 AlMg3鋁合金/X10CrNiTi189不銹鋼接頭形狀示意圖

部分學者還嘗試添加中間層金屬改善接頭的性能，Ambroziak等人[32]采用鎳作為中間層金屬，使AN40鋁合金/42CrMo4鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭的抗拉強度從100 MPa提高到211～235 MPa。Reddy等人[33]通過添加中間層作為擴散壁壘來限制脆硬的Fe2Al5相的生成，發(fā)現添加Cu和Ni中間層時，會生成脆硬的CuAl2和NiAl3相，添加Ag作為中間層時能有效避免脆硬相的生成，此時彎曲角可達100°，圖14為接頭界面中間區(qū)域顯微結構圖[33]。

圖14 接頭界面中間區(qū)域顯微結構

Meshram等人[34]認為6061鋁合金中存在的Mg會促進AA6061鋁合金/AISI4340鋼連續(xù)驅動摩擦焊時Fe2Al5金屬間化合物的生成，通過在AISI4340鋼電鍍20 μm厚的Ag中間層，在界面生成Ag3Fe2，Ag2Al和Ag3Al等具有一定韌性的Al-Ag基金屬間化合物代替脆硬的Fe-Al基金屬間化合物，有效改善了接頭的強度和韌性。Kannan等人[35]還發(fā)現添加銀中間層可以有效減小6061-T6鋁合金/AISI 304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊中鋁側軟化區(qū)厚度。

由于A7075鋁合金/低碳鋼的連續(xù)驅動摩擦焊接形成的A7075鋁合金飛邊開裂現象嚴重，同樣參數下的部分接頭飛邊的裂紋會裂到接頭界面，對接頭強度造成不利影響，Kimura等人[36]采用純鋁作為中間金屬有效解決了A7075鋁合金飛邊開裂問題。接頭強度可達低碳鋼母材的71%，在界面未發(fā)現任何未焊接區(qū)域或者IMCs層，如圖15所示[36]。

圖15 A7075鋁合金/低碳鋼接頭形貌

Dong等人[37]研究了AA5052鋁合金/304不銹鋼連續(xù)驅動摩擦焊接頭徑向方向的不均勻性，不同直徑的拉伸試樣如圖16所示[37]，發(fā)現隨著拉伸試樣半徑的減少，抗拉強度呈現出先降低后增加的趨勢，在R/4半徑區(qū)域的接頭強度可達鋁合金母材的99.51%。

圖16 不同直徑的失效接頭

從國內外研究來看，目前主要采用優(yōu)化焊接工藝參數來調控IMCs生成及其數量和分布。

2.2 慣性摩擦焊接

慣性摩擦焊是由電動機帶動飛輪和工件轉動，飛輪達到預設轉速后，飛輪與電動機脫離的同時進給端的工件在軸向摩擦壓力作用下運動，工件接觸摩擦產熱，飛輪減速，將儲存在飛輪中的動能轉變?yōu)闊崮埽Σ翢崾菇缑嫜杆偕郎剡_到塑性狀態(tài)，在軸向摩擦力作用下材料被擠出形成飛邊，實現材料連接的工藝，其焊接過程如示意圖17所示[38]，具有熱輸入集中、能量控制準確等優(yōu)點，可以較好地控制鋁/鋼界面上脆硬Fe-Al IMCs 層厚度。

圖17 鋁/鋼慣性摩擦焊接過程示意圖

目前關于鋁/鋼慣性摩擦焊接的研究相對較少，首都航天機械公司[39-40]先后開展了LF6鋁合金/1Cr18Ni9Ti不銹鋼和2219鋁合金/304不銹鋼慣性摩擦焊工藝研究，獲得接頭強度分別達210 MPa和235～300 MPa，其中前者斷在鋁合金側，后者斷在鋁/鋼面或鋁合金側，表明獲得接頭力學性能良好。在靠近界面鋁合金側發(fā)現了細晶區(qū)和拉長晶區(qū)，認為在細晶區(qū)發(fā)生回復再結晶，鋁合金高導熱率導致鋁合金側冷卻速度大，細化晶粒來不及長大形成細晶區(qū)，在摩擦界面發(fā)現Fe，Al元素擴散的過渡層。

馬肖飛等人[41]在初始轉速n=1 100 r/min和摩擦壓力Pf=180 MPa的工藝參數下獲得6061鋁合金/304不銹鋼慣性摩擦焊接頭強度可達323 MPa，約為鋁合金母材強度的94%。Taban等人[42]采用慣性摩擦焊實現了6061-T6鋁合金/AISI1018不銹鋼的連接，獲得接頭強度可達250 MPa，斷裂在靠近接頭的鋁側塑性變形區(qū)，界面發(fā)現平均厚度250 nm的IMCs層，主要由FeAl和Fe2Al5相組成，認為FeAl相的生成是工件緊密接觸、鋁側大變形促進原子擴散克服活化能壘，圖18為接頭界面SEM及EDS分析[42]。

