熱電耦合對鋁/鋼連續驅動摩擦焊接頭組織的影響機理

張昌青，王樹文，羅德春，師文辰，劉 曉，崔國勝，陳波陽，辛 舟，芮執元

(1 蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，蘭州 730050；2 蘭州理工大學 材料科學與工程學院，蘭州 730050；3 蘭州理工大學 機電工程學院，蘭州 730050)

鋁/鋼復合結構充分發揮了鋁及鋁合金輕量化特征和高強鋼在強度、成本方面的優勢[1-2]，因此在汽車、海洋、航空航天以及化工等眾多領域得到應用。然而，由于鋁/鋼異質材料的熱物理屬性相差極大，鐵在鋁中的固溶度極低，使得鋁/鋼異質材料的可靠性焊接非常困難。與熔化焊與釬焊相比，連續驅動摩擦焊(continuous drive friction welding, CDFW)作為一種固相連接過程，在一定程度上能夠避免某些熔化焊、釬焊中難以防止的焊接缺陷與問題，是實現回轉體與類回轉體結構的不兼容材料組合焊接的最佳連接方法[3]。

隨著鋁/鋼異種金屬接頭的大量應用，復合構件不僅起到機械連接的作用，服役時往往還遭受高溫疲勞和電流載荷的作用，即復合結構承受強度更高的熱電耦合多場作用。例如由CDFW連接的新型鋁電解槽陽極導電裝置[4]，往往需要在350 ℃以上高溫、8000 A電流以及機械振動的惡劣條件下工作，經常出現接頭開裂問題，影響生產。顧玉芬等[5]在研究鋁/鋼熔釬焊接頭時發現界面發生電偶腐蝕，腐蝕電位低的富鋅區金屬間化合物(intermetallic compounds,IMCs)Fe2Al2Zn0.5明顯變厚。同時Sravanthi等[6]發現焊縫中Fe-Al-Si金屬間化合物增大了接頭界面電偶腐蝕的效率。此外，當高密度電流通過復合結構界面時，界面發生原子的定向移動[7-8]，同時產生的焦耳熱[9]和外加熱載荷導致熱遷移，在電遷移和熱遷移的作用下出現空洞、界面金屬間化合物的極性生長[10]，焊接界面組織的不均勻性[11]導致界面組織的演變更加復雜，擴散系數、相應相的結構和組成確定電遷移效應的強度[12]。Wang等[13]通過對鋁/鐵復合板進行熱處理來分析IMCs對復合板界面結合的影響，認為拉伸斷裂主要發生在界面生成的Fe2Al5和FeAl3反應層，層中的缺陷是導致斷裂位置的主要因素。馮健等[14]對7A04鋁合金與304不銹鋼CDFW接頭進行了不同時間和溫度的熱處理，發現400 ℃/3 h退火處理后鋁合金近縫區發生回復與再結晶且硬度提升，界面擴散層厚度增加。

現階段，國內外學者已對鋁/鋼異質接頭微觀組織和力學性能方面開展了大量研究工作，但是針對鋁/鋼異質接頭經歷熱時效、電流載荷以及機械載荷下的基礎理論研究極少，目前只停留在電子行業中釬焊接頭互連焊點在熱電耦合作用下的可靠性研究。因此，以鋁/鋼摩擦焊的接頭為研究對象，開展相關研究具有非常重要的理論意義及實用價值。本工作通過對1060鋁/Q235低碳鋼CDFW接頭的熱電耦合實驗，獲得了不同時間下焊接界面組織和結構的演變行為，研究了熱電耦合作用對組織變化與結合強度的影響規律，并通過斷口觀察分析了界面不同位置的失效行為，為異質材料復合接頭性能的改進和壽命估算提供有力的支持。

1 實驗材料與方法

實驗材料選用1060工業純鋁棒材和Q235低碳鋼棒材，抗拉強度分別為81,390 MPa，焊接端面為平面，材料的主要化學成分如表1所示。1060純鋁尺寸為φ25 mm×150 mm，經熔鑄得到，未經過熱處理。Q235低碳鋼尺寸為φ40 mm×125 mm，為熱軋狀態的B級碳素結構鋼，含碳量0.18%(質量分數)，不經過熱處理，室溫組織形態為白色塊狀鐵素體+層片狀珠光體。

表1 母材的主要化學成分(質量分數/%)

