Fe/Al異質(zhì)金屬接頭界面組織演變、生長動(dòng)力學(xué)及力學(xué)性能

李 鵬，鄒存柱，董紅剛*，吳寶生，李 超，楊躍森，閆德俊

(1 大連理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 大連 116024；2 中船黃埔文沖船舶有限公司 廣東省艦船先進(jìn)焊接技術(shù)企業(yè)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣州 510715)

隨著工業(yè)生產(chǎn)的不斷發(fā)展，單一的金屬結(jié)構(gòu)已經(jīng)難以滿足現(xiàn)代工業(yè)的生產(chǎn)需求，因此異種材料復(fù)合結(jié)構(gòu)的使用成為工業(yè)發(fā)展中的新趨勢，而鋁合金和鋼作為工程應(yīng)用中使用最為廣泛的兩種結(jié)構(gòu)材料，兩者的連接不可或缺[1]。然而，這兩種材料的焊接較為困難，原因在于鋁、鐵之間化學(xué)相容性較差，導(dǎo)致焊接過程中接頭界面處極易產(chǎn)生大量Fe-Al系IMC，室溫下硬脆的Fe-Al系IMC會(huì)破壞鋁/鋼基體之間良好的冶金結(jié)合，容易在接頭界面處產(chǎn)生裂紋，嚴(yán)重降低接頭的力學(xué)性能[2-4]。因此，充分理解鋁/鋼界面處的反應(yīng)機(jī)制，掌握IMC的類型及生長動(dòng)力學(xué)特性，從而有效控制界面處IMC的生長，對(duì)于研發(fā)鋁/鋼異質(zhì)金屬高強(qiáng)韌性接頭焊接新工藝和方法具有重要意義。

目前，有關(guān)鋁/鋼結(jié)合界面IMC生長動(dòng)力學(xué)特性的研究主要集中在固態(tài)鋁/固態(tài)鋼和液態(tài)鋁/固態(tài)鋼兩類組配。國內(nèi)外研究學(xué)者分別通過焊接[5-7]、軋制復(fù)合[8]及熱浸渡[9-10]等方法對(duì)鋁/鋼界面IMC進(jìn)行了不同側(cè)重面的研究。申中寶等[11]采用爆炸焊方法實(shí)現(xiàn)1A80純鋁/Q235低碳鋼連接，并對(duì)接頭界面處IMC的生長特性進(jìn)行研究。發(fā)現(xiàn)界面反應(yīng)層主要由Fe2Al5及少量Fe4Al13構(gòu)成，界面反應(yīng)層的生長激活能為33.26 kJ/mol。Chen等[12]采用電阻焊方法對(duì)鋁/鋼界面IMC演變及其對(duì)接頭力學(xué)性能的影響進(jìn)行研究。發(fā)現(xiàn)接頭界面處形成Fe2Al5型IMC，當(dāng)Fe2Al5的厚度超過4 μm時(shí)，F(xiàn)e2Al5層內(nèi)部形成裂紋并向鋼側(cè)擴(kuò)展，最終導(dǎo)致接頭在界面處發(fā)生開裂。Yang等[13]在不同退火溫度和時(shí)間下對(duì)鋁/鋼軋制復(fù)合板的界面組織演變進(jìn)行研究。結(jié)果表明，當(dāng)IMC厚度超過10 μm時(shí)，會(huì)嚴(yán)重破壞鋁/鋼復(fù)合板之間的結(jié)合性能；并建立了擴(kuò)散層厚度隨退火溫度及保溫時(shí)間的定量關(guān)系模型，這對(duì)于預(yù)測鋁/鋼復(fù)合板服役壽命有著重要意義。Springer等[14]研究了Zn元素對(duì)低碳鋼熱浸渡純鋁界面組織及生長動(dòng)力學(xué)的影響。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Zn元素會(huì)加速Fe-Al系IMC的形成。以往大量的研究結(jié)果表明，鋁/鋼擴(kuò)散偶組分及制備方法的差異，均會(huì)對(duì)其界面處的組織形貌特征以及IMC的生長動(dòng)力學(xué)產(chǎn)生影響。而擴(kuò)散焊方法是研究鋁/鋼界面IMC生長動(dòng)力學(xué)特性的理想方法，因此，有必要結(jié)合該方法進(jìn)行進(jìn)一步研究。

