肖豪， 謝吉林，2，王善林，張?bào)w明，陳玉華

1.南昌航空大學(xué)江西省航空構(gòu)件成形與連接重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 江西南昌 330363

2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 黑龍江哈爾濱 150000

1 序言

銅作為一種重要的戰(zhàn)略資源，因其具有良好的導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性、耐蝕性和延展性，所以廣泛應(yīng)用于電氣、制冷和汽車(chē)制造等領(lǐng)域[1]。鋁與銅具有諸多相似性，可代替部分銅組成Al-Cu復(fù)合構(gòu)件，以達(dá)到減輕重量和降低成本的目的[2]。然而，使用傳統(tǒng)熔化焊焊接Al-Cu時(shí)，由于鋁與銅的線膨脹系數(shù)及熔點(diǎn)相差較大、化學(xué)親和力較高[3]，因此焊后容易出現(xiàn)殘余應(yīng)力以及Al2Cu、Al4Cu9、AlCu等金屬間化合物[4]。據(jù)報(bào)道，這些金屬間化合物會(huì)提高接頭的電阻率，并且降低接頭的力學(xué)性能以及耐腐蝕性能[3-5]。為避免這種問(wèn)題，通過(guò)固態(tài)焊接方法焊接Al-Cu復(fù)合結(jié)構(gòu)是一種有效的解決方案。攪拌摩擦點(diǎn)焊（Friction Stir Spot Welding）是基于攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding）發(fā)展而來(lái)，適合于搭接接頭[6-8]，通過(guò)攪拌頭插入上部工件并與之摩擦焊接接頭。使用有針工具焊接接頭時(shí)，在焊后會(huì)產(chǎn)生一個(gè)小孔以及溝缺陷，這個(gè)小孔不美觀且會(huì)降低接頭的耐腐蝕性能[9，10]，使用無(wú)針工具可以解決這些問(wèn)題。有研究指出，使用無(wú)針攪拌頭比有針攪拌頭可以獲得更高強(qiáng)度的無(wú)缺陷接頭[9]。

綜上所述，本文研究中使用無(wú)針攪拌摩擦點(diǎn)焊方法，采取銅在上、鋁在下搭接形式進(jìn)行焊接，由于兩種材料的機(jī)械阻力不同，銅在上部可以與攪拌頭摩擦產(chǎn)生更多熱量，減少焊接時(shí)間，并且留下較小的焊接圓圈[3]。本文通過(guò)無(wú)針攪拌摩擦點(diǎn)焊方法焊接了Al-Cu搭接接頭，研究了在不同旋轉(zhuǎn)速度下，Al-Cu薄板焊接接頭微觀組織的演變規(guī)律，對(duì)接頭的力學(xué)性能進(jìn)行了測(cè)試和分析，分析了接頭拉伸時(shí)的斷裂過(guò)程和斷裂機(jī)制。

2 試驗(yàn)及方法

試驗(yàn)使用江西奈爾斯西蒙斯赫根賽特中機(jī)有限公司生產(chǎn)的CMTJ2068型號(hào)機(jī)床改造的龍門(mén)式摩擦焊機(jī)（見(jiàn)圖1a），攪拌頭使用軸肩直徑為16mm的GH4169材質(zhì)無(wú)針攪拌頭（見(jiàn)圖1b）。T2純銅和1060純鋁的化學(xué)成分見(jiàn)表1、表2。

