鉛合金熔滴沖擊45鋼冷基板與45鋼表面熔池的對比試驗

張永恒，杜軍，王勇超，魏正英

(西安交通大學，機械制造系統工程國家重點實驗室,西安 710049)

0 前言

鋼具有強度高、成本低,且易于成形等優點；鉛合金具有密度高、電化學性能穩定、射線屏蔽性好等特點。鋼/鉛雙金屬結構可以充分結合2種金屬的優點，具有質量輕、強度高、射線屏蔽性好以及力學性能好等優點，在核工業、電化學等各個領域具有重要應用前景。

目前鋼/鉛雙金屬結構的成形方法主要為粘接，楊強等人[1-2]研究了E-51環氧樹脂鋼-鉛-鋼粘接件的粘接強度和粘接可靠性，試樣的平均粘接強度從4.2 MPa提高到10.9 MPa。李建文等人[3-5]利用多種方法對鋼/鉛粘接結構進行了脫粘缺陷檢測，以上方法均能較好地檢測和評價其粘接質量。孫朝明等人[6]采用有限元模擬技術對超聲脈沖反射法檢測粘接缺陷的工藝參數進行了計算分析，鋼層一次與二次回波間的粘接層回波信號幅值可定量反映脫粘大小。李建文等人[7]采用模擬仿真分析的方法實現了鉛-鋼-鉛復合結構板材的內部質量無損檢測，檢測結果與缺陷形狀的一致性非常好。江暉等人[8]運用ANSYS Workbench對鋼-鉛-環氧樹脂粘接結構進行了膠層應力分析，表明該種粘接結構可靠性差。夏嘉斌等人[9]研究了鋼/鉛粘接結構脫粘缺陷的激光超聲檢測問題，表明激光超聲方法可以實現兩層鋼/鉛粘接結構脫粘的成像檢測。孫凱華等人[10]依據彈簧模型和等效彈性模量模型來表征鋼-環氧樹脂-鉛粘接結構的粘接強度，表明此方法的確能夠敏感表征粘接結構的粘接強度。然而鋼/鉛粘接結構在實際使用或存儲過程中存在粘接層局部易老化脫落、長期穩定性差、環境適應性差等問題。此外45鋼與鉛合金液-液互溶時會發生化學反應并生成脆性金屬間化合物，金屬間化合物的厚度會顯著影響鋼/鉛雙金屬結構的力學性能，邢中樞[11]采用評述試驗數據和熱力學處理的方法繪制了Fe-Pb相圖。因此亟需開發一種新型工藝方法實現鋼/鉛雙金屬結構的直接冶金復合。金屬增材制造技術為雙金屬結構的一體化成形提供了新的途徑，根據相關文獻報道，目前用于雙金屬結構增材制造的工藝主要包括電弧增材制造(WAAM)[12-13]、電子束增材制造(EBM)[14]和激光定向能量沉積(DED)[15-16]等。上述研究主要針對物理化學性質差異較小的雙金屬材料，對理化性質差異巨大的鋼/鉛雙金屬結構增材制造目前未見報道。由于文中鉛合金材料為鑄錠，無絲材和粉末，因此無法利用上述技術實現鋼/鉛雙金屬結構增材制造。

針對特殊裝備中某關鍵部件45鋼/鉛合金(ZPbSb10Sn2)雙金屬結構，提出了一種熔滴沉積與變極性TIG電弧相結合的工藝方法，成形鋼/鉛雙金屬結構。為了證明TIG電弧在鋼/鉛異種金屬復合結構成形中的必要性，重點研究了單顆熔滴撞擊基板和熔池的物理過程，探討了熔滴沖擊速度、溫度對最大鋪展因子的影響，其次分析了鋼/鉛雙金屬結構的宏觀形貌、界面層金屬間化合物的種類和厚度、界面微觀組織及其對構件顯微硬度的影響。