本工作選取工業(yè)純鐵(Fe)和1060純鋁(Al)異質(zhì)金屬組配作為研究對(duì)象，采用真空擴(kuò)散焊方法，研究工藝參數(shù)對(duì)接頭組織形貌及力學(xué)性能的影響規(guī)律，重點(diǎn)探討接頭界面處IMC的類型及生長特性，進(jìn)而預(yù)測接頭界面處脆性Fe-Al系IMC的形核和生長，為鋁/鋼異種金屬接頭高性能焊接制造提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為5 mm厚的1060純鋁和工業(yè)純鐵板材，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 1060純鋁和工業(yè)純鐵的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

焊前將1060純鋁和工業(yè)純鐵加工成長×寬×高分別為20 mm×20 mm×5 mm和30 mm×20 mm×5 mm的試樣。焊前將試樣表面用400#，800#，1000#，1500#砂紙逐次進(jìn)行打磨，然后使用丙酮超聲清洗15 min，去除表面油污及氧化膜。之后將裝配好的試樣放入真空擴(kuò)散焊設(shè)備(ZTF-10型)中進(jìn)行焊接，圖1為Fe/Al異質(zhì)金屬焊接試樣尺寸示意圖和接頭焊后宏觀形貌。

圖1 Fe/Al異質(zhì)金屬焊接試樣尺寸示意圖(a)和接頭宏觀形貌(b)

擴(kuò)散連接過程的理論焊接溫度選取范圍在0.6Tm～0.88Tm之間(Tm為母材的熔點(diǎn))，且以低熔點(diǎn)母材為依據(jù)[15]。為了保證擴(kuò)散連接接頭界面原子的充分?jǐn)U散，實(shí)際選擇的焊接溫度設(shè)置為較高值，擴(kuò)散連接工藝參數(shù)如表2所示。此外，為減小高溫下純鋁的塑性變形并保證接頭界面緊密結(jié)合，本工作采用階梯狀工藝即以10 ℃/min升溫到300 ℃，然后采用15 MPa并保溫30 min使接頭界面結(jié)合緊密，隨后升溫到焊接溫度，再采用1 MPa并保溫120 min進(jìn)行焊接以減小變形，具體焊接工藝曲線如圖2所示。

表2 擴(kuò)散連接工藝參數(shù)

圖2 擴(kuò)散連接工藝參數(shù)曲線

焊后，接頭經(jīng)砂紙打磨、拋光后，利用JXA-8530FPlus型電子探針(electron probe micro-analyzer, EPMA)對(duì)接頭界面處的微觀組織及元素?cái)U(kuò)散行為進(jìn)行表征。同時(shí)采用AutoCAD軟件中面域功能對(duì)接頭界面處IMC厚度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。在室溫條件下以0.5 mm/min的速率進(jìn)行壓縮剪切實(shí)驗(yàn)，試樣的尺寸及示意圖如圖3所示。通過式(1)計(jì)算接頭的剪切強(qiáng)度[16]：

圖3 剪切實(shí)驗(yàn)試樣尺寸(a)和示意圖(b)

(1)

式中：τ為剪切強(qiáng)度；P為剪切力；e和a分別為試樣界面的高度和寬度，本工作中二者均為5 mm。剪切實(shí)驗(yàn)完成后，利用XRD-6000型X射線衍射分析儀對(duì)接頭斷口表面物相組成進(jìn)行檢測。

2 結(jié)果與分析

2.1 Fe/Al擴(kuò)散連接接頭界面組織演變

不同焊接溫度下Fe/Al接頭界面處的微觀組織如圖4所示。可以看出，在550 ℃焊接溫度下(圖4(a))，接頭界面處仍然存在未焊合區(qū)域及明顯的裂紋，這是由于溫度較低時(shí)界面處Fe，Al元素未得到充分?jǐn)U散，無法實(shí)現(xiàn)良好的冶金結(jié)合。當(dāng)焊接溫度超過575 ℃時(shí)，由于焊接溫度的升高，原子熱運(yùn)動(dòng)加劇，因此界面附近的原子擴(kuò)散速率增加，接頭界面未焊合現(xiàn)象消失，接頭界面生成明顯的IMC層，且隨著焊接溫度升高，IMC層厚度逐漸增加(圖4(b)，(c))。接頭界面生成IMC的同時(shí)可以觀察到IMC層內(nèi)部及靠近鋁側(cè)的界面處有微裂紋產(chǎn)生，這會(huì)對(duì)接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。不同焊接溫度下接頭界面處線掃描分析結(jié)果如圖5所示。可以看出，焊接溫度為550 ℃時(shí)，接頭界面處Fe，Al元素發(fā)生了一定程度的互擴(kuò)散，但不存在Fe，Al元素的過渡“平臺(tái)”，表明界面處無IMC生成。575～625 ℃條件下，接頭界面處Fe，Al元素均發(fā)生了明顯擴(kuò)散，在Fe/擴(kuò)散區(qū)、擴(kuò)散區(qū)/Al界面處發(fā)生成分突變，此時(shí)擴(kuò)散區(qū)內(nèi)Fe，Al兩種元素存在明顯的過渡“平臺(tái)”，表明在接頭界面處有IMC生成。

