轉速對6061鋁合金/純銅異種金屬攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響

秦佳琛 張大童 譚錦紅

摘要：采用攪拌摩擦焊技術對4 mm厚6061-T6鋁合金和純銅進行連接，研究轉速對鋁銅異種金屬接頭組織與力學性能的影響。結果表明，當焊接速度為30 mm/min、攪拌頭轉速在1 200～1 800 r/min的范圍內，可以獲得表面成形良好、無缺陷的鋁銅異種金屬接頭。大量破碎的銅被攪入焊核區，形成了組織結構復雜的區域。通過EDS和XRD分析，在焊核區內發現了Al2Cu、Al4Cu9和AlCu金屬間化合物。在界面處，鋁和銅發生相互擴散形成金屬間化合物層，隨著轉速的提高，化合物層逐漸變厚。由于晶粒細化、固溶強化作用以及金屬間化合物的生成，異種接頭的焊核區平均顯微硬度值高于鋁銅兩側平均硬度，并且在焊核區出現硬度峰值點。隨著轉速的增加，接頭抗拉強度呈現先增大后減小的趨勢，所得最優接頭抗拉強度為183 MPa，達到銅母材的71.8%，斷裂位置位于鋁側熱影響區，斷裂方式為韌性斷裂。

關鍵詞：6061鋁合金;純銅;攪拌摩擦焊;微觀組織;力學性能

0? ? 前言

在現代工程應用中，異種材料復合結構不僅可以減輕結構件的質量，降低生產成本，還能充分發揮不同材料的性能優勢。鋁合金和銅都具有優異的導電性和導熱性，但銅密度大、價格昂貴，而鋁合金不僅價格相對低廉，而且具有比強度高、可再生性好等優點。如果在一定條件下通過焊接技術形成Al-Cu復合結構，既能減輕結構件自重、降低成本，又能滿足工業應用的需求[1-2]。攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，FSW）作為一種固相連接技術，具有焊接溫度低、殘余應力小、接頭質量高等優點[3-4]，可進行鋁鎂、鋁銅等異種材料的焊接[5-6]。

攪拌摩擦焊過程中的熱量輸入對材料的無缺陷連接起著重要作用。Tan[7]等人研究了不同焊接速度對5A02鋁合金和純銅攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響，在轉速1 100 r/min，焊接速度20 mm/min，攪拌針相對焊縫中心線偏向鋁側0.2 mm、前進側為鋁板的條件下，獲得了成形良好、無缺陷的異種金屬接頭;而在較高焊接速度40 mm/min條件下出現了空洞缺陷。Xue[8]等人研究了焊接工藝參數對1060鋁合金和純銅攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響，發現在較低轉速下，焊核區中形成了許多缺陷，未獲得成形良好的焊縫;而在較高的轉速下，銅片和鋁基體之間實現了良好的冶金結合，并且在界面處形成了薄且均勻的金屬間化合物層。

研究表明[9-10]，當熱輸入不足以使鋁銅異種接頭產生充分的塑性變形時，就會導致材料填充不足，接頭內部出現空洞、溝槽等缺陷，而過高的熱輸入容易在接頭內部形成脆性金屬間化合物，影響接頭性能。文中研究了轉速對6061鋁合金和純銅攪拌摩擦焊接頭組織與性能的影響，分析了不同轉速條件下接頭的微觀結構及其形成機理，同時對異種接頭內部的金屬間化合物進行分析，探討微觀組織對力學性能的影響。

1 試驗材料與方法

采用6061-T6鋁合金和工業純銅（T2）作為研究對象，尺寸為300 mm×100 mm×4 mm，其化學成分分別如表1、表2所示。攪拌頭軸肩直徑12 mm，攪拌針根部直徑6 mm，頂部直徑4 mm，長度3.85 mm。固定焊接速度為30 mm/min，選擇轉速分別為1 200 r/min、1 500 r/min和1 800 r/min。試驗在KR 1000 titan KUKA機器人上進行，焊接前對試件進行打磨處理，去除表面氧化膜，用酒精清理試件表面除去油污。焊接過程中鋁合金和純銅分別置于焊縫的前進側和后退側，攪拌頭偏向鋁合金側1 mm且與焊接方向呈2.5°傾角。焊接示意見圖1。

焊后沿垂直焊縫方向線切割切取金相試樣和拉伸試樣。金相試樣經過打磨、拋光、清洗之后，使用LEICA光學顯微鏡觀察鋁銅異種接頭橫截面宏觀形貌，在NOVA NANOSEM 430場發射掃描電子顯微鏡下對接頭微觀形貌及鋁銅界面進行觀察和能譜分析。使用HVS-1000型顯微硬度計測試鋁銅接頭顯微硬度，加載載荷100 g，保荷時間10 s。

