基于高熵合金中間層的Q235 鋼/6061 鋁合金電阻點(diǎn)焊接頭的組織與性能

蔣淑英，蔡暢，趙明，黃萬(wàn)群

(中國(guó)石油大學(xué)(華東),青島,266580)

0 序言

鋁及鋁合金具有質(zhì)輕、高比強(qiáng)度和高耐腐蝕等優(yōu)異性能.低碳鋼具有良好的強(qiáng)度、塑性及低廉的價(jià)格.由兩者構(gòu)成的復(fù)合結(jié)構(gòu)，能夠?qū)烧叩膬?yōu)勢(shì)結(jié)合起來(lái)，既滿(mǎn)足單一金屬本身無(wú)法滿(mǎn)足的性能要求，又能減輕結(jié)構(gòu)重量、降低成本和節(jié)約能源，在航空、航天和汽車(chē)制造領(lǐng)域具有極大的應(yīng)用前景[1-2].但由于鋼和鋁之間較大的性能差異和較低的相容性，易在焊接過(guò)程中產(chǎn)生FexAly脆性化合物，嚴(yán)重影響接頭質(zhì)量[3-5].因此如何實(shí)現(xiàn)鋼/鋁之間的可靠連接是鋼/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵.

國(guó)內(nèi)外研究人員采用了各種焊接方法對(duì)鋼和鋁進(jìn)行焊接研究，發(fā)現(xiàn)最有可能解決鋼/鋁焊接難題的就是在兩者之間加入擴(kuò)散阻擋層，但最大的難點(diǎn)在于尋找一種對(duì)鋁和鐵均有一定相容性且又不會(huì)產(chǎn)生脆性化合物的中間層[6-8].

高熵合金的出現(xiàn)為解決鋼/鋁異種金屬焊接問(wèn)題提供了新的思路.高熵合金的高熵效應(yīng)和遲滯擴(kuò)散效應(yīng)使得金屬間化合物的產(chǎn)生被抑制，體系容易形成簡(jiǎn)單的無(wú)序固溶體結(jié)構(gòu)，有利于獲得優(yōu)異的力學(xué)性能[9].此外，高熵合金對(duì)于元素的包容能力較大，元素含量在一定范圍內(nèi)變化時(shí)，并不會(huì)引起合金晶體結(jié)構(gòu)的變化[10-11].因此，具有簡(jiǎn)單固溶體結(jié)構(gòu)的高熵合金有作為異種金屬焊接中間層的潛力.例如Liu 等人[12]采用CoZnCuMn0.8Si0.2和FeCoCrNiMn 高熵合金粉末對(duì)304 不銹鋼/6061 鋁合金進(jìn)行了激光焊，研究發(fā)現(xiàn)，兩種高熵合金粉末通過(guò)填充可以將鋼和鋁成功連接起來(lái)，在連接處產(chǎn)生了高熵效應(yīng)，有效地避免了Fe-Al 化合物的生成，同時(shí)還使得焊縫區(qū)域形成均勻細(xì)小的等軸晶.Khorrami 等人[13]將Al0.5FeCoCrNi 作為中間夾層進(jìn)行了鋼/鋁的電阻點(diǎn)焊，研究發(fā)現(xiàn)，采用高熵合金(high-entropy alloys，HEA)層間焊接的接頭比無(wú)層間焊接的接頭的拉剪載荷有明顯提高.郭嘉寶[14]將高熵合金制備成薄片加入到鋼和鈦中間，通過(guò)電阻點(diǎn)焊實(shí)現(xiàn)了鋼和鈦的可靠連接，研究發(fā)現(xiàn)，Q235/HEA/TA2 電阻點(diǎn)焊接頭宏觀形貌完整，無(wú)明顯的焊接缺陷，焊縫區(qū)域組織均勻細(xì)小，為體心立方晶格(body center cubic，BCC)和面心立方晶格(face center cubic，F(xiàn)CC)固溶體，抑制了金屬間化合物的產(chǎn)生.裴龍基等人[15]將Co13Cr28Cu31Ni28高熵合金作為中間過(guò)渡層，采用脈沖鎢極惰性氣體保護(hù)焊(tungsten inert gas welding，TIG 焊)實(shí)現(xiàn)了TA2鈦與Q235 鋼的良好連接，焊縫組織為BCC 和FCC 的固溶體結(jié)構(gòu)，無(wú)脆性金屬間化合物的產(chǎn)生，接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到224 MPa.