實驗所用的焊機為機電液一體化的C320-5型摩擦焊機，焊接過程以時間基準控制。鋼棒為移動端，鋁棒為旋轉端，焊前對棒材端面進行拋光處理，并用丙酮清洗端面。焊接參數如表2所示，使用優化后的最佳參數，并采用大壓力、短時間的強規范來保證界面IMCs層不要過厚，同時采用具有更高的界面污物消除率和界面結合率的“先頂后剎”的制動方式[15]，即頂鍛超前剎車0.2 s施加。

表2 實驗用工藝參數

結合鋁導桿組的工程實際工況條件，將同一焊接工藝的焊后接頭開展靜載392 N+高溫時效(300 ℃)+電流腐蝕(直流60 A)的熱電耦合實驗。焊接得到6個試樣，1組2個共分3組，1個接頭進行拉伸實驗，另外1個制作金相試樣。一組不經過熱電耦合實驗，其他兩組分別進行30天與60天熱電耦合實驗，使用兩臺自制熱蠕變試驗機同時進行。熱電耦合實驗過程如圖1所示，控制熱蠕變試驗機平臺為恒溫，通過晶閘管恒流系統控制25 kW變壓器的能量輸出比例，然后經過橋電路進行整流，使輸出的交流電變換為穩定直流電。焊接接頭鋼端連接夾具懸掛在上側，鋁端連接夾具懸掛在下側，并通過砝碼施加下拉載荷，完整接頭懸掛在恒溫爐內，鋼端接電源正極，鋁端接電源負極。

圖1 熱電耦合實驗示意圖

采用AGS-X 300 kN電子萬能試驗機進行整體室溫拉伸，按照國家標準GB/T 2651—2008，拉伸速率為1 mm/min。采用線切割截取焊縫部分打磨并拋光，制作金相樣品，利用FEG450場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察接頭的金屬間化合物反應層及拉伸斷口形貌，采用X射線能譜儀(EDS)進行元素測量。

2 結果與分析

2.1 焊接接頭宏觀形貌

由于1060純鋁與Q235低碳鋼的性能相差較大，在焊接過程中鋼側基本不會發生宏觀塑性變形，飛邊全部由鋁材變形得到，呈圓弧狀形貌。飛邊連續均勻，由多層環形細條紋狀鋁母材凝固而成，塑性變形金屬頂端細膩光滑，顏色暗灰色，無裂紋翹皮缺陷，無明顯鐓粗現象，熱電耦合實驗30天與60天后均未發生自然斷裂現象，接頭宏觀形貌如圖2所示。

圖2 接頭宏觀形貌

2.2 微觀組織演變及作用機理研究

未經熱電耦合接頭、熱電耦合30天接頭與60天接頭界面IMCs沿徑向的分布及形貌如圖3所示。從圖3(a-1),(b-1),(c-1)可以看出，未經熱電耦合接頭界面徑向IMCs分布不均勻，中心區域基本無IMCs產生，1/2R～2/3R區域存在連續分布的IMCs層。這是由于CDFW具有繞軸旋轉的固有特點，摩擦扭矩沿界面半徑分布不同，導致摩擦產熱率差別很大。中心區域摩擦產熱少，冶金反應不充分；1/2R～2/3R區域產熱最高，界面溫度高，發生了充分的冶金反應，形成了較厚IMCs層。

圖3 未經熱電耦合(1)、熱電耦合30天(2)和熱電耦合60天(3)接頭界面不同位置的IMCs厚度及形貌

經過熱電耦合30天后，從圖3(a-2),(b-2),(c-2)可以看出，接頭IMCs層無任何明顯變化，與未經熱電耦合接頭分布特征保持一致，反應層依然致密連續，無任何微觀孔洞及裂紋等缺陷產生。但在界面中心區域發現有以顆粒狀由鋼側向鋁側彌散分布的IMCs生成，厚度約為0.3～0.5 μm，此現象說明30天熱電耦合過程中界面發生鋁、鐵元素的擴散，新的IMCs生成。Wang等[13]對鋁/鐵復合板進行熱處理時發現610 ℃是固態鋁與固態鐵產生IMCs的臨界溫度，因此在300 ℃下不足以促進IMCs形核，但熱電耦合溫度高于鋁的再結晶溫度，可以消除接頭殘余應力并發生回復與再結晶，使組織均勻化。當電流通過接頭時，電子與原子發生棟梁傳遞，金屬原子沿著電子運動方向定向移動而形成電遷移，焊接界面陰極、陽極兩側產生陰極效應，會加速陰極、陽極兩側IMCs的形成。但本實驗接頭的電流密度為12.2 A/cm2，與電遷移發生的臨界電流密度104A/cm2相差甚遠，理論上不可能發生電遷移。這可以由摩擦界面組織的不均勻性來解釋，鋁/鋼棒材界面粗糙度較大，焊接過程中更是發生了嚴重的機械混合和相互鑲嵌，因此焊接界面微觀形貌為母材與IMCs相互凹凸鑲嵌的榫卯結構，當界面凸點直徑和間距減小的情況下電流密度將接近或超過臨界值，進而發生凸點處的金屬原子定向遷移，最后隨機產生彌散分布的顆粒狀IMCs[16]。

