趙衍華，張麗娜，蔡菁青，王煒，郭盛斌，沈巖

(首都航天機(jī)械有限公司,北京,100076)

0 序言

鋁/鋼異性焊接頭可充分發(fā)揮鋁合金輕質(zhì)和不銹鋼高強(qiáng)的性能優(yōu)勢，實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)件的節(jié)能減重.目前鋁/鋼異種金屬接頭廣泛應(yīng)用于航空航天、石油、天然氣、汽車等領(lǐng)域[1-3],然而鐵與鋁的物化性能差異巨大，采用熔焊方法焊接的鋁/鋼異種金屬焊接接頭容易形成厚且脆的金屬間化合物(intermetallic compounds,IMCs) 過渡層，導(dǎo)致接頭性能的降低，甚至出現(xiàn)接頭失效現(xiàn)象.

摩擦焊是一種固相焊接技術(shù)，在摩擦熱的作用下，通過材料的塑性變形和原子擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)構(gòu)件的冶金連接，具有焊接熱輸入量低、效率高和金屬間化合物可控等特點(diǎn)[1].目前適用于回轉(zhuǎn)體構(gòu)件的摩擦焊技術(shù)主要有慣性摩擦焊和連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊，相比連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊，慣性摩擦焊工藝控制參數(shù)少，熱輸入量精確可控的特點(diǎn)更適應(yīng)于鋁/鋼異種金屬的連接.Liu 等人[4]采用慣性摩擦焊和連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊進(jìn)行了6061-T6 鋁合金與304 不銹鋼的焊接，結(jié)果表明由于慣性摩擦焊的鋁/鋼接頭界面金屬間化合物的厚度更小，其接頭強(qiáng)度大于連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊的鋁/鋼接頭；山東大學(xué)秦國梁團(tuán)隊(duì)[5]采用慣性摩擦焊技術(shù)系統(tǒng)開展了6061 鋁合金與不銹鋼異種金屬的連接，對(duì)其微觀組織、力學(xué)性能、焊前預(yù)熱工藝及接頭耐蝕性等均進(jìn)行了系統(tǒng)研究，結(jié)果表明采用優(yōu)化工藝可獲得理想力學(xué)性能和耐蝕性能的鋁/鋼異種金屬接頭，6061 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊接頭最大拉伸性能可達(dá)到鋁合金母材強(qiáng)度94%；首都航天機(jī)械有限公司趙衍華等人[6-7]采用慣性摩擦焊技術(shù)實(shí)現(xiàn)了鋁/鋼異種金屬接頭在輸送管路上的應(yīng)用.因此針對(duì)鋁/鋼異種金屬回轉(zhuǎn)體構(gòu)件的連接，慣性摩擦焊技術(shù)是一種理想連接技術(shù).

IMCs 同樣是表征鋁/鋼慣性摩擦焊接頭冶金結(jié)合的標(biāo)志，其層厚及分布特征對(duì)接頭性能起到關(guān)鍵作用.Lee 等人[8]指出，采用優(yōu)化的焊接工藝和接頭結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)可控制界面IMCs 的生成厚度,獲得性能良好的鋁/鋼異種金屬接頭；Zhang 和Kimura 等人[9-10]也通過試驗(yàn)分析得知IMCs 層厚對(duì)鋁/鋼接頭的拉伸強(qiáng)度的變化影響較大，界面IMCs 層薄且均勻時(shí)，強(qiáng)度較高，隨著層厚的增加，拉伸強(qiáng)度降低，為獲得高強(qiáng)度的鋁/鋼接頭，IMCs 層厚應(yīng)控制小于1 μm；Zhang 等人[9]通過試驗(yàn)分析認(rèn)為，對(duì)于圓棒結(jié)構(gòu)形式，在鋁/鋼異種金屬慣性摩擦焊接頭1/2R位置，即接頭中部的位置受熱力耦合作用最充分，可實(shí)現(xiàn)有效連接，而接頭外側(cè)受摩擦流動(dòng)效應(yīng)，焊接溫度低，IMCs 層厚小且不均勻分布.由此應(yīng)通過焊接工藝合理控制鋁/鋼慣性摩擦焊接頭的IMCs 層厚.