電阻點(diǎn)焊具有高效率、高自動(dòng)化程度和低成本等優(yōu)勢(shì)，是制造鋼-鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)的重要技術(shù).因此，將高熵合金引入到鋼/鋁異種金屬的電阻點(diǎn)焊中，將其作為中間夾層放置于鋼和鋁之間進(jìn)行電阻點(diǎn)焊試驗(yàn)，并對(duì)接頭進(jìn)行組織和力學(xué)性能分析，為解決鋼-鋁異種金屬焊接難題提供新的思路.

1 試驗(yàn)方法

1.1 中間層高熵合金成分設(shè)計(jì)及制備

采用高熵合金作為焊接中間層時(shí)，其元素的選取需考慮中間層材料對(duì)母材的潤(rùn)濕性以及對(duì)母材元素的冶金相容性，避免脆性金屬間化合物的產(chǎn)生.從潤(rùn)濕性角度考慮，中間層材料應(yīng)該含有一定量的Fe，Al 元素，由于焊接過(guò)程中焊縫里必然有母材的熔入.為了保證焊縫金屬達(dá)到高熵化的成分要求，中間層材料里Fe，Al 元素含量不宜過(guò)高.此外，根據(jù)高熵合金的設(shè)計(jì)要求，為了使合金具備高混合熵，合金需由5 種或以上不同元素組成，合金的混合焓范圍必須在-40～ 10 kJ/mol 之間，各成分元素之間的半徑差必須在12%以?xún)?nèi)，并且所選元素原子半徑和電負(fù)性接近[16].根據(jù)以上原則，高熵合金中間層選擇了Co，Cr，Mn，Ni 為主要元素，F(xiàn)e，Al 為次要元素，組成Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金.Co，Cr，Mn，Ni 屬于同一周期元素，具有相近的原子半徑和電負(fù)性，等摩爾比熔煉后形成簡(jiǎn)單的FCC 固溶體結(jié)構(gòu)，具有良好的強(qiáng)韌性，且對(duì)Fe，Al 均有良好的相容性.少量Fe 和Al 的加入則可以增加高熵合金與鋼和鋁合金母材的潤(rùn)濕性，提高接頭界面質(zhì)量.

將純度大于99.9%的Co，Cr，Mn，Ni，F(xiàn)e，Al 單質(zhì)金屬粉末按成分配比稱(chēng)取，采用球磨機(jī)混合均勻并壓制成片，采用WK-I型非自耗真空電弧爐

進(jìn)行金屬熔煉，最后通過(guò)線(xiàn)切割將制備成形的紐扣狀高熵合金切割成厚度為0.5 mm 的箔片待用.

1.2 焊接接頭的制備

母材選用6061 鋁合金和Q235 低碳鋼，尺寸均為100 mm × 25 mm × 1 mm.6061 鋁合金屬于Al-Mg-Si 系，具有良好的焊接性，被廣泛應(yīng)用在汽車(chē)車(chē)身制造中.Q235 鋼屬于普通碳素結(jié)構(gòu)鋼，制造成本低，強(qiáng)度、塑性以及焊接性配合較好，在生產(chǎn)中應(yīng)用極為廣泛.焊接前，打磨母材和高熵合金中間層表面，去除氧化物與雜質(zhì)，并用丙酮進(jìn)行清洗.將厚度為0.5 mm 的高熵合金箔片作為中間夾層夾入到鋼板和鋁板之間，采用DN-75 型電阻點(diǎn)焊機(jī)進(jìn)行電阻點(diǎn)焊試驗(yàn)，采用直徑為8 mm 的F 電極，電極材料為鉻鋯銅，Q235 鋼在上電極處，6061 鋁合金在下電極處，搭接區(qū)尺寸為25 mm × 25 mm.經(jīng)過(guò)前期試驗(yàn)優(yōu)化出焊接工藝參數(shù)為：電極壓力3 kN，焊接電流13 kA，焊接時(shí)間360 ms.

