肖豪， 謝吉林，2，王善林，張體明，陳玉華

1.南昌航空大學江西省航空構(gòu)件成形與連接重點實驗室 江西南昌 330363

2.哈爾濱工業(yè)大學先進焊接與連接國家重點實驗室 黑龍江哈爾濱 150000

1 序言

銅作為一種重要的戰(zhàn)略資源，因其具有良好的導電性、導熱性、耐蝕性和延展性，所以廣泛應用于電氣、制冷和汽車制造等領域[1]。鋁與銅具有諸多相似性，可代替部分銅組成Al-Cu復合構(gòu)件，以達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，由于鋁與銅的線膨脹系數(shù)及熔點相差較大、化學親和力較高[3]，因此焊后容易出現(xiàn)殘余應力以及Al2Cu、Al4Cu9、AlCu等金屬間化合物[4]。據(jù)報道，這些金屬間化合物會提高接頭的電阻率，并且降低接頭的力學性能以及耐腐蝕性能[3-5]。為避免這種問題，通過固態(tài)焊接方法焊接Al-Cu復合結(jié)構(gòu)是一種有效的解決方案。攪拌摩擦點焊（Friction Stir Spot Welding）是基于攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding）發(fā)展而來，適合于搭接接頭[6-8]，通過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，在焊后會產(chǎn)生一個小孔以及溝缺陷，這個小孔不美觀且會降低接頭的耐腐蝕性能[9，10]，使用無針工具可以解決這些問題。有研究指出，使用無針攪拌頭比有針攪拌頭可以獲得更高強度的無缺陷接頭[9]。

綜上所述，本文研究中使用無針攪拌摩擦點焊方法，采取銅在上、鋁在下搭接形式進行焊接，由于兩種材料的機械阻力不同，銅在上部可以與攪拌頭摩擦產(chǎn)生更多熱量，減少焊接時間，并且留下較小的焊接圓圈[3]。本文通過無針攪拌摩擦點焊方法焊接了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，對接頭的力學性能進行了測試和分析，分析了接頭拉伸時的斷裂過程和斷裂機制。

2 試驗及方法

試驗使用江西奈爾斯西蒙斯赫根賽特中機有限公司生產(chǎn)的CMTJ2068型號機床改造的龍門式摩擦焊機（見圖1a），攪拌頭使用軸肩直徑為16mm的GH4169材質(zhì)無針攪拌頭（見圖1b）。T2純銅和1060純鋁的化學成分見表1、表2。

表1 1060純鋁化學成分（質(zhì)量分數(shù)） （%）

表2 T2純銅化學成分（質(zhì)量分數(shù)） （%）

圖1 試驗使用的設備和攪拌頭工具

采用銅在上、鋁在下的方式進行搭接點焊，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，搭接長度為40mm，如圖2所示。攪拌摩擦點焊的主要焊接參數(shù)是下壓量、焊接時間、轉(zhuǎn)速及下壓速度[8，11]。 通過前期工藝參數(shù)試驗發(fā)現(xiàn)，過大的下壓量和焊接時間會導致攪拌頭的過度磨損，較小的下壓量和焊接時間則導致無法發(fā)生有效結(jié)合。通過試驗，選定下壓量為0.15mm（0.1mm/s下壓速度）、焊接時間為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個樣品，其中1個作為金相試樣、3個作為拉伸試樣，研究不同焊接轉(zhuǎn)速下接頭的微觀組織和力學性能。取焊縫截面，使用樹脂粉末熱鑲嵌后再使用砂紙對其打磨，去除劃痕后再使用金剛石研磨膏對其進行拋光處理，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）檢測界面微觀組織成分和斷口內(nèi)組織成分。使用MTs萬能拉伸試驗機測試焊接接頭力學性能，拉伸速率為1mm/min。為防止拉伸試驗過程產(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個試樣測試的平均值作為力學性能參數(shù)。

圖2 攪拌摩擦點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，導致焊點和界面發(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。有文獻指出，兩種材料在攪拌摩擦焊的過程中界面發(fā)生局部熔化，接頭通過反應釬焊而形成共晶層連接[10，12]。 由于鋁的熔點更低，導致在焊接過程中部分熔化，而更高的旋轉(zhuǎn)速度導致了更高的熱輸入，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，原因是焊接過程中液相被擠出焊點，而小氣孔則是由于冷卻收縮而導致的[13]。

