張廣川，劉世英，吳 瑋，3，蔣啟明，鄧展鷹，殷相杰，楊宏睿，黃宏，李坤航

(1.重慶理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400054；2.山東濱州渤海活塞有限公司，山東 濱州 256602;3.重慶市特種焊接材料與技術(shù)高校工程研究中心，重慶 400054)

鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)能夠兼?zhèn)?種材料的特性，具有質(zhì)量輕、強(qiáng)度高、抗腐蝕性能好的優(yōu)勢(shì)，可有效取代單種鋼材應(yīng)用于航空航天、能源、交通、建筑等眾多領(lǐng)域。鋁-鋼焊接較多地采用了熔釬焊[1-4]、釬焊[5-7]、固相焊[8-13]等方法。摩擦焊接是一種典型的固相焊技術(shù)，焊接時(shí)間短，熱輸入低，可對(duì)鋁/鋼進(jìn)行低溫焊接，有利于接頭界面處金屬間化合物的控制[14]，近年來(lái)受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。Fukumoto等[8-10，15]對(duì)鋁/鋼摩擦焊接界面冶金反應(yīng)開(kāi)展了研究，發(fā)現(xiàn)鋁/鋼界面生成的金屬間化合物形態(tài)、成分與摩擦焊接參數(shù)有關(guān)，不同熱輸入下Fe、Al 擴(kuò)散行為不同，接頭以機(jī)械結(jié)合為主時(shí)，強(qiáng)度不高，界面處產(chǎn)生少量的金屬間化合物有利于提高接頭強(qiáng)度。由于鋁/鋼直接連接界面金屬間化合物種類較多，為了獲得可靠的鋁/鋼接頭，添加中間層，在鋼、鋁端面鍍浸合金元素抑制金屬間化合物的生長(zhǎng)是采用的主要方法[16]。Reddy等[17]采用了在不銹鋼端面電鍍Cu、Ni、Ag的方式，研究了中間鍍層對(duì)不銹鋼與鋁摩擦焊接頭性能的影響，發(fā)現(xiàn)鍍層一定程度抑制了Al-Fe金屬間化合的產(chǎn)生，接頭性能比未鍍?cè)氐挠忻黠@改善。

目前鋁/鋼摩擦焊研究主要集中鋁合金與不銹鋼[8-9，16-17]，以及與低碳鋼[10，15]的連續(xù)摩擦焊方面，對(duì)鋁合金與高強(qiáng)鋼、超高強(qiáng)度鋼的焊接，以及慣性摩擦焊接和加中間層的摩擦焊研究相對(duì)較少。本文針對(duì)6061鋁合金和42CrMo超高強(qiáng)鋼，對(duì)鋼側(cè)鍍鎳，采用了慣性摩擦焊進(jìn)行鋁與鋼的連接，研究鍍鎳對(duì)接頭連接界面特征和性能的影響。

1 試驗(yàn)方法與材料

試驗(yàn)采用長(zhǎng)100 mm、直徑為φ28 mm的6061-T6鋁合金與調(diào)質(zhì)態(tài)的φ25 mm 的42CrMo超高強(qiáng)度鋼，主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。6061鋁合金經(jīng)過(guò)人工時(shí)效后，具有較好的加工成型性以及抗腐蝕能力[18]。42CrMo是一種超高強(qiáng)度鋼，韌性好、淬透性優(yōu)良。經(jīng)過(guò)調(diào)質(zhì)處理后，能夠得到較高的疲勞極限和低溫沖擊韌性。

表1 材料化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

試驗(yàn)在CT-J150/235型特種摩擦焊機(jī)上進(jìn)行。異種金屬摩擦焊時(shí)，通常要求熱源溫度不超過(guò)低熔點(diǎn)金屬的熔點(diǎn)，由于慣性摩擦焊時(shí)間非常短，采用圖1所示高頻感應(yīng)加熱器對(duì)鋼側(cè)進(jìn)行焊前預(yù)熱，以確保鋁鋼界面低溫慣性摩擦焊的實(shí)施。焊接過(guò)程中用圖2溫度采集系統(tǒng)，對(duì)輔助加熱溫度和界面溫度進(jìn)行檢測(cè)。試驗(yàn)輔助加熱溫度600 ℃，焊前鋼側(cè)預(yù)鍍14 μm鎳層。采用掃描電鏡(SEM)、X射線衍射分析儀(XRD)、能譜儀(EDS)對(duì)接頭界面特征進(jìn)行分析，用微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)量接頭抗拉強(qiáng)度。

