轉速對5A06鋁/1Cr18Ni9Ti鋼填絲攪拌摩擦焊接頭組織及性能的影響

韓亞洲 劉 騫 黎幫金 方 皓 楊棟華,2 許惠斌,2

（1.材料科學與工程學院，重慶理工大學，重慶 400054;2.特種焊接材料與技術重慶市工程研究中心，重慶理工大學，重慶 400054）

1 引言

隨著輕量化技術在工程領域日益廣泛的應用，鋁合金-鋼結構作為一種復合輕量化結構，被廣泛應用于取代傳統的鋼結構。然而，鋁合金與鋼材之間的異種焊接問題成為制約其應用的關鍵因素之一。攪拌摩擦焊（FSW）作為一種高效率、低熱輸入、變形小的固相焊接技術，為解決這一問題提供了有力的手段，在航天、冶金、武器裝備及汽車等領域具有廣泛應用前景[1～4]。傳統的熔化焊接方式往往導致接頭出現氣孔、夾雜、偏析、接頭變形嚴重等缺陷，并且產生大量的脆性金屬間化合物（IMC）。填絲攪拌摩擦焊技術是對攪拌摩擦焊技術的改進，通過在焊縫中添加填充材料來改善接頭性能[5]。H．Uzun 等人[6]對6013-T4 鋁合金和X5CrNi18-10 鋼進行填絲攪拌摩擦焊對接，研究了鋁/鋼接頭界面的組織形貌及硬度，并將接頭分為7個區域進行了分析。Reza Jabraeili 等人[7]通過對AA2024鋁合金和304 不銹鋼進行填絲攪拌摩擦焊，發現偏移量為正（偏鋁側）時，未能銑削到鋼基體，焊縫中熱輸入不足，流動性減低，未出現鋼顆粒的剝離，界面無IMCs 產生，在界面處出現未結合區域，未能實現冶金結合。當偏移量為負（偏鋼側）時，鋁合金側塑性流動性不足，形成隧道缺陷。Tanaka[8]等人研究了不同轉速下接頭的強度趨勢，結果表明在高轉速配合低焊速條件下，鋁與鋼的接頭能獲得最高的強度。王希靖[9]等人發現不同攪拌摩擦焊接頭位置的連接方式分為機械連接、冶金結合與鋁向鋼的擴散滲透三種。

為了解決鋁/鋼異種材料攪拌摩擦焊（FSW）中存在的問題和缺陷，滿足工業實際需求，本文采用填絲攪拌摩擦焊技術，以對接形式實現4mm 厚的LF6 鋁合金和3.8mm 厚的1Cr18Ni9Ti 不銹鋼的連接，并對不同轉速下焊接接頭的組織和性能進行綜合分析，為鋁/鋼異種材料攪拌摩擦焊的工業化應用提供經驗和參考。

2 試驗材料及試驗方法

為了實現鋁/鋼異種材料的高效連接，試驗選用LF6 鋁合金和1Cr18Ni9Ti 不銹鋼作為焊接母材，規格分別為：鋁合金板100mm×60mm×4.0mm、不銹鋼板100mm×60mm×3.8mm，對應的化學成分如表1 和表2所示。采用填絲攪拌摩擦焊工藝，原理示意圖如圖1所示，在焊接時不銹鋼作為前進側，鋁合金作為后退側，焊接過程中添加Al 基焊絲（110mm×4.1mm×1mm）作為填充材料，主要合金元素為 Si 12wt.%、Cu 3.5wt.%，Ni 5wt.%。攪拌頭采用H13 鋼制造，其中軸肩直徑為15mm，軸肩內凹角約為5°，攪拌針為臺階狀結構，根部和端部直徑分別為5mm 和4mm，針長為3.8mm。本文重點研究不同主軸轉速（100r/min、150r/min、200r/min、250r/min）對鋁/鋼異種金屬填絲攪拌摩擦焊接頭性能的影響，其余工藝參數包括：攪拌頭傾角3°、焊接速度44mm/min、壓入量0.1mm、偏移量0.85mm、焊絲厚度1.0mm。