1.3 組織表征和性能測(cè)試

將焊接接頭從焊縫中間切開(kāi)，使用JSM-7200F型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)觀察接頭的組織形貌，并配合MAX 50 型能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)對(duì)點(diǎn)焊接頭各區(qū)域內(nèi)的元素組成和變化進(jìn)行分析.通過(guò)X'Pert Pro MPD 型X 射線(xiàn)衍射儀確定點(diǎn)焊接頭的相組成.利用HV-1000A 型維氏硬度計(jì)測(cè)試點(diǎn)焊接頭的硬度分布，測(cè)試從鋼母材側(cè)、熔核區(qū)、界面區(qū)到鋁母材側(cè)，試驗(yàn)載荷為0.98 N，加載時(shí)間為15 s，測(cè)試點(diǎn)間距為0.1 mm.采用CTM8000 型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)焊接試樣進(jìn)行拉剪試驗(yàn)，為了確保搭接型焊接接頭測(cè)試數(shù)據(jù)的準(zhǔn)確性，避免在試驗(yàn)過(guò)程中因受力不在一個(gè)平面而發(fā)生扭轉(zhuǎn)現(xiàn)象，在鋼、鋁母材的兩側(cè)均焊上1 mm 的墊片.

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 中間層高熵合金的組織與性能

圖1 為Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金的XRD圖譜和微觀組織.圖1a 為Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金的X 射線(xiàn)衍射儀(XRD)圖譜，利用MDI Jade 6.0 軟件將衍射圖譜與軟件中的標(biāo)準(zhǔn)PDF 數(shù)據(jù)庫(kù)進(jìn)行對(duì)比可知，其晶體結(jié)構(gòu)只有簡(jiǎn)單的FCC 型無(wú)序固溶體組成，無(wú)復(fù)雜的有序金屬間化合物生成.因?yàn)楹辖鹩休^高的混合熵，增加了組元間的相容性，抑制了金屬間化合物的形成，所以熔煉后的中間層高熵合金只有簡(jiǎn)單的固溶體結(jié)構(gòu).具有簡(jiǎn)單FCC 固溶體結(jié)構(gòu)的合金其晶面間距大、滑移方向多，塑性良好，用作焊接中間層可以很好地緩解焊接應(yīng)力問(wèn)題.圖1b 為Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金的微觀組織，其組織形貌為典型的樹(shù)枝晶，枝晶內(nèi)部區(qū)域和晶間區(qū)域顏色明顯不同，兩區(qū)域應(yīng)該存在成分偏析.對(duì)晶間區(qū)域(點(diǎn)1)和枝晶內(nèi)部區(qū)域(點(diǎn)2)進(jìn)行EDS 點(diǎn)成分分析，結(jié)果如表1 所示.從表1 可以看出，Co，Cr，F(xiàn)e 3 種元素在枝晶內(nèi)的含量偏高，而Mn，Ni，Al 3 種元素在晶間的含量更高.在熔煉合金的冷凝階段，高熔點(diǎn)的Co，Cr，F(xiàn)e 率先凝固分布在晶內(nèi)，熔點(diǎn)較低的Mn，Ni，Al 組元冷凝時(shí)存在較長(zhǎng)時(shí)間的液態(tài)相，凝固時(shí)被排擠到晶間附近，因此在晶間處富集.同時(shí)，Co，Cr，F(xiàn)e 的二元混合焓較低，組元間有較好的互溶性.Mn，Ni，Al 3 種組元中Mn，Ni 之間的混合焓為-8 kJ/mol，也具有良好的互溶性，相對(duì)于晶內(nèi)而言，Mn，Ni，Al 在晶間分布較多.Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金的晶內(nèi)和晶間雖然存在一定程度的成分偏析，但從XRD 圖譜中并沒(méi)有發(fā)現(xiàn)除FCC 固溶體之外的第二相生成，因此晶間的成分偏析并沒(méi)有引起晶體結(jié)構(gòu)的改變.

表1 圖1b 中各點(diǎn)的EDS 分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 1 EDS analysis results of each points in Fig.1b

圖1 Fe0.2CoCrMnNiAl0.2 高熵合金的 XRD 圖譜和微觀組織Fig.1 XRD pattern and microstructure of Fe0.2CoCr-MnNiAl0.2 HEA.(a) XRD pattern;(b) microstructure

采用WDW-300E 型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)φ10 mm×5 mm Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金圓柱形鑄錠進(jìn)行壓縮試驗(yàn)，測(cè)試中間層高熵合金的強(qiáng)度和塑性變形能力，其室溫下的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)如圖2 所示.當(dāng)加載到萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)的最大壓力時(shí)，試樣只是被壓成鼓狀，未出現(xiàn)斷裂，此時(shí)高熵合金的變形量為65%，壓縮應(yīng)力為980 MPa.因此，F(xiàn)e0.2CoCrMn-NiAl0.2高熵合金的強(qiáng)度和塑韌性良好，可作為鋼/鋁異種金屬電阻點(diǎn)焊的中間層材料.