在SANS CMT5150型微機控制電子式萬能材料實驗機上進行拉伸試驗，以結果的平均值作為拉伸性能評價標準。拉伸后用光學顯微鏡觀察拉伸試樣斷裂位置，并用掃描電子顯微鏡進行斷口形貌觀察。

2 試驗結果與討論

2.1 組織形貌

2.1.1 宏觀形貌

鋁銅異種接頭在不同轉速下的焊縫表面成形如圖2所示。鋁銅異種接頭未出現空洞、溝槽等缺陷，且隨著轉速的升高，焊縫表面越來越平整光滑。

不同轉速下接頭橫截面宏觀形貌如圖3所示。在攪拌針強烈的攪拌作用下，銅發生破碎從母材剝落進入焊核區。在較低轉速（1 200 r/min）下，如圖3a所示，焊核區上方可觀察到還未完全剝離母材的塊狀銅，進入到焊核區內的銅主要集中在近銅側。在中等轉速（1 500 r/min）下，如圖3b所示，焊核區上方近銅側和近鋁側都觀察到塊狀銅存在。鋁銅界面成形情況與焊核區近鋁側相比，呈現不規則狀態。在較高轉速（1 800 r/min）下，如圖3c所示，明顯觀察到不同于母材的白亮色區域，在高轉速條件下大量的銅被攪入焊核區，鋁和銅在充足的熱輸入和機械攪拌作用下發生反應并伴有原子擴散過程，生成了鋁銅金屬間化合物[11]。

2.1.2 微觀形貌

在不同轉速下鋁銅異種接頭的微觀組織形貌如圖4所示。在1 200 r/min條件下，鋁銅界面附近觀察到大塊銅剝落進入焊核區，如圖4a所示。在焊核區中部，銅在攪拌針的機械作用下變成長條狀和鋁發生混合，形成鋁銅混合的條帶狀組織，如圖4b所示。圖4c是圖4a中方框區域的放大圖，可以觀察到在鋁銅界面附近形成了層狀結構，選取P1、P2兩點進行EDS物相分析，結果如表3所示。

在1 500 r/min條件下，鋁銅界面處觀察到銅破碎成細小的銅顆粒彌散分布在焊核區內并與鋁均勻混合形成絮狀組織，如圖4d所示。在近鋁側也觀察到大小不一的銅顆粒，如圖4e所示。在圖4f中同樣觀察到鋁銅界面處形成了層狀結構，選取一點P3進行EDS物相分析。根據P1～P3點的分析結果（見表3），在界面處形成的層狀結構中由于銅和鋁相互接觸并在界面處發生原子擴散過程，生成了金屬間化合物。Xue[8]等人同樣在界面處觀察到了這種層狀結構，并且當界面附近存在較大的銅顆粒時，該層狀結構會更加明顯。

當轉速提高到1 800 r/min，在焊核區兩側均觀察到由鋁和不同形態的銅組成的河流狀區域，如圖4g、4h所示，選取P4、P5兩點進行EDS物相分析。同時在兩側觀察到有微裂紋產生，這是因為高轉速產生的高熱量為金屬間化合物的形成提供了更加有利的條件，在此處形成了較厚的化合物層，而脆性的金屬間化合物在焊后冷卻過程中很容易作為裂紋源產生應力集中，從而使裂紋發生擴展[12]。圖4i為近鋁側河流狀組織的放大圖，鋁和銅表現出不同的混合狀態，選取P6、P7、P8三點進行EDS物相分析。點P4～P8的測試結果證實了之前的分析（見表3），高轉速條件下在焊核區兩側形成了較厚的金屬間化合物層，其成分有可能包括Al2Cu （θ）、Al4Cu9（γ）和AlCu （η）相。

2.2 XRD及界面EDS分析

鋁銅異種接頭焊核區部分的XRD測試結果如圖5所示。結果表明，接頭除了存在Al和Cu之外，還生成了Al2Cu、Al4Cu9和AlCu金屬間化合物，這與之前EDS掃描分析結果一致。Tan[7]等人詳細闡明了焊接過程中Al和Cu發生一系列變化的過程，在攪拌針的高速旋轉下焊縫處溫度迅速上升，在摩擦熱和塑性變形的共同作用下，鋁和銅原子被激活發生相互擴散，較小的銅顆粒分散在鋁基體中，和鋁發生混合，一些大的銅碎片隨后與鋁基體反應，形成層狀結構[13]。Ouyang[14]等人研究發現，焊縫中的機械混合區域主要由幾種金屬間化合物以及少量的α-Al和面心立方Cu基固溶體組成。變形的銅薄片分布在焊核區底部，通過機械作用與鋁結合，在焊縫底部形成了Al4Cu9和變形的Cu基固溶體的混合區域，該區域表現出河流狀結構或層狀結構，這與圖4g～4i觀察到的微觀結構相吻合。