表1 1060純鋁化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

表2 T2純銅化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

圖1 試驗(yàn)使用的設(shè)備和攪拌頭工具

采用銅在上、鋁在下的方式進(jìn)行搭接點(diǎn)焊，上板為80m m×40m m×1m m的T2純銅，下板為80m m×40m m×1m m的1060純鋁，搭接長(zhǎng)度為40mm，如圖2所示。攪拌摩擦點(diǎn)焊的主要焊接參數(shù)是下壓量、焊接時(shí)間、轉(zhuǎn)速及下壓速度[8，11]。 通過(guò)前期工藝參數(shù)試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，過(guò)大的下壓量和焊接時(shí)間會(huì)導(dǎo)致攪拌頭的過(guò)度磨損，較小的下壓量和焊接時(shí)間則導(dǎo)致無(wú)法發(fā)生有效結(jié)合。通過(guò)試驗(yàn)，選定下壓量為0.15mm（0.1mm/s下壓速度）、焊接時(shí)間為5s，分別采用900r/min、1200r/min、1500r/min的焊接轉(zhuǎn)速，每種參數(shù)下焊接4個(gè)樣品，其中1個(gè)作為金相試樣、3個(gè)作為拉伸試樣，研究不同焊接轉(zhuǎn)速下接頭的微觀組織和力學(xué)性能。取焊縫截面，使用樹(shù)脂粉末熱鑲嵌后再使用砂紙對(duì)其打磨，去除劃痕后再使用金剛石研磨膏對(duì)其進(jìn)行拋光處理，直至被拋樣品表面呈現(xiàn)鏡面狀態(tài)。使用Phenom XL型掃描電子顯微鏡觀察其微觀組織和斷口形貌，并采用其配備的X射線能譜儀（Energy-Dispersive X-Ray Spectroscopy）檢測(cè)界面微觀組織成分和斷口內(nèi)組織成分。使用MTs萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試焊接接頭力學(xué)性能，拉伸速率為1mm/min。為防止拉伸試驗(yàn)過(guò)程產(chǎn)生附加彎矩，分別在兩端夾持處墊上1mm的1060鋁合金墊板，取3個(gè)試樣測(cè)試的平均值作為力學(xué)性能參數(shù)。

圖2 攪拌摩擦點(diǎn)焊工藝示意和金相取樣位置

3 結(jié)果與討論

3.1 微觀組織

3種焊接轉(zhuǎn)速接頭的宏觀形貌如圖3所示。由于上部銅板受到攪拌頭的壓力和摩擦，導(dǎo)致焊點(diǎn)和界面發(fā)生塑性變形，隨著旋轉(zhuǎn)速度的增加，搭接接頭界面處的金屬間化合物層的厚度不斷增加。有文獻(xiàn)指出，兩種材料在攪拌摩擦焊的過(guò)程中界面發(fā)生局部熔化，接頭通過(guò)反應(yīng)釬焊而形成共晶層連接[10，12]。 由于鋁的熔點(diǎn)更低，導(dǎo)致在焊接過(guò)程中部分熔化，而更高的旋轉(zhuǎn)速度導(dǎo)致了更高的熱輸入，使得鋁側(cè)母材熔化更多，與銅側(cè)金屬發(fā)生冶金結(jié)合，產(chǎn)生了更厚的金屬間化合物層。在1500r/min的接頭內(nèi)出現(xiàn)了較大的氣孔，原因是焊接過(guò)程中液相被擠出焊點(diǎn)，而小氣孔則是由于冷卻收縮而導(dǎo)致的[13]。

圖3 Al-Cu攪拌摩擦點(diǎn)焊接頭金相試樣宏觀形貌

在焊接過(guò)程中，隨著焊接轉(zhuǎn)速的增加，在壓力和熱的作用下，鋁與銅在界面處以原子級(jí)別相互接觸和擴(kuò)散。根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)，隨著溫度和鋁原子濃度的上升，鋁原子在銅原子中的擴(kuò)散速率提升了幾個(gè)數(shù)量級(jí)，銅原子中空位形成的活化能隨鋁原子濃度的升高而降低，同時(shí)，銅原子在鋁原子中的溶解和擴(kuò)散速率是熱激活的，并隨溫度呈指數(shù)增加[14]。在焊接轉(zhuǎn)速為900r/min時(shí)，由于熱量不足，接頭界面處僅生成15μm厚的金屬間化合物層，Al2Cu金屬間化合物首先在銅側(cè)形核生長(zhǎng)，隨著焊接轉(zhuǎn)速增加到 1200r/m i n，接頭內(nèi)金屬間化合物層厚度增加到115μm，原因是鋁側(cè)發(fā)生了熔化，銅原子大量擴(kuò)散到鋁液相內(nèi)，由于銅原子沿濃度梯度擴(kuò)散，在界面處分層形成了不同的相，α-Al樹(shù)枝晶在鋁側(cè)形核生長(zhǎng)而Al2Cu共晶在銅側(cè)形核生長(zhǎng)，中間形成了過(guò)渡區(qū)域，其中主要是Al的固溶體和Al2Cu、AlCu金屬間化合物構(gòu)成的混合相。當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速達(dá)到1500r/min時(shí)，接頭內(nèi)樹(shù)枝狀晶急劇減少，過(guò)渡區(qū)生成了大量共晶組織，其原因是過(guò)大的熱輸入導(dǎo)致鋁側(cè)過(guò)度熔化。從銅側(cè)生長(zhǎng)的羽毛狀晶可以得出，接頭界面中銅元素急劇增加，且銅原子濃度的上升及其擴(kuò)散導(dǎo)致接頭內(nèi)形成更多共晶組織，這顯然對(duì)接頭的綜合力學(xué)性能有害[15]。