圖2 Fe0.2CoCrMnNiAl0.2 的壓縮應(yīng)力?應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.2 Compression stress?strain curve of the Fe0.2Co-CrMnNiAl0.2

2.2 Q235/Fe0.2CoCrMnNiAl0.2/6061 電阻點(diǎn)焊接頭組織

2.2.1 接頭宏觀形貌

圖3 為Q235/Fe0.2CoCrMnNiAl0.2/6061 電阻點(diǎn)焊接頭的表面與截面形貌.在Q235 鋼的表面存在著明顯的電極壓痕，壓痕附近無(wú)點(diǎn)焊噴濺物的存在，且在焊點(diǎn)周?chē)嬖谝蝗诤稚沫h(huán)形區(qū)域.接頭截面中鋼側(cè)和鋁側(cè)均有半橢圓形狀的熔核，呈現(xiàn)出典型的雙熔核形貌特征.焊接過(guò)程中，在電阻熱的作用下，鋼/高熵合金界面處發(fā)生熔化，在電極壓力的作用下鋼液與高熵合金液發(fā)生混合，形成液態(tài)熔池并發(fā)生冶金反應(yīng)，冷卻凝固后形成半橢圓形熔核，表現(xiàn)出熔焊特征.同時(shí)，由于鋁的電阻率比鋼小，鋁側(cè)產(chǎn)生的電阻熱低，加之鋁的散熱性較強(qiáng)，因此在鋁合金/高熵合金側(cè)只有低熔點(diǎn)的鋁合金熔化，高熔點(diǎn)的高熵合金不熔化，熔化的鋁合金液體在固態(tài)高熵合金表面流動(dòng)、潤(rùn)濕、鋪展并發(fā)生原子互擴(kuò)散和界面反應(yīng)，冷卻凝固后形成鋁合金熔核及連接界面，表現(xiàn)出熔釬焊的特征.從宏觀形貌可以看出，F(xiàn)e0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金作為中間層實(shí)現(xiàn)了鋼/鋁間的有效連接，且接頭成形美觀，無(wú)焊接缺陷產(chǎn)生.

圖3 點(diǎn)焊接頭的表面和截面形貌Fig.3 Surface and section morphology of the spot welded joint.(a) surface morphology;(b) section morphology

2.2.2 鋼側(cè)熔核組織

鋼側(cè)熔核的顯微組織及EDS 成分線(xiàn)掃描結(jié)果如圖4 所示，點(diǎn)成分分析結(jié)果如表2 所示.從圖4a可以看出，熔核上部、中部和底部晶粒形態(tài)明顯不同.靠近鋼側(cè)熔合線(xiàn)區(qū)域的上部為柱狀晶組織，該區(qū)域與銅電極最近，最先受到冷卻水的作用，溫度迅速下降達(dá)到過(guò)冷狀態(tài)，同時(shí)半熔化的鋼表面能較低，晶粒在此處迅速非自發(fā)形核，并在此時(shí)沿著接頭的冷卻梯度以柱狀晶垂直于熔合線(xiàn)生長(zhǎng).熔核中部的組織由細(xì)小且互相平行的樹(shù)枝晶構(gòu)成，液態(tài)的高熵合金與從鋼側(cè)擴(kuò)散而來(lái)的Fe 原子結(jié)合，在電極冷卻的作用下，溫度梯度較大，樹(shù)枝晶的主軸垂直于熔合線(xiàn)向熔核中心生長(zhǎng).在熔核底部為柱狀晶與等軸晶的混合組織，此處過(guò)冷度較低，且高熵合金的混亂度較高，抑制了晶粒的形核，只能依附于初生晶粒進(jìn)行長(zhǎng)大，冷卻開(kāi)始階段一部分晶粒平行于散熱方向生長(zhǎng)形成柱狀晶，隨著凝固的進(jìn)行，散熱逐漸失去了方向性，晶粒的生長(zhǎng)也不再只垂直于熔合線(xiàn)，因此部分形核較晚的晶粒開(kāi)始向四周自由生長(zhǎng)，最后形成了較多的等軸晶，由此在該區(qū)域形成了柱狀晶和等軸晶混合的現(xiàn)象.從圖4b 線(xiàn)掃描結(jié)果可知，F(xiàn)e 元素的含量在鋼側(cè)熔合線(xiàn)處下降，隨著距離不斷的靠近熔核，含量持續(xù)降低，進(jìn)入熔核后趨于穩(wěn)定，而Co，Cr，Mn，Ni，Al 5 種元素的含量與Fe 元素含量的變化趨勢(shì)相反.在整個(gè)熔核區(qū)域，6 種元素的含量基本穩(wěn)定.