1 熔滴沉積復合TIG電弧增材制造工藝

試驗在FroniusMW3000 Job型焊機、感應加熱裝置、三維運動平臺等組成的加工系統上進行，工藝原理如圖1所示。鋼/鉛雙金屬結構的成形方法為鉛合金原材料表面經預處理(打磨氧化皮、表面雜質超聲波清洗等)后放入石墨坩堝中，通過感應加熱的方式將其熔化，鉛合金溶液在壓電陶瓷脈沖激振作用下經噴頭噴出，形成穩定、可控和連續的熔滴；45鋼基板表面在TIG電弧作用下形成局部淺層熔池，鉛合金熔滴同步落入45鋼熔池，進而實現2種金屬之間的瞬時液相結合，同時計算機控制三維運動平臺按照模型的成形軌跡帶動45鋼基板運動，以保證鉛合金熔滴快速且準確地沉積在45鋼基板的預定位置，待冷卻凝固后即可實現鋼/鉛雙金屬結構的冶金結合[17]。

圖1 熔滴沉積復合TIG電弧增材制造工藝原理圖

2 試驗方法

試驗基板為45鋼，尺寸為200 mm×200 mm×8 mm，堆積層材料為錫鉛合金，尺寸為42 mm×32 mm×32 mm，2種材料的化學成分和物性參數見表1和表2。試驗步驟為：TIG電弧未作用于45鋼基板表面時，鉛合金熔滴經噴頭流出滴落在45鋼冷基板表面，熔滴在基板表面潤濕鋪展后瞬間凝固，即為單顆熔滴沖擊基板的物理過程；45鋼基板在TIG電弧作用下形成局部淺層熔池，待熔池穩定后，熔滴落入熔池實現2種金屬之間的瞬時液相結合，同時關閉電焊機，冷卻凝固后即形成鋼/鉛雙金屬試樣，此為單顆熔滴沖擊熔池的物理過程。試驗參數為：電焊機輸入電流為直流電，電流160 A，鉛合金熔滴均以自由落體方式落在45鋼冷基板和熔池表面，氬氣流量10 L/min。

表1 45鋼的化學成分(質量分數，%)

表2 鉛合金的化學成分(質量分數，%)

對沖擊冷基板后鋪展凝固的熔滴進行觀察與分析，利用Nikon MA200倒置金相顯微鏡觀察其表面形貌，并對凝固特性進行定量分析，利用OLS4000型激光共聚焦顯微鏡觀察熔滴三維形貌，并沿直徑方向截取凝固熔滴的高度輪廓。其次對雙金屬試樣進行金相組織表征和顯微硬度測試，金相試樣尺寸為20 mm×7 mm×7 mm，經打磨和拋光后，利用4%的硝酸酒精溶液對金相試樣進行腐蝕，腐蝕時間約為10 s。利用SU3500型鎢燈絲掃描電子顯微鏡及配備的牛津能譜分析儀對鋼/鉛雙金屬試樣的宏觀形貌和界面區元素擴散行為進行觀察與分析，利用Axio Scope A1型金相顯微鏡對雙金屬試樣進行顯微組織觀察與分析；利用Bruker D8 Advance型X射線衍射儀對雙金屬試樣進行XRD分析，采用JY/T009-1996轉靶多晶體X射線衍射方法通則，常溫線掃，測試電壓為40 kV，電流為40 mA；采用HVS-50Z型顯微硬度計對所截取的金相試樣從45鋼向鉛合金進行顯微硬度測試，45鋼和鉛合金分別取16和10組測試點，靠近界面層的相鄰測試點的間距均為10 μm，界面兩側均選取5組測試點，遠離界面層的相鄰測試點的間距均為50 μm；針對硬度值差異較大的45鋼和鉛合金，載荷分別為1.96和0.098 N，保載時間均為10 s。

3 試驗結果與討論

3.1 單顆熔滴沖擊45鋼冷基板

3.1.1熔滴沖擊速度的影響

圖2 不同沖擊速度單顆熔滴凝固形貌

圖3 單顆熔滴橫截面高度輪廓

當熔滴溫度為280 ℃時，熔滴最大鋪展因子隨沖擊速度的變化曲線如圖4所示，可以看出最大鋪展因子隨雷諾數的增加呈明顯非線性增加，這表明沖擊動量會顯著影響熔滴的凝固形態。在Re=36 000時，最大鋪展因子趨于飽和，進一步增加沖擊速度時，熔滴會產生飛濺，因此為獲得更加良好的堆積層形貌，必須準確合理地調控熔滴的下落高度。圖5為單顆熔滴沖擊45鋼冷基板的鋪展形貌，可以看出，鉛合金熔滴未與45鋼冷基板完全接觸，在試驗過程中將基板緩慢傾斜，隨后觀察到熔滴從基板表面快速滑落。在無電弧作用條件下，鉛合金與45鋼之間無法產生冶金結合。