第二個接頭熱電耦合30天后停止加熱通電，自然冷卻至室溫，24 h后再次放入恒溫爐里進行30天實驗。觀察圖3(a-3),(b-3),(c-3)中的IMCs層可以發現，焊縫界面形成腐蝕溝槽，反應層碎裂，IMCs層與鋼側完全裂開，鋼側基本無裂紋產生，鋁側形成大量裂紋和空洞缺陷，鋁側裂紋從IMCs層向鋁側內部延伸。這一現象說明在熱電耦合60天環境下，鋁/鋼焊接界面出現嚴重失效的情況，斷裂發生在IMCs層與鋼側的連接界面，界面不同區域開裂程度略有不同，中心裂紋較窄，1/2R～2/3R位置裂紋寬且深，這與界面IMCs分布不均勻有關，IMCs加快了腐蝕和裂紋擴展的速度。

對于熱電耦合60天接頭，焊后界面存在硬脆、塑性變形能力差的IMCs層，并且在高溫服役環境下，IMCs還會進一步增長并轉變，因此微裂紋很容易在此處萌生，隨著應力的積累而逐漸擴展。同時，實驗進行30天后冷卻到室溫保持24 h，再進行30天實驗后自然冷卻到室溫。在冷卻過程中，鋁、鋼、IMCs層的熱膨脹系數相差很大，導致應力產生，IMCs層塑性變形小，引起熱疲勞損傷并萌生疲勞微裂紋。鋁/鋼界面接觸形成置換型擴散偶，Al,Fe原子之間的擴散不斷進行，但Al,Fe原子擴散的速度不同，使得鋼側原子數增加，鋁側原子數減少并形成空位，隨著空位不斷向界面或位錯處聚集，空位濃度達到飽和，便在鋁側及IMCs層中形成了柯肯達爾空洞[17]。在熱的影響下，IMCs層中微裂紋擴展，柯肯達爾空洞造成應力集中，最終加速了裂紋擴展導致界面失效。

對比圖3中接頭IMCs層腐蝕和裂紋擴展的劇烈程度以及時間周期，可以發現，IMCs起到加速界面失效的效果。鋁/鋼接頭在熱電耦合作用下，界面發生腐蝕和斷裂等失效行為的速率隨著IMCs的增長而增加[18]，即v前30 d

熱電耦合60天接頭中心區域的IMCs層背散射圖片如圖4(a)所示，元素含量的變化通過背散射電子照片中顏色深淺來體現，由成分襯度可以看出焊縫處形成成分偏析。從圖4(b)中線掃描結果可以發現鋁原子在IMCs層處聚集，沿著裂紋枝間偏析。

圖4 熱電耦合60天接頭中心區域的IMCs層形貌 (a)背散射圖片；(b)線掃描

對于鋁/鋼異種材料復合接頭，兩種材料的電化學性質不同，因此當兩者接觸時由于電位差而形成了電偶腐蝕原電池，低電位的鋁作為陰極發生極化，靠近焊縫的鋁側界面發生腐蝕。而當存在較多IMCs時使得鋁陰極被加速腐蝕[6]，殘余應力增加了裂紋尖端的腐蝕效率[19]，最后經過微裂紋擴展和腐蝕形成溝槽。同時，當電流通過接頭焊接界面時，電子從鋁陰極向鋼陽極移動的過程中與金屬原子發生能量傳遞，最終在電遷移[20]的作用下，金屬原子向鋼陽極表面聚集形成成分偏析，而鋁陰極由于原子遷移出現空洞[21]。