圖3 Al-Cu攪拌摩擦點焊接頭金相試樣宏觀形貌

在焊接過程中，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別相互接觸和擴散。根據(jù)相關文獻，隨著溫度和鋁原子濃度的上升，鋁原子在銅原子中的擴散速率提升了幾個數(shù)量級，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，銅原子在鋁原子中的溶解和擴散速率是熱激活的，并隨溫度呈指數(shù)增加[14]。在焊接轉(zhuǎn)速為900r/min時，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，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，銅原子大量擴散到鋁液相內(nèi)，由于銅原子沿濃度梯度擴散，在界面處分層形成了不同的相，α-Al樹枝晶在鋁側(cè)形核生長而Al2Cu共晶在銅側(cè)形核生長，中間形成了過渡區(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。當焊接轉(zhuǎn)速達到1500r/min時，接頭內(nèi)樹枝狀晶急劇減少，過渡區(qū)生成了大量共晶組織，其原因是過大的熱輸入導致鋁側(cè)過度熔化。從銅側(cè)生長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散導致接頭內(nèi)形成更多共晶組織，這顯然對接頭的綜合力學性能有害[15]。

對接頭進行EDS掃描，其掃描位置如圖4所示。分別對樹枝狀組織、過渡區(qū)、羽毛狀組織，以及靠近銅側(cè)的不連續(xù)金屬間化合物層進行點掃，其成分見表3。首先，由于焊接過程中鋁側(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)生了化學濃度梯度和溫度梯度，導致銅原子沿濃度梯度擴散。因為不同區(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)擴散更快，且銅的熔點更高，熔化的鋁為銅原子提供了有利的擴散通道，導致界面反應以及金屬間化合物的形成主要由銅原子向鋁原子中的擴散程度決定。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，這可能是因為Cu4Al3和Cu3Al2是作為不穩(wěn)定中間相在焊接過程中產(chǎn)生的[16，17]。

表3 EDS點掃結(jié)果以及相組成成分

圖4 Al-Cu攪拌摩擦點焊接頭掃描電

3.2 力學性能

如圖5所示，隨著焊接轉(zhuǎn)速增加，焊點周圍因熱而產(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)焊點邊緣斷裂模式，接頭強度最高，拉伸剪切力達到2903N。當焊接轉(zhuǎn)速為1500r/min時，由于金屬間化合物層的厚度增加，拉伸過程中焊點遠端產(chǎn)生了應力集中，導致接頭出現(xiàn)了熔核拔出斷裂。有文獻指出[18，19], 基體材料與點焊接頭的塑性應變分布關系決定了點焊接頭的失效模式。如果點焊外基體金屬的應變大于焊縫界面的應變，則點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)速接頭的拉伸試驗中，焊點沒有形成牢固的冶金結(jié)合，導致焊點在剪切作用力下直接斷裂形成界面斷裂模式，而當焊接轉(zhuǎn)速增加到1200r/min時，由于接頭焊縫的強度大于基體金屬，拉伸過程中，接頭在拉伸方向的前端和后端產(chǎn)生了應力集中現(xiàn)象，鋁板因左右區(qū)域和中間剛性焊點區(qū)域的伸長率不一樣，中間的延伸受到剛性焊點的限制，所以導致了拉伸近端鋁母材局部產(chǎn)生較大的塑性應變，這種局部塑性應變會造成焊點邊緣的鋁母材頸縮和最終的局部斷裂?？傊?，在拉伸過程中，鋁側(cè)母材較弱，焊點初期受到剪切力，隨著載荷增加，鋁母材的變形導致拉伸遠端發(fā)生了剝離，而近端的鋁母材因較大的局部應變而發(fā)生斷裂。當焊接轉(zhuǎn)速達到1500r/min時，過多熱輸入導致接頭和母材的性能進一步降低，接頭更早發(fā)生拉伸近端的斷裂和拉伸遠端的剝離。