圖4 不同焊接溫度下Fe/Al接頭界面微觀組織

2.2 Fe/Al擴(kuò)散連接接頭界面反應(yīng)層相結(jié)構(gòu)

接頭界面反應(yīng)層(圖5位置A～I(xiàn))化學(xué)成分組成如表3所示。根據(jù)接頭界面處Fe，Al的原子比，推測反應(yīng)產(chǎn)物分別為Fe2Al5和FeAl3。接頭界面處的Fe2Al5呈現(xiàn)“犬牙交錯(cuò)”狀。Li等[17]發(fā)現(xiàn)在Fe，Al的固相反應(yīng)以及液相反應(yīng)中均容易形成Fe2Al5，并向Fe側(cè)呈波浪形生長。在許多二元擴(kuò)散偶中，除了形成一個(gè)穩(wěn)定的相外，在穩(wěn)定相與擴(kuò)散偶之間還會(huì)形成一個(gè)或多個(gè)轉(zhuǎn)變相，這個(gè)轉(zhuǎn)變相會(huì)在Fe2Al5和母材或界面層之間形成[18]。根據(jù)表3反應(yīng)層元素組成結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，在Fe2Al5/Al之間生成微米級(jí)轉(zhuǎn)變相FeAl3，F(xiàn)eAl3層厚度遠(yuǎn)小于Fe2Al5層。

表3 圖5位置A～I(xiàn)的化學(xué)成分(原子分?jǐn)?shù)/%)

為了進(jìn)一步確定Fe/Al界面反應(yīng)層的相結(jié)構(gòu)，對(duì)焊接溫度575 ℃條件下接頭剪切斷口進(jìn)行XRD分析，結(jié)果如圖6所示。可以發(fā)現(xiàn)，在Fe，Al兩側(cè)斷口均有Fe2Al5生成，這與成分分析所推斷的結(jié)果相同。然而，未檢測到FeAl3相，可能是由于FeAl3相含量較少或接頭斷裂于Fe2Al5層內(nèi)。

圖6 焊接溫度575 ℃下接頭斷口表面XRD譜圖 (a)Fe側(cè)；(b)Al側(cè)

2.3 Fe/Al擴(kuò)散連接接頭剪切強(qiáng)度

Fe/Al擴(kuò)散連接接頭剪切強(qiáng)度隨焊接溫度的變化如圖7所示。可知，隨著焊接溫度的升高，剪切強(qiáng)度呈先增加后降低的趨勢，且當(dāng)焊接溫度為575 ℃時(shí)，剪切強(qiáng)度達(dá)到最大值37 MPa。這是由于當(dāng)溫度低于575 ℃時(shí)，接頭界面上的原子擴(kuò)散不充分，無法實(shí)現(xiàn)良好的冶金結(jié)合，界面處會(huì)存在孔洞、未焊合等一系列焊接缺陷。隨著焊接溫度升高，F(xiàn)e，Al原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，接頭界面實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，缺陷數(shù)量大幅減少，接頭剪切強(qiáng)度顯著提升。但當(dāng)溫度超過600 ℃時(shí)，強(qiáng)度又開始迅速下降。這是由于，一方面，當(dāng)焊接溫度由575 ℃升高至625 ℃時(shí)，界面IMC厚度由9 μm急劇增加至29.55 μm，而現(xiàn)有研究表明，IMC的厚度超過臨界值10 μm時(shí)會(huì)削弱接頭的力學(xué)性能[14]；另一方面，由于線膨脹系數(shù)的巨大差異，導(dǎo)致降溫過程中兩側(cè)母材以及IMC層的不同步收縮，使得靠近鋁母材界面處以及IMC基體產(chǎn)生裂紋，進(jìn)一步惡化接頭的力學(xué)性能。