圖4 最大鋪展因子隨雷諾數的變化

圖5 單顆熔滴沖擊冷基板的鋪展形貌

3.1.2熔滴初始溫度的影響

圖6 最大鋪展因子隨斯特凡數的變化

圖7 不同斯特凡數的最大鋪展因子隨雷諾數的變化

3.2 單顆熔滴沖擊45鋼表面熔池

3.2.1成形試樣宏觀形貌

圖8為單顆熔滴沖擊熔池后冷卻凝固的宏觀形貌，試驗參數為：電焊機輸入電流160 A，熔滴下落高度150 mm，熔滴初始溫度280 ℃。從圖中可以看出，弧焊熔覆金屬中出現了宏觀偏析，鉛合金溶液與熔池并未熔合，由于密度不同，鉛合金溶液堆積在焊道的底部；部分鉛合金堆積在45鋼基板未熔化區域，這是由于熔滴鋪展寬度大于熔池寬度造成的。界面呈現出不規則的圓弧狀，且邊緣略微凸起，液膜厚度的差異會導致液滴沖擊液膜的最終結果有所差別，對于薄液層，液滴沖擊會導致冠部形成和膨脹[22]。由于45鋼在TIG電弧作用下形成的是局部淺層熔池，熔寬和熔深均較小，熔滴沖擊熔池會導致熔池形成冠狀。整體來看，中間區域的界面層連續且界面結合良好，堆積層邊緣區域存在少量氣孔。氣孔的形成主要有以下兩方面原因：①試驗設備處于開放式環境中，熔滴與基板之間存在大量空氣，熔滴下落過程中夾帶空氣導致鉛合金堆積層內存在少許氣孔；② 45鋼基板表面粗糙度較大，使得熔滴與基板之間存在微小孔隙缺陷。

圖8 單顆熔滴撞擊熔池凝固后的宏觀形貌

3.2.2鋼/鉛界面物相分析

對試樣界面進行XRD物相分析，掃描線位置如圖9a所示。依次沿L1，L2和L3直線位置從上到下垂直方向進行XRD線掃描，測試結果如圖9b所示。從X射線衍射圖譜可以看出，L1和L2所在直線位置均含有FeSn2相，L1處還含有少量的FeSb2相。已知L1直線穿過界面反應層和45鋼熔合區，根據Fe-Sn二元相圖可知，240 ℃以下時，Fe和Sn元素可發生化學反應生成FeSn2初生相；根據Fe-Sb二元相圖可知，750 ℃以下時Fe和Sb元素可能會發生化學反應生成FeSb2，結合XRD物相分析結果可以得出界面反應層內的確形成了FeSn2和FeSb22種脆性金屬間化合物。L2和L3直線同樣經過界面反應層區域，其中L2直線經過45鋼熔池下部熱影響區，L3經過45鋼未熔化區域；同時可以發現L2直線位置物相分析結果中僅含FeSn2相，L3直線位置不含FeSn2和FeSb2相，可推斷溫度對Fe-Sn以及Fe-Sb之間的化學反應有較大的影響。由Arrhenius活化能[23]可知，在溫度變化較大的情況下，原子活化能隨溫度升高而降低，且溫度越高，原子能量越大，擴散速度越快，因此化學反應速率更快。界面處不同區域的受熱情況存在較大差異，熔池中心溫度最高，然后向兩側逐漸遞減，因此L1直線位置的原子活化能最低，Sn和Sb原子向45鋼一側擴散速率最快，最終形成了FeSn2和FeSb2；同理，L2直線位置僅生成FeSn2，L3直線位置不含FeSn2和FeSb2。