圖1 填絲攪拌摩擦焊示意圖

表1 LF6 防銹鋁的化學成分 wt.%

表2 1Cr18Ni9Ti 不銹鋼的化學成分 wt.%

采用線切割機金相取樣與拉伸試樣，金相試樣尺寸為16mm×8mm×4mm。采用Zeiss Sigma/HD 場發射掃描電子顯微鏡（FESEM）進行接頭焊縫、界面及斷口顯微形貌觀察，并通過能譜儀（EDS）進行點、線掃描分析。接頭強度采用MTS E43.104 型萬能力學性能試驗機進行拉伸測試，每組工藝參數下進行三次拉伸試驗，其中最大載荷為10kN，拉伸速率設定為1mm/min。

3 試驗結果與分析

3.1 焊縫成型

不同轉速條件下的焊縫表面成型及截面形貌如圖2所示，隨著轉速的增加，焊縫表面出現較多的飛邊和毛刺。在轉速為100r/min 時，由于轉速過低，在焊縫上界面附近出現大尺寸鋼顆粒，并未實現有效的塑性流動和冶金結合。隨著轉速增加至150r/min 時，在適宜的熱輸入和流動性下，沒有發現明顯的孔洞及大尺寸鋼顆粒，且近界面處化合物顆粒增多，主要集中分布在中、下焊縫近界面處，同時，界面處還形成波狀結構，增加機械咬合能力。當轉速增加至200r/min 時，由于轉速過快，焊縫近界面處再次出現尺寸不一的鋼顆粒，化合物細小顆粒分布在中下界面處，且上界面處出現明顯的HOOK 缺陷。轉速為250r/min 時，由于轉速過高，界面上鋼顆粒尺寸增大，且化合物顆粒流動至遠離界面的焊縫的中下部位，界面啃削量進一步擴大，上界面HOOK 缺陷更加明顯。經分析，焊接過程中攪拌頭、軸間與母材基體、焊絲材料相互作用產生熱量，促使母材與焊絲材料發生塑性變形，并在攪拌頭的自旋下產生塑形流動，最終促進攪拌摩擦焊接頭的冶金與機械結合。

圖2 接頭焊縫表面成型及截面形貌

3.2 接頭顯微組織

圖3所示為不同轉速下的接頭界面的顯微組織。由于攪拌頭轉速在攪拌摩擦焊過程中主要影響熱輸入和鋼側啃削量，因此，在接頭界面顯微組織中因填充金屬第二相顆粒的破碎、流動性以及母材的塑形流動性而表現出不同的形貌特征。在較低的轉速下（100r/min），由于產生的熱量不足，導致攪拌頭對鋼側的啃削不足，使得焊縫中的鋼顆粒塑形流動受限，同時未能與焊絲金屬充分發生反應。相比之下，在150r/min 轉速下，更大的啃削速率導致界面兩側母材充分混合，同時鋼顆粒在足夠的熱輸入下與焊絲材料及鋁基體母材發生反應，從而在近界面處形成了細小且彌散的IMC 顆粒，進一步增強了接頭界面的力學性能[10，11]。然而，當轉速達到200r/min 時，攪拌頭的過大啃削量導致焊縫中金屬流動能力增大，從而產生過量的熱輸入。這不僅使得材料流動距離增大，還導致大量的鋼顆粒在焊縫中分布，從而阻礙了基體的連續性。與此同時，近界面區域也出現了鋼顆粒的存在。在轉速為250r/min 時，由于啃削速率的進一步增大，焊縫中的熱輸入和流動性進一步提高，導致啃削下來的鋼顆粒尺寸也相應增大。這種流動性的增加促使焊縫金屬在界面處形成了類似云層狀的結構，導致鋁/鋼界面的IMC 層厚度增加，反而降低了接頭界面的強度。