表2 圖4a 中各點(diǎn)EDS 分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 2 EDS analysis results of each points in Fig.4a

圖4 鋼側(cè)熔核的微觀組織及 EDS 線(xiàn)掃描結(jié)果Fig.4 Microstructure and EDS line scan results of the nugget on steel side.(a) microstructure;(b) EDS line scan results

從表2 可以看出，鋼側(cè)母材中的點(diǎn)1 位置其化學(xué)成分中只含有Fe 元素，高熵合金中的元素沒(méi)有越過(guò)熔合線(xiàn)進(jìn)入鋼母材；點(diǎn)2 為鋼側(cè)熔合線(xiàn)位置，其中含有原子分?jǐn)?shù)為71.17%Fe，7.77%Co，7.68%Cr，5.15%Mn，7.48%Ni，0.66%Al，可以得出靠近鋼母材的液態(tài)合金以鋼母材晶粒為基體結(jié)晶凝固長(zhǎng)大，其中Fe 為主要元素，其它高熵合金成分含量較低，但其比例與設(shè)計(jì)的高熵合金比例相近；點(diǎn)3 在靠近熔合線(xiàn)區(qū)域的柱狀晶區(qū)，其中Fe 元素含量降低為35.21%(原子分?jǐn)?shù))，其它元素的含量上升，其比例同樣與設(shè)計(jì)的高熵合金比例相近.點(diǎn)4 和點(diǎn)5在熔核的中心位置，點(diǎn)6 在熔核底部位置，3 個(gè)點(diǎn)的各元素含量都與點(diǎn)3 相近，Co，Cr，Mn，Ni 元素在熔核內(nèi)部分布均勻，并含有微量的Al 元素.因此，在整個(gè)熔核區(qū)域各元素互相固溶，并沒(méi)有發(fā)生過(guò)度的擴(kuò)散和偏析現(xiàn)象，鋼側(cè)母材熔化部分與高熵合金中間層的熔化部分重新熔合形成了新的高熵合金.

2.2.3 鋁合金側(cè)熔核組織

鋁合金側(cè)熔核的微觀組織和EDS 線(xiàn)掃描結(jié)果如圖5 所示，點(diǎn)成分分析結(jié)果如表3 所示.從圖5a 可以看出，在高熵合金中間層與6061 鋁合金界面處存在一條明顯的金屬過(guò)渡層，過(guò)渡層靠近鋁側(cè)位置出現(xiàn)針狀和扁平的舌狀結(jié)構(gòu)，向鋁側(cè)熔核的內(nèi)部伸展.過(guò)渡界面層在不同位置具有不同的厚度，厚度大約在1.4～ 1.8 μm 范圍內(nèi)，且厚度從熔核界面的中心向邊緣逐漸減小，但界面層的形貌整體沒(méi)有變化，只是深入鋁側(cè)熔核內(nèi)部的舌狀物和針狀物的長(zhǎng)度略有增加.鋁側(cè)熔核界面層的形成主要受到點(diǎn)焊接頭溫度場(chǎng)的影響，點(diǎn)焊時(shí)在高熵合金中間層與6061 鋁合金界面中心處的溫度最高，且散熱較慢，高熵合金各元素與Al 元素之間可以充分?jǐn)U散，產(chǎn)生冶金反應(yīng)生成較厚的界面層；而在界面的邊緣位置，溫度低散熱快，各元素之間的擴(kuò)散有限，界面層厚度也就有所下降.