對(duì)接頭進(jìn)行EDS掃描，其掃描位置如圖4所示。分別對(duì)樹(shù)枝狀組織、過(guò)渡區(qū)、羽毛狀組織，以及靠近銅側(cè)的不連續(xù)金屬間化合物層進(jìn)行點(diǎn)掃，其成分見(jiàn)表3。首先，由于焊接過(guò)程中鋁側(cè)產(chǎn)生了熔化，因此在壓力和熱的作用下，由銅側(cè)至鋁側(cè)產(chǎn)生了化學(xué)濃度梯度和溫度梯度，導(dǎo)致銅原子沿濃度梯度擴(kuò)散。因?yàn)椴煌瑓^(qū)域的銅原子濃度不同，所以在焊接界面處分層形成了3種形貌的組織。其次，銅在鋁內(nèi)擴(kuò)散更快，且銅的熔點(diǎn)更高，熔化的鋁為銅原子提供了有利的擴(kuò)散通道，導(dǎo)致界面反應(yīng)以及金屬間化合物的形成主要由銅原子向鋁原子中的擴(kuò)散程度決定。根據(jù)EDS掃描結(jié)果分析，在接頭內(nèi)只出現(xiàn)了Al2Cu、Al4Cu9、AlCu金屬間化合物，這可能是因?yàn)镃u4Al3和Cu3Al2是作為不穩(wěn)定中間相在焊接過(guò)程中產(chǎn)生的[16，17]。

表3 EDS點(diǎn)掃結(jié)果以及相組成成分

圖4 Al-Cu攪拌摩擦點(diǎn)焊接頭掃描電

3.2 力學(xué)性能

如圖5所示，隨著焊接轉(zhuǎn)速增加，焊點(diǎn)周?chē)驘岫a(chǎn)生顏色變化的區(qū)域增大，低轉(zhuǎn)速焊接接頭呈現(xiàn)界面斷裂模式，接頭拉伸剪切力僅為1873N，隨著焊接轉(zhuǎn)速增加，1200r/min接頭出現(xiàn)焊點(diǎn)邊緣斷裂模式，接頭強(qiáng)度最高，拉伸剪切力達(dá)到2903N。當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速為1500r/min時(shí)，由于金屬間化合物層的厚度增加，拉伸過(guò)程中焊點(diǎn)遠(yuǎn)端產(chǎn)生了應(yīng)力集中，導(dǎo)致接頭出現(xiàn)了熔核拔出斷裂。有文獻(xiàn)指出[18，19], 基體材料與點(diǎn)焊接頭的塑性應(yīng)變分布關(guān)系決定了點(diǎn)焊接頭的失效模式。如果點(diǎn)焊外基體金屬的應(yīng)變大于焊縫界面的應(yīng)變，則點(diǎn)焊的破壞模式為熔核拔出斷裂，界面破壞則反之。同理，在低焊接轉(zhuǎn)速接頭的拉伸試驗(yàn)中，焊點(diǎn)沒(méi)有形成牢固的冶金結(jié)合，導(dǎo)致焊點(diǎn)在剪切作用力下直接斷裂形成界面斷裂模式，而當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速增加到1200r/min時(shí)，由于接頭焊縫的強(qiáng)度大于基體金屬，拉伸過(guò)程中，接頭在拉伸方向的前端和后端產(chǎn)生了應(yīng)力集中現(xiàn)象，鋁板因左右區(qū)域和中間剛性焊點(diǎn)區(qū)域的伸長(zhǎng)率不一樣，中間的延伸受到剛性焊點(diǎn)的限制，所以導(dǎo)致了拉伸近端鋁母材局部產(chǎn)生較大的塑性應(yīng)變，這種局部塑性應(yīng)變會(huì)造成焊點(diǎn)邊緣的鋁母材頸縮和最終的局部斷裂?？傊?，在拉伸過(guò)程中，鋁側(cè)母材較弱，焊點(diǎn)初期受到剪切力，隨著載荷增加，鋁母材的變形導(dǎo)致拉伸遠(yuǎn)端發(fā)生了剝離，而近端的鋁母材因較大的局部應(yīng)變而發(fā)生斷裂。當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速達(dá)到1500r/min時(shí)，過(guò)多熱輸入導(dǎo)致接頭和母材的性能進(jìn)一步降低，接頭更早發(fā)生拉伸近端的斷裂和拉伸遠(yuǎn)端的剝離。