圖9 物相分析結果

3.2.3界面微觀組織及元素分析

圖10b為鋼/鉛雙金屬試樣界面處OM組織，從圖中可以看出，界面45鋼一側存在灰色條狀組織，表明2種材料在界面處存在元素重疊區域，下部45鋼一側晶粒尺寸整體分布不均，隨著距離界面區距離的增大，晶粒的尺寸逐漸增大，這是由于隨著距離的增大，退火溫度逐漸降低造成的。為了更清楚地確定界面區不同部位金屬間化合物層厚的變化規律，從中間向左側依次對界面層進行EDS線掃描，掃描線位置如圖10a所示，相鄰測試線的間距為1 mm，測試結果如圖11所示，圖11a，11b，11c測試結果均位于反應潤濕區，圖11d測試位置位于惰性潤濕區。可知界面處主要存在Fe，Sn，Pb和Sb 4種元素，且各元素濃度變化較大，45鋼一側以Fe元素為主；鉛合金一側以Pb，Sb和Sn為主，并且含有微量的Fe元素。界面層內主要成分為Sn和Sb元素的彌散顆粒物，導致界面區因Pb，Sn和Fe元素濃度差異而形成溶質濃度梯度，使得Fe元素朝鉛合金一側進行擴散。

圖10 鋼/鉛雙金屬試樣的金相顯微組織

圖11 界面區不同位置處的元素分布

圖12為界面區不同位置金屬間化合物層厚的統計結果，從圖中可以看出，界面層厚度從中心向兩側逐漸遞減。由于TIG電弧為局部加熱熱源，其能量分布具有熱源中心能量密度大，外部能量密度小的特點[24]，使得電弧作用的中心區域最有利于金屬間化合物的生成。上述結果是由于TIG電弧在不同位置處的能量分布不均造成的。

圖12 不同位置的界面層厚度

3.2.4顯微硬度分析

顯微硬度測試位置如圖13a所示，圖13b為鋼/鉛雙金屬試樣各個區域的顯微硬度分布。可以發現，45鋼一側不同區域的顯微硬度差異較大，經過計算，45鋼一側平均硬度為343.7 HV，鉛合金一側平均硬度為24.3 HV。所有曲線均存在硬度值的突變現象，結合前兩節的測試結果，認為這是由于Fe和Sn，Sb之間發生化學反應產生金屬間化合物造成的。

圖13 維氏顯微硬度分布

對硬度變化曲線進一步分析，L1直線位置的硬度變化可以分為均勻過渡和逐漸下降兩個階段，表明該直線經過熔合區和熱影響區，兩區域的硬度都高于原始母材的硬度，因為晶粒細化會顯著提高硬度，這種變化可以歸因于不均勻的晶粒尺寸和不同的相組成。L2直線所經過的熱影響區范圍較小，且該區域硬度較低，因為該區域遠離界面層中心，電弧產生的能量密度小，使得該區域熔合區和熱影響區范圍較小，該區域界面層的金屬間化合物與界面區中間部位的略有不同，且名義硬度值取決于界面層所有的金屬間化合物，因而硬度值會隨著金屬間化合物種類的不同而有所差異[25]，最終導致硬度低于界面區中間部位的硬度。L3直線的界面下部鋼側表面存在較大的硬度突變現象，由EDS線掃描結果可知，在鉛合金潤濕鋪展過程中Fe元素以溶解擴散的形式進入鉛合金一側，分析認為可能是由于Fe/Sb或Fe/Sn之間發生化學反應產生金屬間化合物造成的。

4 結論

(1)沖擊速度對熔滴沖擊冷基板后的鋪展凝固特性具有重要影響，最大鋪展因子隨沖擊速度的增加呈非線性增加。熔滴溫度較低時，最大鋪展因子的變化幅度較小；溫度較高時，最大鋪展因子隨熔滴溫度的增加而增加；熔滴溫度超過臨界溫度后，最大鋪展因子在凝固的限制下不再繼續增加。

(2)鋼/鉛雙金屬結構界面處結合良好，沒有明顯的氣孔、裂紋等冶金缺陷。界面層厚度從中心到邊緣逐漸減小，界面層金屬間化合物主要為FeSb2和FeSn2。

(3)鋼/鉛雙金屬結構界面下部45鋼一側的顯微硬度差異較大，并且隨著距離界面層中心越來越近，顯微硬度逐漸增大，在靠近中心的鋼側組織的硬度達到最大值，最高可以達到785.3 HV，然后快速減小至鉛合金堆積層的硬度值。45鋼一側平均硬度為343.7 HV，鉛合金一側平均硬度為24.3 HV。