圖1 輔助感應(yīng)加熱器示意圖

圖2 測(cè)溫示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Ni層對(duì)接頭界面溫度的影響

對(duì)同一鋼棒上的2個(gè)相鄰區(qū)域(一處有鍍Ni層，一處將Ni層磨去)加裝熱電偶，然后對(duì)材料進(jìn)行感應(yīng)輔助加熱，分別測(cè)得鋼端帶Ni層表面以及無(wú)Ni表面的溫度，如圖3(a)所示，帶Ni層表面的溫度始終低于鋼材表面的溫度，最大溫差達(dá)到70 ℃左右。為進(jìn)一步確認(rèn)Ni層對(duì)鋁/鋼摩擦焊接頭界面溫度的影響，試驗(yàn)對(duì)摩擦焊接過(guò)程中鋁側(cè)近焊縫處進(jìn)行實(shí)時(shí)測(cè)溫。從圖3(b)測(cè)得的溫度曲線變化情況可以知道，預(yù)鍍Ni層鋁側(cè)近表面溫度在整個(gè)焊接過(guò)程中均低于未鍍Ni鋁側(cè)，說(shuō)明Ni鍍層的加入降低了從鋼側(cè)端面?zhèn)鬟f到鋁界面的熱量，能夠在一定程度上起到平衡鋁鋼兩側(cè)界面溫度的作用。

圖3 溫度變化曲線

2.2 Ni層對(duì)接頭界面形貌的影響

圖4和圖5分別是不同放大倍數(shù)下的界面宏觀形貌和微觀形貌。從圖4(a)中可以看出，由于未鍍Ni接頭界面溫度較高，使得鋁側(cè)發(fā)生較大塑性變形，軟化的鋁合金在與鋼摩擦焊過(guò)程中大量粘附在較硬的鋼表面；同時(shí)，輔助加熱條件下的預(yù)熱，也使鋼側(cè)界面溫度得到一定的提高，降低了42CrMo金屬塑性變形阻力。在后續(xù)摩擦焊接過(guò)程中，這部分金屬在機(jī)械力的作用下受熱軟化，2種材料在界面經(jīng)不斷摩擦、黏著、撕裂，在結(jié)合面形成了明顯的凹凸不平的起伏形貌。進(jìn)一步放大可以發(fā)現(xiàn)，圖5(a)中未鍍Ni接頭界面處存在Al、Fe元素相互擴(kuò)散反應(yīng)生成的的灰色金屬間化合物層(IMCs)，該IMCs沿界面分布不均勻，與鋼側(cè)連接較為致密、平直，而近鋁側(cè)凹凸不齊，有斷續(xù)縫隙。形成上述形貌是由于慣性摩擦焊過(guò)程中，Al擴(kuò)散系數(shù)比Fe小，與鋼中鐵元素反應(yīng)生成的Al-Fe金屬間化合物受到鋼的阻礙不能任意生長(zhǎng)，使得近鋼側(cè)比較平直，較為致密，而Fe的擴(kuò)散系數(shù)比Al大，界面化合物層整體向Al基體方向生長(zhǎng)，形成的Al-Fe金屬間化合物應(yīng)力較大，在靠近鋁側(cè)出現(xiàn)縫隙[19]。

圖4 接頭界面宏觀形貌

相比于未鍍Ni接頭，圖4(b)鍍Ni后的界面溫度稍低，焊縫整體上變得較為平直。圖5(b)顯示由于Ni有良好延展性和中等硬度，塑性變形主要發(fā)生在鋁與Ni層中，鋼側(cè)則基本未發(fā)生變形。鍍Ni后界面生成一條較寬的IMCs層，沿界面上分布狀態(tài)更為均勻，IMCs層與兩側(cè)連接緊密，無(wú)縫隙。雖然鍍Ni后界面溫度會(huì)降低，但在相近溫度條件下，由于Al-Ni系金屬間化合物的生成焓負(fù)值相比于Al-Fe系化合物要大2～3倍[20]，Al-Ni系化合物會(huì)更容易生成。因此，試驗(yàn)中出現(xiàn)未鍍Ni接頭界面溫度雖然更高，但界面化合物層厚度卻更薄的現(xiàn)象。