圖7 不同焊接溫度下Fe/Al接頭剪切強(qiáng)度

綜上所述，接頭界面處生成的脆性IMC是決定接頭強(qiáng)度的關(guān)鍵因素：(1)焊接溫度較低時(shí)Fe，Al原子不能充分?jǐn)U散，在接頭界面處形成空洞、未焊合等缺陷，導(dǎo)致接頭力學(xué)性能的下降；隨著焊接溫度升高，F(xiàn)e，Al原子充分?jǐn)U散，接頭界面實(shí)現(xiàn)良好冶金結(jié)合，界面生成IMC，有助于接頭強(qiáng)度的提升。然而接頭界面IMC層厚度存在臨界值，當(dāng)IMC層厚度超過臨界厚度時(shí)，會(huì)嚴(yán)重削弱接頭的強(qiáng)度；(2)由于Fe，Al二者線膨脹系數(shù)差異巨大，降溫過程中兩種被焊母材不同步收縮，使接頭界面處的IMC受到拉應(yīng)力，導(dǎo)致微裂紋的產(chǎn)生。

2.4 Fe/Al擴(kuò)散連接接頭界面反應(yīng)層的熱-動(dòng)力學(xué)特性

從熱力學(xué)的角度來看，在恒溫、恒壓條件下，界面反應(yīng)能否自發(fā)進(jìn)行以及相生成順序取決于吉布斯自由能變化。IMC吉布斯自由能變?chǔ)Fe-Al的計(jì)算公式為：

ΔGFe-Al=ΔH298-TΔS298

(2)

式中：ΔGFe-Al為標(biāo)準(zhǔn)狀態(tài)下Fe-Al化合物的吉布斯自由能變；ΔH298為標(biāo)準(zhǔn)狀態(tài)下Fe-Al化合物的生成焓；ΔS298為標(biāo)準(zhǔn)狀態(tài)下Fe-Al化合物的熵；T為絕對(duì)溫度。

根據(jù)XRD檢測結(jié)果及Fe-Al二元合金相圖推測，F(xiàn)e-Al體系中可能發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)如表4所示。取Fe，Al的絕對(duì)熵值分別為0.027 kJ·mol-1·K-1和0.028 kJ·mol-1·K-1[19]，結(jié)合表4中數(shù)據(jù)推導(dǎo)得出表5界面IMC的標(biāo)準(zhǔn)生成自由能與溫度的關(guān)系。

表4 Fe-Al體系中發(fā)生的化學(xué)反應(yīng)以及IMC的標(biāo)準(zhǔn)生成焓和標(biāo)準(zhǔn)熵值

表5 Fe-Al金屬間化合物ΔGFe-Al與焊接溫度的關(guān)系

各反應(yīng)產(chǎn)物吉布斯自由能變?chǔ)Fe-Al隨焊接溫度的變化關(guān)系如圖8所示。選用自由能最小原理作為基本的判定依據(jù)，可以看出在550～625 ℃溫度下，F(xiàn)e2Al5的ΔGFe-Al最低，說明焊接過程中最容易生成Fe2Al5；FeAl3，F(xiàn)eAl2及FeAl的ΔGFe-Al依次升高，這幾種IMC生成的可能性依次降低；由于Fe3Al的ΔGFe-Al大于零，因此在該溫度范圍不可能生成。

圖8 IMC吉布斯自由能變與焊接溫度的關(guān)系

根據(jù)熱力學(xué)分析，可以判定相的生成順序及化學(xué)反應(yīng)進(jìn)行的方向，但是不能解決接頭界面處IMC的生成速率問題，即動(dòng)力學(xué)問題。為了進(jìn)一步揭示焊接溫度對(duì)界面反應(yīng)層生長行為的影響，對(duì)界面反應(yīng)層的生長行為及生長動(dòng)力學(xué)參數(shù)進(jìn)行研究。

根據(jù)經(jīng)典的界面新生相生長模型，F(xiàn)e/Al接頭界面處IMC的平均厚度與保溫時(shí)間滿足以下關(guān)系[20-21]:

X2=kt

(3)

式中：X為接頭界面IMC的厚度，μm；k為IMC生長速率，m2·s-1；t為保溫時(shí)間，本工作中t為120 min。

接頭界面處金屬間化合物的生長速率k與焊接溫度T滿足Arrhenius公式，即：

(4)

式中：k0為指前因子，m2·s-1；Q為生長激活能，kJ·mol-1；R為氣體常數(shù)；T為焊接溫度，K。對(duì)式(3)，(4)組合可推導(dǎo)出接頭界面IMC層厚度與焊接溫度關(guān)系為：

(5)

表6為不同工藝條件下Fe/Al接頭界面處IMC的平均厚度。根據(jù)式(3)計(jì)算得出575，600，625 ℃焊接溫度下IMC的生長速率k分別為1.13×10-14，3.59×10-14，1.21×10-13m2·s-1。