目前國內(nèi)外學(xué)者針對(duì)鋁/鋼慣性摩擦焊金相、力學(xué)、耐蝕性等基礎(chǔ)性能進(jìn)行了系統(tǒng)研究，而針對(duì)高低溫試驗(yàn)對(duì)鋁/鋼慣性摩擦焊接頭性能的影響研究尚未見相關(guān)報(bào)道.文中采用LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼進(jìn)行慣性摩擦焊，并對(duì)其焊接接頭進(jìn)行高溫循環(huán)和低溫循環(huán)試驗(yàn)，探討高低溫循環(huán)試驗(yàn)對(duì)焊接接頭性能的影響，為工程化應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支撐.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料采用LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼，LD2 鋁合金為Al-Mg-Si-Cu 系鋁合金，焊接性和耐蝕性較好；0Cr18Ni9 不銹鋼為常用不銹鋼材料，其耐蝕性、力學(xué)性能及低溫性能良好，材料成分及主要物理性能參數(shù)見表1 和表2 所示.LD2 鋁合金熱處理狀態(tài)為H112 態(tài)，0Cr18Ni9 不銹鋼熱處理為固溶態(tài).

表1 不銹鋼0Cr18Ni9 與LD2 鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of 0Cr18Ni9 stainless steel and LD2 Al alloy

表2 鋁和鋼的物理性能與力學(xué)性能Table 2 Physical and mechanical properties of LD2 Al alloy and 0Cr18Ni9stainless steel

產(chǎn)品的最終尺寸為內(nèi)徑100 m、壁厚5 mm 的筒形件，焊接采用國產(chǎn)200 t 慣性摩擦焊接設(shè)備，為了適應(yīng)設(shè)備需求，焊接接頭部位的尺寸適當(dāng)增厚，在產(chǎn)品最終狀態(tài)接頭尺寸的基礎(chǔ)上，兩側(cè)各預(yù)留焊接余量，焊后加工去除，如圖1 接頭結(jié)構(gòu)示意圖所示.焊接采用優(yōu)化工藝參數(shù)進(jìn)行，焊接接頭形式采用90°斜接鋁包鋼結(jié)構(gòu)，焊接轉(zhuǎn)速1 200 r/min，焊接壓力6 MPa，轉(zhuǎn)動(dòng)慣量32 kg/m2，軸向縮短量15 mm.為了測試接頭的低溫和高溫性能，結(jié)合使用工況，分別進(jìn)行了低溫循環(huán)和高溫循環(huán)試驗(yàn)，試驗(yàn)參數(shù)具體見表3.

圖1 焊接結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Schematic diagram of welding structure

表3 高低溫試驗(yàn)參數(shù)Table 3 Parameters of high and low temperature tests

針對(duì)LD2 鋁合金/0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊接頭，采用S-3700N 掃描電子顯微鏡對(duì)界面IMCs分布及元素?cái)U(kuò)散進(jìn)行分析；對(duì)接頭進(jìn)行腐蝕后，采用蔡司Axio Observer Z1m 光學(xué)顯微鏡觀察金相組織；通過60 t CMT5605 電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)檢測接頭整體拉伸強(qiáng)度；采用RG-B2000-Q350 液壓爆破測試設(shè)備對(duì)內(nèi)徑100 mm、壁厚5 mm 的LD2 鋁合金/0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊接頭進(jìn)行室溫液壓爆破測試；采用HLD MR15 氦質(zhì)譜檢漏設(shè)備進(jìn)行氦質(zhì)譜檢漏測試.