圖5 接頭界面微觀形貌

界面化合物的組成對(duì)接頭的連接質(zhì)量有著一定的影響，同時(shí)化合物層的厚度及分布狀態(tài)對(duì)接頭的連接質(zhì)量也有著很大的影響。試驗(yàn)在相同的放大倍數(shù)下，對(duì)兩類接頭的界面化合物層通過(guò)面積測(cè)量軟件，測(cè)得其厚度結(jié)果如圖6所示。鍍Ni后的接頭界面化合物層厚度高于未鍍Ni接頭，其平均厚度為1.14 μm，而未鍍Ni接頭界面化合物層厚度僅有0.567 μm。有研究表明，異種金屬采用摩擦焊接時(shí)，化合物層厚度在較薄范圍內(nèi)(一般認(rèn)為在10 μm內(nèi)[15])，接頭強(qiáng)度會(huì)隨化合物層厚度增加而增加。

圖6 接頭界面化合物層厚度

2.3 Ni層對(duì)接頭界面元素?cái)U(kuò)散的影響

焊接過(guò)程中，接頭界面溫度的高低與接頭界面元素?cái)U(kuò)散情況有著密切的關(guān)系。相同條件下，一般隨著溫度的升高，接頭界面原子活躍程度越高，越容易發(fā)生原子之間的相互擴(kuò)散和反應(yīng)，從而更易在界面形成金屬間化合物。圖7(a)、(b)分別為鍍Ni與未鍍Ni接頭界面元素?cái)U(kuò)散情況。

圖7 接頭界面元素分布情況

對(duì)比兩圖可以發(fā)現(xiàn)，2種情況下Fe元素的擴(kuò)散范圍相近，但Al元素?cái)U(kuò)散情況卻不同。未鍍Ni時(shí)，接頭近焊縫的Al元素?cái)U(kuò)散范圍能夠達(dá)到10 μm，而鍍Ni后接頭鋁側(cè)元素?cái)U(kuò)散范圍則減小到了7.5 μm，這主要是Al元素向鋼側(cè)的擴(kuò)散速率小于鋼經(jīng)鍍層向鋁液中的擴(kuò)散速率，Ni層的加入降低了從鋼側(cè)傳遞到鋁側(cè)的能量，同時(shí)鍍層中的Ni元素?cái)U(kuò)散到鋁中與鋁反應(yīng)，生成Al-Ni金屬間化合物，減少了Al原子擴(kuò)散程度[19，21]。

此外，兩類接頭均能在界面處觀察到Al元素的聚集現(xiàn)象。這是因?yàn)樵谙嗤瑴囟葪l件下，Al 元素的自擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)高于Fe、Ni等元素的自擴(kuò)散系數(shù)[15]，焊接過(guò)程中隨著溫度的升高，近焊縫區(qū)域的Al原子被大量激活，在濃度梯度的作用下，Al原子迅速向接頭界面轉(zhuǎn)移。但由于Al在Fe、Ni中的擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)低于Al的自擴(kuò)散系數(shù)，因此，接頭界面處出現(xiàn)如圖7所示Al元素聚集的現(xiàn)象。

對(duì)比兩接頭可以發(fā)現(xiàn)鍍Ni后接頭界面Al元素與Fe元素基本不存在重疊區(qū)域，可見(jiàn)Ni層的加入，阻隔了Al、Fe元素相互擴(kuò)散，避免了界面形成Al-Fe脆性金屬間化合物。

2.4 Ni層對(duì)界面生成化合物成分的影響

圖8為兩類接頭能譜點(diǎn)掃描的位置示意圖。采用能譜分析儀，檢測(cè)分析了這些區(qū)域的質(zhì)量比以及原子比，結(jié)果列于表2和表3中。從表2中檢測(cè)結(jié)果可以看出，未鍍Ni時(shí)接頭界面組織主要由Fe、Al元素組成。從A1位置到A3位置，Al元素含量逐漸增加。根據(jù)不同位置的Al、Fe元素的原子比，結(jié)合Al-Fe二元合金相圖，可以初步判斷，接頭界面生成的金屬間化合物層應(yīng)為FeAl、FeAl2和Fe2Al5等相混合而成。