表6 不同工藝條件下IMC的平均厚度

圖9為界面反應(yīng)層的生長曲線和生長激活能。由圖9(a)可知，界面反應(yīng)層隨焊接溫度的生長呈拋物線規(guī)律。以焊接溫度倒數(shù)1/T為橫坐標(biāo)、lnX為縱坐標(biāo)擬合作圖(圖9(b))，經(jīng)過計(jì)算求得IMC的Q為282.6 kJ·mol-1，k0為1.48×10-10m2·s-1。

圖9 界面反應(yīng)層的生長曲線(a)和生長激活能(b)

在進(jìn)行Fe/Al異質(zhì)金屬的擴(kuò)散連接時(shí)，根據(jù)已知的焊接溫度及保溫時(shí)間，并結(jié)合擬合得到的式(5)，推算出Fe/Al接頭界面處IMC的生長厚度，可用于指導(dǎo)Fe/Al異質(zhì)金屬擴(kuò)散連接工藝過程。

基于以上得到的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，進(jìn)一步對(duì)接頭界面元素的反應(yīng)過程進(jìn)行分析，得出Fe/Al擴(kuò)散連接過程接頭界面IMC的生長示意圖，如圖10所示。IMC整個(gè)生長過程可以分為4個(gè)階段：(1)接頭界面原子擴(kuò)散階段。Fe/Al擴(kuò)散連接開始時(shí)，隨著焊接溫度升高，界面兩側(cè)的Fe，Al元素存在明顯的濃度梯度，兩者均獲得擴(kuò)散遷移驅(qū)動(dòng)力，大量原子向接頭界面擴(kuò)散，如圖10(a)所示。由于Fe在鋁基體中的擴(kuò)散系數(shù)大于Al在Fe基體中的擴(kuò)散速率[22]，因此在加熱過程中導(dǎo)致大量Fe原子越過Fe/Al接頭界面，進(jìn)入鋁基體中；(2)Fe2Al5IMC形成階段。隨著Fe原子在靠近鋁側(cè)的界面處聚集，當(dāng)超過Fe在Al中的固溶度時(shí)，開始生成IMC，從熱力學(xué)角度來看，當(dāng)焊接溫度和保溫時(shí)間足夠時(shí)，IMC種類生成的先后順序由ΔGFe-Al決定，在Fe-Al系IMC中，F(xiàn)e2Al5的ΔGFe-Al最低，因此最先在界面生成，如圖10(b)所示；(3)FeAl3IMC形核階段。隨著Fe2Al5相的生成，F(xiàn)e，Al原子之間的進(jìn)一步擴(kuò)散受到阻礙，若Fe，Al原子需要進(jìn)一步擴(kuò)散就必須通過Fe2Al5相進(jìn)行，Al原子進(jìn)入Fe2Al5相并與其結(jié)合生成FeAl3，如圖10(c)所示；(4)Fe2Al5及FeAl3連續(xù)生長階段。Al原子在Fe2Al5中的擴(kuò)散系數(shù)比Fe原子大[19]，一部分Al原子通過Fe2Al5與在Fe2Al5邊界富集的Fe原子結(jié)合形成Fe2Al5IMC，另一部分Al原子與Fe2Al5相結(jié)合形成FeAl3，使其連續(xù)生長。隨著焊接溫度的升高，F(xiàn)e/Al接頭界面處的Fe，Al原子不斷互相擴(kuò)散，反應(yīng)更加充分，接頭界面反應(yīng)層的相結(jié)構(gòu)不再發(fā)生變化，只有IMC的厚度不斷增加，如圖10(d)所示。

圖10 接頭界面IMC生長示意圖

3 結(jié)論

(1)當(dāng)焊接溫度為550 ℃時(shí)，界面無明顯IMC生成。當(dāng)焊接溫度超過575 ℃時(shí)，接頭界面處IMC厚度隨焊接溫度的升高迅速增加。接頭的剪切強(qiáng)度隨焊接溫度升高先增大后減小，擴(kuò)散連接接頭剪切強(qiáng)度在焊接溫度為575 ℃、保溫時(shí)間120 min條件下達(dá)到最大值37 MPa。

(2)接頭界面IMC主要由Fe2Al5及少量FeAl3組成。在550～625 ℃范圍內(nèi)，基于熱力學(xué)分析得出Fe2Al5的吉布斯自由能變?chǔ)Fe-Al最低，而FeAl3的ΔGFe-Al次之；接頭界面處IMC生成順序?yàn)镕e2Al5→FeAl3。

(3)Fe/Al界面反應(yīng)層隨焊接溫度的生長呈拋物線規(guī)律，其生長激活能Q為282.6 kJ·mol-1。在575，600，625 ℃條件下，計(jì)算得到界面IMC的生長速率分別為1.13×10-14，3.59×10-14，1.21×10-13m2·s-1。