不同轉速下鋁銅界面處的微觀形貌如圖6所示。經過EDS線掃描分析發現，在不同轉速條件下界面處均形成了金屬間化合物層，隨著轉速的提高，化合物層的厚度逐漸變厚，這與Zhang[15]等人的研究結果一致。出現此現象的原因可能是隨著轉速的提高，熱輸入變大，同時攪拌針的機械作用加劇，為Al和Cu原子在界面的遷移擴散過程提供了更有利的條件。

2.3 力學性能

2.3.1 顯微硬度

接頭橫截面顯微硬度分布如圖7所示。可以看出，不同轉速條件下的硬度峰值均出現在焊核區，并且隨著轉速的增大硬度峰值也逐漸變高。焊核區平均硬度高于鋁銅兩側的平均硬度有兩種原因：一方面焊核區發生動態再結晶過程，晶粒細化導致硬度升高;另一方面在焊核區生成的固溶體或金屬間化合物成為接頭的硬度峰值點[16-17]。鋁銅兩側的熱影響區出現軟化現象，并且隨著轉速的提高，軟化區面積越來越大。這是因為當接頭受到焊接熱循環作用，熱影響區的晶粒發生粗化，顯微硬度值降低。

2.3.2 拉伸性能及斷口形貌

鋁銅母材及不同轉速下的接頭拉伸性能見表4。當轉速為1 500 r/min時，接頭抗拉強度達到最大值183 MPa，為銅母材的71.8%。轉速為1 200 r/min、1 800 r/min時，接頭抗拉強度為151 MPa、173 MPa，分別達到銅母材的59.2%和67.8%。斷后伸長率的變化與抗拉強度的變化規律一致，呈現先增大后減小的趨勢，在轉速為1 500 r/min時達到5.5%。

拉伸試樣斷裂后的接頭橫截面宏觀形貌如圖8所示。由圖8a可知，在1 200 r/min條件下，接頭在焊核區近銅側發生斷裂。轉速增加到1 500 r/min，鋁和銅形成結合良好的界面以及組織分布均勻的焊核區，接頭在出現軟化的鋁側熱影響區發生斷裂。當轉速達到1 800 r/min，斷裂位置出現在鋁銅界面處以及焊核區頂部，界面處形成了較厚的脆性金屬間化合物層，降低了接頭性能[18]。由于在界面處有微裂紋生成（見圖4g），在拉伸過程中很容易作為裂紋源使裂紋發生擴展，從而在此處發生斷裂。

不同轉速下接頭的斷口形貌如圖9所示。在1 200 r/min條件下斷口表面較平整，觀察到明顯的舌狀花樣，如圖9a所示，是典型的脆性斷裂特征。在1 500 r/min條件下，接頭斷裂發生在Al側熱影響區，斷裂面觀察到大量韌窩，如圖9b所示，斷裂形式為韌性斷裂。當轉速增加到1 800 r/min，在斷裂面除了觀察到有平臺之外，還有一些大小不一的凹坑存在，如圖9c所示。放大圖中區域觀察，在凹坑底部發現了破碎的Cu顆粒，表明在此處也發生了撕裂過程，在一定程度上提高了接頭的拉伸性能[19]，接頭斷裂形式為韌-脆混合斷裂。

3 結論

（1）在攪拌針偏置鋁側的條件下實現了6061鋁合金和純銅的異種金屬攪拌摩擦焊接，獲得了表面成形良好的異種金屬接頭。隨著轉速的提高，表面光潔度增加。

（2）大量破碎的銅被攪入焊核區導致焊核區內組織結構復雜。在焊核區及鋁銅界面處檢測到金屬間化合物的生成，主要包括Al2Cu、Al4Cu9和AlCu。隨著轉速的提高，界面處化合物層厚度變大。

（3）接頭顯微硬度分布不均勻，由于晶粒細化、固溶強化作用以及金屬間化合物的生成，焊核區平均顯微硬度值高于鋁銅兩側，并在焊核區內出現硬度峰值點。

（4）在1 500 r/min條件下，接頭抗拉強度達到最大（183 MPa），為銅母材的71.8%，斷裂發生在鋁側熱影響區，斷裂方式為韌性斷裂。

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