表3 圖5a 中各點(diǎn)EDS 分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 3 EDS analysis results of each points in Fig.5a

圖5 鋁側(cè)熔核的微觀組織及 EDS 線(xiàn)掃描結(jié)果Fig.5 Microstructure and EDS line scanning results of the nugget on aluminium side.(a) microstructure;(b) EDS line scanning results

從圖5b 線(xiàn)掃描結(jié)果看出，從高熵合金中間層到鋁合金熔核，Al 元素的含量不斷升高，高熵合金中的Co，Cr，Mn，Ni，F(xiàn)e 元素不斷下降，在遠(yuǎn)離界面的熔核處含量幾乎為零.而在界面區(qū)，Al 元素和Co，Cr，Mn，Ni，F(xiàn)e 元素的含量都成梯度變化，呈現(xiàn)出完全相反的擴(kuò)散趨勢(shì).由此可見(jiàn)，鋁合金與高熵合金中間層在界面處存在著互擴(kuò)散現(xiàn)象，但過(guò)了界面區(qū)之后，高熵合金元素幾乎為零，說(shuō)明鋁合金側(cè)熔核基本由鋁液凝固而成，靠近鋁側(cè)的高熵合金在點(diǎn)焊過(guò)程中基本不熔化，依靠鋁液在高熵合金表面的潤(rùn)濕鋪展和元素互擴(kuò)散而形成的界面過(guò)渡層完成高熵合金和鋁熔核的冶金結(jié)合.

從表3 可以看出，高熵合金中間層處的點(diǎn)1 位置的元素成分與焊接前成分相同，Al 元素并沒(méi)有擴(kuò)散到高熵合金中間層內(nèi)部；在界面層的點(diǎn)2 位置和熔核內(nèi)部的點(diǎn)3、點(diǎn)4 位置，均以Al 元素為主，原子分?jǐn)?shù)分別達(dá)到了74.2%，86.8%和92.8%，從界面層到熔核內(nèi)部快速遞增；此外，在界面層和熔核內(nèi)部均有一定量的高熵合金成分，各元素含量之比接近于高熵合金中間層各元素設(shè)計(jì)之比，說(shuō)明高熵合金中間層中的各元素均擴(kuò)散到了熔核內(nèi)部.但不管是界面層還是熔核內(nèi)部，均僅含有從高熵合金中擴(kuò)散而來(lái)的微量Fe 元素，避免了鋼/鋁直接焊接過(guò)程中FeyAlx脆性化合物的生成.

2.2.4 接頭相結(jié)構(gòu)分析

對(duì)點(diǎn)焊接頭進(jìn)行XRD 衍射測(cè)試，分析其物相構(gòu)成，結(jié)果如圖6 所示.接頭中除了母材中的α-Al 和α-Fe 相之外，在衍射角為44 °的附近出現(xiàn)了最大的衍射峰，其它衍射峰的衍射峰強(qiáng)度都比較低，分別出現(xiàn)在衍射角78°和91°附近.通過(guò)與數(shù)據(jù)庫(kù)中PDF 卡片對(duì)比，衍射峰主要為FCC 相的單相固溶體結(jié)構(gòu)，并沒(méi)有常見(jiàn)的脆性金屬間化合物的產(chǎn)生.點(diǎn)焊熔核內(nèi)組織由單相面心立方固溶體組成，熔核內(nèi)的多元素相互擴(kuò)散，其高的吉布斯自由能促進(jìn)了點(diǎn)焊熔核內(nèi)固溶體的形成，避免了脆性金屬間化合物的形成，有利于點(diǎn)焊接頭焊接質(zhì)量的提升.

圖6 點(diǎn)焊接頭的 XRD 圖譜Fig.6 XRD pattern of the spot welded joint

2.3 基于高熵合金中間層的電阻點(diǎn)焊接頭的性能

圖7 為點(diǎn)焊接頭的硬度分布.鋼側(cè)熔合線(xiàn)附近母材的顯微硬度平均值為180.6 HV，略高于母材的原始硬度，且越靠近熔核區(qū)硬度越高，這主要是因?yàn)榭拷酆藚^(qū)的母材在焊接熱的作用下發(fā)生了重結(jié)晶形成了較為細(xì)小的鐵素體和珠光體；進(jìn)入鋼側(cè)熔核區(qū)時(shí)，顯微硬度值快速上升，平均顯微硬度值達(dá)到了298.4 HV，此處在電阻熱的作用下大量Fe 元素與高熵合金元素充分?jǐn)U散混合，形成新的固溶體，使其硬度提升；在接頭中間位置的高熵合金，因兩側(cè)母材元素?zé)o法擴(kuò)散進(jìn)入仍保持原來(lái)結(jié)構(gòu)，其平均顯微硬度值為203.3 HV；由圖5 和表3 可知，在高熵合金與鋁合金的界面處，形成了一定厚度的熔合過(guò)渡層，其中含有較多的Al 元素和高熵合金組元元素，因此其顯微硬度略低于高熵合金硬度，但遠(yuǎn)高于鋁合金母材硬度，達(dá)到181.1 HV；在鋁側(cè)熔核區(qū)的平均顯微硬度值為55.98 HV，其顯微硬度值分布變化趨于平坦.