圖8 能譜點(diǎn)掃描位置示意圖

表2 未鍍Ni接頭界面EDS檢測(cè)結(jié)果

表3 鍍Ni接頭界面EDS檢測(cè)結(jié)果

從表3中可以看出，Al-Ni界面處的Fe元素相比于Al、Ni元素，含量較低。Ni鍍層的加入，對(duì)Fe元素的擴(kuò)散起到了一定的阻擋作用。有研究表明，Al-Ni-Fe三元體系中，當(dāng)某一元素含量較低時(shí)，不會(huì)形成三元金屬間化合物，含量較少的組元會(huì)以第三組元的形式固溶在另2種組元的化合物中[7]。因此，暫可以不考慮少量Fe元素對(duì)界面化合物種類的影響。根據(jù)界面能譜分析結(jié)果，結(jié)合Al-Ni二元合金相圖，可以判斷，Al-Ni界面生成的化合物應(yīng)為AlNi、Al3Ni等相混合而成。

為進(jìn)一步確認(rèn)接頭界面化合物的組成情況，試驗(yàn)分別對(duì)兩類接頭進(jìn)行了X射線衍射分析。檢測(cè)結(jié)果如圖9所示。從圖中可以看出，未鍍Ni時(shí)接頭界面處化合物存在AlFe、FeAl2、Fe2Al5等相；鍍Ni后界面則存在AlNi、Al3Ni等相。檢測(cè)結(jié)果與EDS的檢測(cè)結(jié)果基本一致。

圖9 接頭界面XRD檢測(cè)結(jié)果

2.5 Ni層對(duì)接頭力學(xué)性能的影響

圖10為兩類接頭的維氏硬度分布點(diǎn)線圖。從圖中可以發(fā)現(xiàn)，鍍Ni與否對(duì)鋼側(cè)的硬度分布基本不產(chǎn)生影響。其整體變化趨勢(shì)均是從焊縫到母材區(qū)域硬度逐漸升高，并且這個(gè)變化范圍均在23 mm左右。但在鋼側(cè)由于進(jìn)行了600 ℃的輔助加熱，導(dǎo)致鋼材的組織發(fā)生粗化，使感應(yīng)加熱范圍內(nèi)鋼材的硬度降低。

圖10 接頭硬度變化

相比于鋼側(cè)，Ni鍍層對(duì)鋁側(cè)的硬度分布則產(chǎn)生了一定的影響。從圖中可以發(fā)現(xiàn)，兩接頭在靠近焊縫的位置均存在一個(gè)約1 mm范圍寬的細(xì)晶區(qū)，其硬度值非常接近。但是隨著距焊縫的距離增加，鋁側(cè)的熱影響區(qū)范圍開(kāi)始出現(xiàn)區(qū)別。未鍍Ni接頭，熱影響區(qū)的范圍接近3 mm，而鍍Ni后，接頭熱影響區(qū)的范圍則減小到了2 mm左右。這是因?yàn)镹i鍍層的加入起到了阻隔熱量傳遞的作用，減小了鋼側(cè)向鋁側(cè)傳遞的能量，從而減小了焊接熱輸入對(duì)鋁側(cè)材料的影響范圍。熱影響區(qū)范圍的減小能夠有效地減小接頭的薄弱區(qū)域，提高接頭的連接質(zhì)量。

為減小接頭拉伸強(qiáng)度測(cè)試誤差，試驗(yàn)在相同焊接參數(shù)條件下，焊接得到多組接頭，選擇3組試樣進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，測(cè)試結(jié)果如圖11所示?？梢钥闯觯僋i后3組接頭的抗拉強(qiáng)度分別為89.8、84.3、85.4 MPa，均高于未鍍Ni接頭。由此可見(jiàn)，Ni鍍層的加入雖然生成了較厚的IMCs層，但其分布均勻，Ni元素的存在降低了Al原子在Fe中的活度系數(shù)，在一定程度上抑制了Al-Fe金屬間化合物的形成及生長(zhǎng)，界面生成的Al-Ni化學(xué)鍵比Al-Fe鍵具有較高的金屬性，韌性好、脆性低，有利于提高接頭力學(xué)性能[22]。

圖11 接頭抗拉強(qiáng)度

3 結(jié)論

1)Ni層能夠起到一定的隔熱作用，減少?gòu)匿搨?cè)傳導(dǎo)到鋁側(cè)的能量，減小鋁合金側(cè)的熱影響區(qū)；

2)Ni層的加入使鋁/鋼摩擦焊接頭界面變得平直，生成的IMCs與界面連接緊密，分布更均勻、厚度更大、塑韌性更好；

3)Ni鍍層的加入抑制了Al-Fe的相互擴(kuò)散，同時(shí)部分鎳元素?cái)U(kuò)散到Al中生成Al-Ni金屬間化合物，減少了Al原子擴(kuò)散程度，提高了接頭整體強(qiáng)度。