圖3 不同轉速下接頭近界面的顯微組織

綜上所述，在攪拌摩擦焊過程中，攪拌頭轉速的變化對熱輸入、鋼側啃削量、焊絲顆粒流動以及母材塑形流動性等因素產生顯著影響，進而影響了接頭界面的顯微組織和力學性能。這一結論不僅與文獻中的相關研究結果相一致，也為優化攪拌摩擦焊工藝參數提供了有益的指導。

分析表明，以100r/min 轉速進行焊接時，攪拌頭與鋼母材基體之間的啃削速率較低，單位時間內產生的熱量有限。此時，界面IMC 層較為薄，且近界面的化合物顆粒主要以δ-Al3NiCu 為主。隨轉速的提高，攪拌頭與鋼母材以及焊絲材料的啃削和攪拌能力增強，熱量輸入持續增加，金屬材料的塑性變形能力也提升。當轉速達到150r/min 時，熱量輸入進一步增加，同時焊絲材料中的Ni元素隨著攪拌頭的旋轉而擴散速率增大，與Al、Fe 元素發生混合反應，生成了細小彌散的ε-Al3Ni IMC 顆粒。同時，在鋁/鋼界面形成了較薄FeAl 相的IMC 層。

然而，如果轉速繼續升高至200r/min，過量的攪拌頭啃削會導致鋁/鋼界面出現凹凸不平的現象，熱量輸入和金屬材料的流動性也會增強，元素之間的擴散能力增加。已有研究[12，13]表明，在攪拌摩擦焊的動態再結晶非平衡加工焊接過程中，Fe 原子通過攪拌針的旋轉擠壓作用，擴散到Al-Ni 系化合物中，取代其他組元原子的空間位置，形成了代位化合物，其反應式為Al-Ni+Fe→FeNiAl9，從而使Fe 原子與ε-Al3Ni 發生反應，生成了Т-FeNiAl9IMC，增加了界面的脆性。同時，這也促使焊絲材料中破碎的初晶Si 顆粒及IMC 顆粒粗化，導致界面IMC 層變厚。在250r/min 的轉速下，熱量輸入進一步提高，導致界面IMC 層中Al、Fe、Ni三種元素的擴散加劇，層狀結構IMC層的厚度增加，同時出現了δ-Al3NiCu 顆粒，綜合作用降低了接頭的力學性能。

圖4 顯示了不同轉速條件下接頭中界面的EDS 線掃描結果，對應圖3 中20000 倍下的界面形貌。

圖4 不同轉速條件下接頭的線掃描結果

如圖4a所示，在100r/min 轉速下，界面中Fe、Al 元素擴散呈現劇烈且速率較快的特點，曲線斜率較陡，此時IMC 層非常薄，約為0.25μm。當轉速增加至150r/min 時（如圖4b所示），擴散層較為緩和，同時出現了Ni、Cu 等元素的擴散波動。此時，IMC 層的厚度約為0.35μm。隨著轉速增至200r/min（如圖4c所示），界面處的擴散速率降低，擴散距離增大，Fe、Al、Si、Ni、Cu 等元素均有擴散現象，其中以Fe、Al的擴散為主，此時IMC 層的厚度約為0.65μm。在250r/min 的轉速下（如圖4d所示），Ni、Si 元素的擴散程度進一步加劇，同時出現了陡升和陡降現象，Fe、Al 擴散范圍也在增大。此時IMC 層的最大厚度約為0.85μm。經過分析，上述變化是由于轉速增加導致攪拌頭的啃削速率提高，熱輸入和材料塑性變形能力增強。增加的熱輸入使各元素的擴散能力提高，促進了鋁/鋼界面的冶金結合。然而，在高轉速下，各元素的劇烈擴散導致鋁/鋼界面IMC 層的厚度增加，并呈現出層狀結構。這導致金屬間化合物IMC 層界面的攔截裂紋可能性降低，進而降低了界面的斷裂強度，最終導致接頭界面的力學性能下降[14，15]。