圖18 鋁/鋼慣性擦焊接頭界面SEM及EDS分析

Taban等人[43]還通過Gleeble3800熱模擬試驗機模擬6061-T6鋁合金/AISI 1018鋼摩擦焊接過程，分別在400 ℃，450 ℃和500 ℃保溫1 s，2 s，5 s和10 s，只有在500 ℃保溫5 s和10 s的試樣在界面發(fā)現IMCs層的形成。發(fā)現焊態(tài)接頭界面IMCs層厚度約250 nm，主要由富Fe的FeAl和富Al的Fe2Al5組成；而熱機械條件下接頭界面IMCs層約為350 nm，除了FeAl和Fe2Al5相外，還發(fā)現了FeAl3和FeAl6相。

3 鋁/鋼旋轉摩擦焊接存在的主要科學問題

目前國內外對于鋁/鋼旋轉摩擦焊展開了廣泛的研究，獲得的接頭力學性能表現良好。但由于旋轉摩擦焊接過程特點和鋁/鋼的熱物性差異兩方面造成了鋁/鋼異種金屬旋轉摩擦焊接頭界面IMCs生成不充分、厚度不均勻的問題。旋轉摩擦焊過程時間短以及界面的高速旋轉不利于Fe，Al元素的擴散；徑向上不同位置產熱不均勻以及飛邊的擠出導致界面不同位置IMCs分布不均勻；鋁/鋼界面檢測的溫度低于500 ℃，未達到Fe-Al發(fā)生冶金反應生成IMCs的溫度條件。雖然旋轉摩擦焊過程中不利于IMCs生成，但確實在界面上檢測到了IMCs的生成，為了保證形成以Fe-Al IMCs為標志的可靠冶金結合及低成本高效開發(fā)鋁/鋼旋轉摩擦焊接工藝，亟待解決以下科學問題：

(1)與其他的熔焊、釬焊過程不同，旋轉摩擦焊是通過摩擦運動將機械能轉化為熱能和塑性變形能，摩擦界面附近發(fā)生溫度場、應力應變場等熱力耦合場的演變。因此，旋轉摩擦焊接過程中熱力耦合場為IMCs的生成提供的熱力學物理環(huán)境復雜，鋁/鋼旋轉摩擦焊過程中IMCs生成的熱力學條件需要進一步研究明確。

(2)在旋轉摩擦焊接時間短、溫度低、界面高速相對運動等不利條件下，鋁/鋼旋轉摩擦焊接過程中界面上依舊生成Fe-Al IMCs，摩擦界面及其附近劇烈的塑性流變是對IMCs生成的影響規(guī)律和機制也需要進一步的研究。

(3)為了獲得高強度可靠的鋁/鋼旋轉摩擦焊接頭，需要開發(fā)相應措施工藝促進鋁/鋼摩擦界面上形成以Fe-Al IMCs為標志的冶金結合，并使IMCs層厚度均勻化。

由于以上科學問題沒有解決，導致鋁/鋼摩擦界面形成高強可靠冶金結合的技術瓶頸無法有效突破，在鋁/鋼異種金屬旋轉摩擦焊接工藝開發(fā)過程中缺乏有效的理論指導，只能依靠試錯的方法來一步一步改進工藝；另外，為了提高焊件合格率，采用厚壁管件焊接然后再加工成所需要的薄壁件，從而造成了成品合格率低、依靠數量來保證成品、材料浪費嚴重、生產效率低等突出問題。因而迫切需要對鋁/鋼旋轉摩擦焊接熱力耦合機制及其作用下IMCs生成機理與調控等核心科學問題進行了深入系統地研究，發(fā)展和完善鋁/鋼異種金屬旋轉摩擦焊接理論體系，從理論上對鋁/鋼異種金屬旋轉摩擦焊接技術開發(fā)形成有力支撐和指導。

4 結束語

從國內外研究來看，目前主要采用優(yōu)化焊接工藝參數來調控IMCs生成及其數量和分布。對于鋁/鋼異種金屬旋轉摩擦焊接來說，研究揭示摩擦界面IMCs生成機理、相的組成、形態(tài)、分布等冶金行為，對鋁/鋼旋轉摩擦焊接頭組織性能調控具有重要意義，也是鋁/鋼異種金屬復合焊接結構性能保證的理論基礎。