圖7 點(diǎn)焊接頭的顯微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of the spot welded joints

取相同焊接工藝參數(shù)下的3 個(gè)Q235/Fe0.2Co-CrMnNiAl0.2/6061 電阻點(diǎn)焊接頭和1 個(gè)Q235/6061直接電阻點(diǎn)焊接頭做拉剪試驗(yàn)，拉剪力-位移曲線(xiàn)如圖8 所示.3 個(gè)加入高熵合金中間層的電阻點(diǎn)焊接頭試樣的最大拉剪力分別為1 924，1 922，1 894 N，平均拉剪力為1 913 N.而鋼和鋁直接電阻點(diǎn)焊的接頭最大拉剪力僅為829 N，前者的平均拉剪力比后者提高了130%.有中間層的拉剪試樣的斷裂位置均發(fā)生在高熵合金與6061 鋁合金的結(jié)合界面處.結(jié)合點(diǎn)焊接頭形貌和組織圖，高熵合金與鋼側(cè)形成的是熔焊熔核，熔核以“鑲嵌”的形式偏向Q235 鋼，在拉剪力的作用下，鋼側(cè)熔核受到Q235 鋼的“咬合”難以斷裂；而高熵合金與鋁合金側(cè)形成的是熔釬焊熔核，以鋁合金為主的熔核強(qiáng)度較低，導(dǎo)致從鋁合金處發(fā)生斷裂.

圖8 點(diǎn)焊接頭的拉剪曲線(xiàn)Fig.8 Tensile shear curves of the spot welded joints

圖9 為接頭兩側(cè)斷口形貌.高熵合金側(cè)斷口表面形貌呈現(xiàn)凸起狀，而鋁側(cè)斷口表面凹陷，兩側(cè)斷口表面形貌相互彌補(bǔ)，形成“紐扣狀”斷裂特征.在高熵合金側(cè)凸起位置進(jìn)行EDS 點(diǎn)成分分析，其結(jié)果如表4 所示，此處存在著大量的Al 元素，3 個(gè)檢測(cè)點(diǎn)位置的鋁含量分別達(dá)到86.15%，81.29%，89.32%(原子分?jǐn)?shù))，均高于界面處的鋁含量(74.2%).研究表明，加入高熵合金中間層后，接頭形成了較為可靠的連接，在拉剪力的作用下，斷裂發(fā)生在了鋁側(cè)熔核處，鋁合金的熔核被拉出附在高熵合金表面，呈現(xiàn)出“紐扣狀”破壞特征.

表4 高熵合金側(cè)斷口表面EDS 分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 4 EDS analysis results of fracture surface in the HEA side

圖9 點(diǎn)焊接頭的斷口形貌Fig.9 Fracture morphologies of the spot welded joint.(a) HEA side;(b) aluminum side

3 結(jié)論

(1)Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金的晶體結(jié)構(gòu)為FCC 型單相固溶體，具有良好的強(qiáng)度和塑韌性，可作為鋼和鋁異種金屬電阻點(diǎn)焊的中間層材料.

(2)采用Fe0.2CoCrMnNiAl0.2高熵合金作為中間層時(shí)，電阻點(diǎn)焊接頭截面中鋼側(cè)和鋁側(cè)均有半橢圓形的熔核，呈現(xiàn)出典型的雙熔核形貌特征.鋼側(cè)熔核由FCC 結(jié)構(gòu)的單相高熵固溶體組成，鋁合金側(cè)熔核由FCC 結(jié)構(gòu)的富Al 固溶體組成，避免了Fe-Al 脆性金屬間化合物的產(chǎn)生.

(3)Q235/Fe0.2CoCrMnNiAl0.2/6061 電阻點(diǎn)焊接頭的平均最大拉剪力達(dá)到1913 N，比鋼/鋁直接電阻點(diǎn)焊接頭的拉剪力提高了130%，斷裂發(fā)生在鋁合金側(cè)熔核處，鋁合金熔核在拉剪力的作用下被撕脫并留在高熵合金表面，呈現(xiàn)出“紐扣狀”破壞特征.