圖5 Al-Cu攪拌摩擦點(diǎn)焊接頭拉伸性能和拉伸曲線

3.3 接頭斷口形貌和斷裂機(jī)制

圖6 所示為Al-Cu攪拌摩擦點(diǎn)焊接頭斷口形貌。由圖6a可看出，焊接轉(zhuǎn)速為900r/min時(shí)，發(fā)生界面斷裂的接頭由于焊接熱量不足導(dǎo)致未形成有效的冶金結(jié)合，接頭力學(xué)性能較低，這也反映了無(wú)針攪拌摩擦點(diǎn)焊與傳統(tǒng)攪拌摩擦焊的不同，即搭接接頭的低熔點(diǎn)母材發(fā)生熔化進(jìn)行熔釬焊才能形成有效連接；由圖6b可看出，在1200r/min的接頭斷口內(nèi)發(fā)現(xiàn)了較大的撕裂棱以及氣孔和裂紋，斷口呈現(xiàn)韌脆混合斷裂模式，在平整的斷裂面上發(fā)現(xiàn)了已形核但未來(lái)得及長(zhǎng)大的AlCu和Al2Cu顆粒狀金屬間化合物，裂紋擴(kuò)展時(shí)產(chǎn)生的二次裂紋直接穿過(guò)其中；圖6c可看出，當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速達(dá)到1200r/min時(shí)，接頭內(nèi)部生成了樹(shù)枝狀和羽毛狀的金屬間化合物，這說(shuō)明搭接界面鋁側(cè)發(fā)生了熔化，與擴(kuò)散到鋁中的銅原子形成了金屬間化合物，然后進(jìn)一步形成了冶金結(jié)合，這種冶金結(jié)合，以及樹(shù)枝狀α-Al和羽毛狀A(yù)l2Cu與中間過(guò)渡區(qū)域之間的機(jī)械互鎖和其對(duì)裂擴(kuò)展的阻擋作用或許是導(dǎo)致接頭強(qiáng)度更高的原因[9]；由圖6d可看出，當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速達(dá)到1500r/min時(shí)，熱量輸入過(guò)大，鋁側(cè)金屬大量熔化，中間過(guò)渡區(qū)的厚度增加，過(guò)渡區(qū)層內(nèi)的不連續(xù)羽毛狀和顆粒狀金屬間化合物增多，導(dǎo)致接頭力學(xué)性能下降。