2.3 斷裂失效機理研究

將耦合接頭進行整體拉伸實驗，結果如圖5所示，結果顯示：服役30天后接頭斷裂發生在鋁側的熱力影響區，焊合區發生了肉眼可見的拉伸變形，焊縫位置大量的鋁側母材被拉扯變形，說明它是優良工藝參數下的合格接頭，熱電耦合環境中服役30天后接頭焊接界面強度仍然大于母材。而服役60天后接頭在焊縫界面處斷裂，抗拉強度僅為62 MPa，性能嚴重下降。因此，鋁/鋼接頭在30天熱電耦合作用下未發生失效，接頭強度高于鋁母材，而熱電耦合60天后接頭拉伸性能下降，焊接界面失效。

圖5 拉伸斷口宏觀形貌

觀察熱電耦合60天接頭拉伸斷口形貌，如圖6所示?？梢钥闯?，斷口表面2/3R～R位置為輕微凸起的銀白色圓環、大量平行于半徑的母材撕扯劃痕和橢圓形韌窩；而0～2/3R區域為淺灰色，多為解理臺階，為脆性斷裂形貌。

圖6 熱電耦合60天接頭拉伸斷口形貌

為了闡明熱電耦合后焊接界面斷裂機理，對鋁側斷口形貌進行觀察和分析，圖7(a)為鋁側徑向(0～R)斷裂表面宏觀形貌，圖7(b)～(e)分別是圖7(a)中b,c,d,e的虛線矩形區域的放大圖，整體斷口面富集有大量條狀和塊狀且疏松的硬脆IMCs。在2/3R(見圖7(c))處出現不同斷裂形貌的分界線，在2/3R內側IMCs和韌窩少，多為挖掘痕跡和撕裂棱，以準解理斷裂方式為主；在2/3R外側IMCs和韌窩多，為韌窩斷裂和準解理斷裂的綜合結果。

圖7 鋁側拉伸斷口形貌

通過對富集有IMCs的界面2/3R～R區域的觀察，可見大量條狀IMCs附著在表面，韌窩雜亂不均勻且較淺，韌窩內包含塊狀不連續且疏松的IMCs，說明塑性差，接頭力學性能下降，如圖8所示。對IMCs進行EDS點分析，如圖9所示，結果顯示鋁鐵原子比為3∶1，由此推斷韌窩內部夾雜的IMCs為FeAl3。硬脆的富鋁IMCs相是降低接頭性能的主要因素，經熱電耦合后界面生成的大量FeAl3使界面嚴重失效。

圖8 熱電耦合60天接頭鋁側2/3R區域拉伸斷口形貌 (a)二次電子圖；(b)EDS點掃描

圖9 圖8中的EDS點掃描對應的能譜圖

通過組織觀察和力學性能分析可以得到，在熱電耦合的綜合作用下，鋁/鋼摩擦界面發生熱致失效和電偶腐蝕，導致化合物反應層的增長和腐蝕裂紋的形核與生長，并且腐蝕速率逐漸提高。而且，由于旋轉摩擦焊固有的界面組織不均勻性，導致界面徑向腐蝕與開裂程度也有較大差異，其中IMCs起到加速失效的作用。0～2/3R區域反應層較薄，失效速度慢，以準解理斷裂方式為主。2/3R～R區域反應層厚，失效速率高，為韌窩斷裂和準解理斷裂的綜合結果，斷口韌窩內側夾雜大量硬脆的FeAl3。

3 結論

(1)服役30天后界面IMCs層無明顯變化，中心區域出現寬度為0.3～0.5 μm以顆粒狀由鋼側向鋁側彌散分布的IMCs層生成，整體拉伸斷裂在母材；服役60天后IMCs層與鋼側出現腐蝕溝槽，反應層破碎，鋼側無裂紋產生，鋁側形成大量裂紋和空洞，焊縫處成分偏析，接頭整體拉伸斷裂在焊縫。

(2)IMCs起到加速界面失效的效果，界面發生腐蝕和斷裂等失效行為的速率隨著IMCs的增長而提高。同時，由于原始態接頭界面徑向IMCs層厚度的差異，導致界面各位置的失效速率也不同，即vcenter

(3)拉伸斷口富集大量硬脆的條塊狀IMCs，2/3R內側多為挖掘痕跡與撕裂棱，為準解理斷裂；2/3R外側多為IMCs與韌窩，韌窩內側夾雜大量硬脆的FeAl3，為韌窩斷裂和準解理斷裂的綜合結果。