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 高低溫試驗(yàn)前接頭分析

2.1.1 界面IMCs 分布

焊接完成后，將焊接試件沿厚度方向均勻去除余量，最終加工至壁厚5 mm，采用線切割的方式將焊接接頭沿軸向取樣，無腐蝕情況下電鏡觀察焊縫內(nèi)部質(zhì)量，如圖2 所示，整個(gè)焊接接頭位置均未發(fā)現(xiàn)未焊合、開裂等缺陷，在高倍電鏡下可以觀察到鋁/鋼界面形成了一層厚度約為500～ 600 nm 的IMCs 層，這是鋁/鋼慣性摩擦焊過程中塑性變形與熱量耦合作用的結(jié)果，從圖中還可以發(fā)現(xiàn)，IMCs 層厚度相對(duì)均勻，且分布連續(xù)，實(shí)現(xiàn)了充分的冶金結(jié)合.試驗(yàn)中采用的斜接接頭結(jié)構(gòu)形式使鋁合金接頭的氧化膜及部分IMCs 通過塑性流動(dòng)從界面擠出，使界面IMCs 的層厚分布相對(duì)合理，同時(shí)可改善接頭質(zhì)量；采用的管接頭結(jié)構(gòu)形式，接頭內(nèi)外側(cè)由于摩擦塑性流變作用，熱量散失較多，導(dǎo)致焊接熱輸入不足，冶金反應(yīng)不充分，同時(shí)受鋁合金側(cè)飛邊擠出后應(yīng)力釋放作用，容易形成開裂缺陷，從而影響焊接接頭的質(zhì)量，基于此采用焊后加工的方式將管接頭內(nèi)外側(cè)易發(fā)生缺陷的薄弱區(qū)域金屬去除，獲得IMCs 最優(yōu)分布的接頭.

圖2 鋁/鋼慣性摩擦焊接頭顯微組織Fig.2 Microstructure of the Al/steel inertial friction welded joint

2.1.2 界面元素?cái)U(kuò)散

鋁/鋼異種金屬慣性摩擦焊過程經(jīng)歷了復(fù)雜的熱力耦合過程，界面發(fā)生了塑性變形和元素的擴(kuò)散，圖3 為界面元素線掃描及能譜分析點(diǎn)對(duì)應(yīng)圖，線掃描結(jié)果表明，界面發(fā)生了Fe 和Al 等元素的互擴(kuò)散，表4 為圖3 中不同位置點(diǎn)掃描元素分布.點(diǎn)4和點(diǎn)5 為鋁合金、不銹鋼母材元素分布，從點(diǎn)1 的元素分布可看出界面發(fā)生了Fe，Al，Si，Cr 和Ni 等元素的擴(kuò)散，但Si，Cr 和Ni 等元素含量較少，因此主要發(fā)生了Fe 和Al 元素的擴(kuò)散，推測生成了FeAlx相[11]；點(diǎn)2 和點(diǎn)3 位于近焊縫區(qū)域，該處發(fā)生了Fe 元素向鋁基體中的擴(kuò)散遷移及Si 元素的聚集，形成了富硅的FeAlx相IMCs，表現(xiàn)為白色塊狀.基于此分析可知，LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊主要發(fā)生了Fe，Al 和Si 元素的擴(kuò)散，形成了富硅的FeAlx相IMCs.

圖3 界面元素線掃描及點(diǎn)掃描位置圖Fig.3 Line scan of interface and the location of the point scan

表4 圖3 不同位置點(diǎn)掃描元素分布(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 4 Element distributions of point scan of different locations in Fig.3

2.1.3 界面金相組織

相對(duì)不銹鋼而言，LD2 鋁合金的熱導(dǎo)系數(shù)大、屈服應(yīng)力低，因此LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊過程中LD2 鋁合金發(fā)生了的明顯的塑性變形，不銹鋼側(cè)不產(chǎn)生肉眼可見的塑性變形，文中重點(diǎn)對(duì)鋁合金側(cè)的組織進(jìn)行了觀察分析，如圖4 所示.