圖5 Al-Cu攪拌摩擦點焊接頭拉伸性能和拉伸曲線

3.3 接頭斷口形貌和斷裂機制

圖6 所示為Al-Cu攪拌摩擦點焊接頭斷口形貌。由圖6a可看出，焊接轉(zhuǎn)速為900r/min時，發(fā)生界面斷裂的接頭由于焊接熱量不足導致未形成有效的冶金結(jié)合，接頭力學性能較低，這也反映了無針攪拌摩擦點焊與傳統(tǒng)攪拌摩擦焊的不同，即搭接接頭的低熔點母材發(fā)生熔化進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)了已形核但未來得及長大的AlCu和Al2Cu顆粒狀金屬間化合物，裂紋擴展時產(chǎn)生的二次裂紋直接穿過其中；圖6c可看出，當焊接轉(zhuǎn)速達到1200r/min時，接頭內(nèi)部生成了樹枝狀和羽毛狀的金屬間化合物，這說明搭接界面鋁側(cè)發(fā)生了熔化，與擴散到鋁中的銅原子形成了金屬間化合物，然后進一步形成了冶金結(jié)合，這種冶金結(jié)合，以及樹枝狀α-Al和羽毛狀Al2Cu與中間過渡區(qū)域之間的機械互鎖和其對裂擴展的阻擋作用或許是導致接頭強度更高的原因[9]；由圖6d可看出，當焊接轉(zhuǎn)速達到1500r/min時，熱量輸入過大，鋁側(cè)金屬大量熔化，中間過渡區(qū)的厚度增加，過渡區(qū)層內(nèi)的不連續(xù)羽毛狀和顆粒狀金屬間化合物增多，導致接頭力學性能下降。

圖6 Al-Cu攪拌摩擦點焊接頭斷口形貌

對鋁和銅攪拌摩擦點焊而言，拉伸試驗過程中，在較低的外載荷作用下，過渡區(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致了應力集中和微裂紋的產(chǎn)生[16-20]，裂紋優(yōu)先在該層擴展。在接頭斷口處出現(xiàn)準解理斷裂特征，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展提供了有利路徑。對于大多數(shù)金屬間化合物晶體來說，強定向鍵會顯著降低位錯的遷移率，因為少量的位錯運動會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)生過度熔化，界面處的液態(tài)金屬被擠壓出焊點，導致界面液態(tài)金屬凝固過程中產(chǎn)生大的氣孔，同時過渡區(qū)域凝固收縮時易產(chǎn)生微小氣孔，這些氣孔會導致應力集中并在孔洞周圍產(chǎn)生短裂紋，斷裂時裂紋會穿過氣孔并在金屬間化合物中擴展和延伸[13]。

總之，在過低的轉(zhuǎn)速下，界面因熱輸入不足沒有形成有效的冶金連接，導致接頭力學性能較低，可以在接頭斷口處明顯發(fā)現(xiàn)接頭沒有形成有效的冶金結(jié)合；而在過高轉(zhuǎn)速下，過渡層的大量不連續(xù)羽毛狀Al2Cu金屬間化合物和顆粒狀脆性金屬間化合物導致的應力集中和微裂紋的產(chǎn)生，以及過度熔化并在凝固時形成的氣孔是導致接頭力學性能開始下降的主要原因。

4 結(jié)束語

1）使用無針攪拌摩擦點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Al2Cu、過渡區(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程中銅原子向熔化鋁側(cè)的擴散程度不同，過高的熱量輸入導致鋁側(cè)過度熔化，樹枝狀α-Al減少，而過渡區(qū)內(nèi)生成更多顆粒狀Al2Cu、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?，焊接參?shù)為轉(zhuǎn)速1200r/min、焊接時間5s、下壓量0.15mm時接頭強度最高，接頭呈現(xiàn)焊點邊緣斷裂模式。

3）焊接轉(zhuǎn)速為900r/min時，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，接頭呈現(xiàn)韌-脆混合斷裂，接頭內(nèi)α-Al阻止裂紋快速擴展并與羽毛狀Al2Cu形成機械互鎖；當焊接轉(zhuǎn)速達到1500r/min時，接頭內(nèi)形成過多金屬間化合物和氣孔缺陷，導致力學性能降低，接頭呈現(xiàn)脆性斷裂。