3.3 抗拉性能及斷口分析

圖5 顯示了不同轉速條件下接頭的平均抗拉強度變化趨勢。隨著轉速的提高，接頭的抗拉強度呈現先增大后減小的趨勢。在100r/min 轉速下，接頭的平均抗拉強度為213MPa。當轉速提升至150r/min 時，接頭的平均抗拉強度增至250MPa。然而，隨后在轉速繼續上升至200r/min 和250r/min 時，接頭的平均抗拉強度出現了急劇下降的趨勢。

圖5 不同轉速條件下接頭抗拉強度

經過分析，轉速的提高導致攪拌頭對鋼基體的啃削速率增大，進而使產熱量增加，促進了焊縫金屬的流動性增強，同時加強了界面元素之間的擴散。在攪拌頭的作用下，鋁/鋼界面實現了冶金結合。然而，當轉速過大時，大尺寸的鋼顆粒可能出現在焊縫中，阻礙了界面的連續性，從而降低了接頭的力學性能。此外，過大的熱輸入會導致界面金屬間化合物（IMC）層相的轉變為脆性相，并使界面IMC 層的厚度增加，進一步增加了界面的脆性，從而降低了接頭的強度。此外，高轉速下焊絲材料和母材金屬隨著攪拌頭旋轉速率的增加，導致熱輸入增加和元素擴散加劇，可能會導致IMC 顆粒尺寸增大，并引起層狀結構的形成，進一步降低了接頭的力學性能。

圖6 顯示了不同轉速條件下接頭斷口的500 倍下的微觀形貌。可以觀察到，在100r/min 轉速下，斷口中出現了小區域的光滑面，可能是沿著粗大的鋼顆粒撕裂產生的，伴隨著層狀的撕裂特征，呈現出脆性的結構。周圍則呈現微孔型的韌窩狀形貌，整體上表現為以韌性斷裂為主、夾雜脆性斷裂的混合型斷裂方式。在150r/min 轉速下，大量細小的鋁基材料附著于斷口中，并且分布均勻。斷口中存在大量的韌窩型特征，沿著微孔的延伸分布，主要呈現韌性斷裂的方式。當轉速升至200r/min 時，斷口的上部分形貌較為光滑，而中下部分略顯粗糙。斷口中出現大面積的光滑面結構，撕裂程度增強，這可能是從鋼界面開始斷裂的特征。周圍的韌窩型特征則進一步突顯，整體上表現為韌性斷裂與脆性斷裂混合的方式。在250r/min 轉速下，斷口的上部分光滑區域變得更大，而下部分呈現粗糙的形貌。斷口中的光滑面特征占據主導地位，大量的解理面特征出現，表現出脆性斷裂為主的特征。

圖6 不同轉速條件下接頭的斷口形貌

4 結束語

a.隨轉速的增加，焊縫鋼側的氧化程度增加，鋁側的飛邊增大。在較低的轉速下，攪拌頭的啃削速率較低，鋼顆粒的塑性變形能力較差，焊縫中出現大尺寸的鋼顆粒嵌入現象。焊縫界面的熱輸入隨轉速的增加而增加，金屬材料的塑性流動性增強。

b.當轉速為150r/min，界面附近焊縫中生成了細小而均勻分布的ε-Al3Ni 金屬間化合物（IMC）顆粒，界面IMC 層為β-FeAl 相，其厚度約為0.35μm。當轉速過大時，界面出現HOOK 缺陷，同時生成的脆性Т-FeNiAl9IMC 層厚度也隨之增加，接頭的力學性能下降。

c.隨轉速的增加，焊接接頭的平均抗拉強度呈現出先增大后減小的趨勢。接頭的力學性能在轉速為150r/min 的條件下表現最佳，平均抗拉強度達到250MPa。同時，斷裂位置主要出現在焊核區，斷口上出現了大量韌窩特征，斷裂形式表現為韌性斷裂。