圖6 Al-Cu攪拌摩擦點(diǎn)焊接頭斷口形貌

對(duì)鋁和銅攪拌摩擦點(diǎn)焊而言，拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，在較低的外載荷作用下，過(guò)渡區(qū)內(nèi)不連續(xù)的羽毛狀和顆粒狀的脆性金屬間化合物導(dǎo)致了應(yīng)力集中和微裂紋的產(chǎn)生[16-20]，裂紋優(yōu)先在該層擴(kuò)展。在接頭斷口處出現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征，接頭呈現(xiàn)典型的脆性斷裂，斷口處有大量顆粒狀金屬間化合物，這些顆粒狀金屬間化合物為裂紋的擴(kuò)展提供了有利路徑。對(duì)于大多數(shù)金屬間化合物晶體來(lái)說(shuō)，強(qiáng)定向鍵會(huì)顯著降低位錯(cuò)的遷移率，因?yàn)樯倭康奈诲e(cuò)運(yùn)動(dòng)會(huì)使晶體排列良好的原子結(jié)構(gòu)處于不利的能量條件[21，22]，因此，絕大多數(shù)晶態(tài)金屬間化合物具有較低的延展性。另外，還有一個(gè)不可以忽視的因素，就是在高焊接轉(zhuǎn)速下，接頭界面處產(chǎn)生過(guò)度熔化，界面處的液態(tài)金屬被擠壓出焊點(diǎn)，導(dǎo)致界面液態(tài)金屬凝固過(guò)程中產(chǎn)生大的氣孔，同時(shí)過(guò)渡區(qū)域凝固收縮時(shí)易產(chǎn)生微小氣孔，這些氣孔會(huì)導(dǎo)致應(yīng)力集中并在孔洞周?chē)a(chǎn)生短裂紋，斷裂時(shí)裂紋會(huì)穿過(guò)氣孔并在金屬間化合物中擴(kuò)展和延伸[13]。

總之，在過(guò)低的轉(zhuǎn)速下，界面因熱輸入不足沒(méi)有形成有效的冶金連接，導(dǎo)致接頭力學(xué)性能較低，可以在接頭斷口處明顯發(fā)現(xiàn)接頭沒(méi)有形成有效的冶金結(jié)合；而在過(guò)高轉(zhuǎn)速下，過(guò)渡層的大量不連續(xù)羽毛狀A(yù)l2Cu金屬間化合物和顆粒狀脆性金屬間化合物導(dǎo)致的應(yīng)力集中和微裂紋的產(chǎn)生，以及過(guò)度熔化并在凝固時(shí)形成的氣孔是導(dǎo)致接頭力學(xué)性能開(kāi)始下降的主要原因。

4 結(jié)束語(yǔ)

1）使用無(wú)針攪拌摩擦點(diǎn)焊的方法在不同的焊接轉(zhuǎn)速下焊接了Al-Cu搭接接頭，發(fā)現(xiàn)隨著焊接轉(zhuǎn)速的增加，接頭內(nèi)由銅側(cè)向鋁側(cè)分別生成了Al4Cu9薄層、羽毛狀A(yù)l2Cu、過(guò)渡區(qū)域金屬間化合物層以及α-Al。形成不同區(qū)域的原因是由于焊接過(guò)程中銅原子向熔化鋁側(cè)的擴(kuò)散程度不同，過(guò)高的熱量輸入導(dǎo)致鋁側(cè)過(guò)度熔化，樹(shù)枝狀α-Al減少，而過(guò)渡區(qū)內(nèi)生成更多顆粒狀A(yù)l2Cu、AlCu金屬間化合物。

2）隨著焊接轉(zhuǎn)速的增加，接頭斷裂由界面斷裂模式轉(zhuǎn)變?yōu)槿酆税纬瞿Ｊ剑附訁?shù)為轉(zhuǎn)速1200r/min、焊接時(shí)間5s、下壓量0.15mm時(shí)接頭強(qiáng)度最高，接頭呈現(xiàn)焊點(diǎn)邊緣斷裂模式。

3）焊接轉(zhuǎn)速為900r/min時(shí)，接頭斷裂面較平整，未能形成冶金結(jié)合；焊接轉(zhuǎn)速為1200r/min時(shí)，接頭呈現(xiàn)韌-脆混合斷裂，接頭內(nèi)α-Al阻止裂紋快速擴(kuò)展并與羽毛狀A(yù)l2Cu形成機(jī)械互鎖；當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速達(dá)到1500r/min時(shí)，接頭內(nèi)形成過(guò)多金屬間化合物和氣孔缺陷，導(dǎo)致力學(xué)性能降低，接頭呈現(xiàn)脆性斷裂。