圖4 鋁合金側(cè)金相組織Fig.4 Metallographic structure of Al alloy

圖4 左上圖為低倍鋁合金側(cè)組織形貌，可以看出鋁合金一側(cè)受熱力影響，金屬流線明顯，表現(xiàn)為單向流動(dòng).關(guān)于分區(qū)，趙衍華等人[6]從晶粒變形角度分為細(xì)晶區(qū)、拉長晶區(qū)和母材區(qū)，Ma 等人[11]則從熱力影響角度分為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)、熱力影響區(qū)及母材區(qū)，但兩者本質(zhì)相同.細(xì)晶區(qū)是較大的軸向壓力和熱輸入的作用下，鋁合金組織發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成的等軸細(xì)晶區(qū)域，圖4 右上圖，細(xì)晶區(qū)寬度約50 μm，相對(duì)熱力影響區(qū)組織，該區(qū)域組織分布無方向性；拉長晶區(qū)則是由于熱力耦合作用，鋁合金發(fā)生塑性流動(dòng)后形成的區(qū)域，該區(qū)域較寬，可達(dá)數(shù)毫米，組織沿塑性變形方向呈流線分布，晶粒被拉長，隨著遠(yuǎn)離界面區(qū)，金屬流線逐漸與鋁合金棒材拉拔成形方向趨于一致.

2.1.4 整體拉伸性能及斷口形貌

采用整體拉伸的方式進(jìn)行了接頭力學(xué)性能測試，5 組試件的抗拉強(qiáng)度均為182 MPa，達(dá)到鋁合金母材強(qiáng)度的96%，斷裂大部分從鋁合金處拉脫，距離鋁/鋼界面0～ 10 mm，如圖5 左上圖.通過電鏡進(jìn)一步分析斷口，發(fā)現(xiàn)界面90% 以上斷裂發(fā)生在鋁合金內(nèi)部，如圖5 右上圖，放大可見深且多的韌窩，如圖5 右下圖；在接頭內(nèi)側(cè)有小面積斷裂發(fā)生在鋁/鋼界面處，如圖5 左下圖，能譜分析表明界面從鋁/鋼IMCs 處發(fā)生開裂.因此認(rèn)為LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊接頭發(fā)生了韌性斷裂為主的混合斷裂.

圖5 整體拉伸斷口及斷口組織形貌Fig.5 Overall tensile fracture and fractography

2.1.5 氦質(zhì)譜檢漏及爆破測試

通過氦質(zhì)譜檢漏，漏率小于1 × 10?7Pa·m3/s，證實(shí)鋁/鋼異種金屬接頭處的密封性良好.采用液壓爆破的方式測試接頭的承壓能力，在6 MPa 和10 min 保壓下未發(fā)生泄露；繼續(xù)打爆至接頭破壞，壓力值為13.87 MPa，從鋁/鋼慣性焊接頭處開裂，如圖6 所示；該爆破值可達(dá)到設(shè)計(jì)指標(biāo)的2 倍以上.對(duì)斷口進(jìn)行分析，接頭內(nèi)側(cè)從界面IMCs 處斷開，外側(cè)從鋁合金內(nèi)部開裂，這是因?yàn)楸茰y試承受內(nèi)壓，界面在持續(xù)動(dòng)態(tài)液壓壓力作用下，首先從界面內(nèi)側(cè)薄弱處開裂.

圖6 爆破測試斷口Fig.6 Blast test fracture

2.2 高低溫試驗(yàn)后接頭性能

鋁合金與不銹鋼熱物理性能的差異會(huì)導(dǎo)致鋁/鋼異種金屬接頭在高低溫環(huán)境下承受較大的應(yīng)力和變形，為了考核LD2 鋁合金與不銹鋼慣性摩擦焊接頭的高低溫循環(huán)使用性能，結(jié)合使用工況，對(duì)鋁/鋼慣性摩擦焊接頭進(jìn)行高低溫循環(huán)試驗(yàn)，對(duì)接頭進(jìn)行了性能測試，與溫度循環(huán)試驗(yàn)前的數(shù)據(jù)進(jìn)行對(duì)比，分析高低溫循環(huán)試驗(yàn)對(duì)其影響.

2.2.1 界面IMCs 分布

采用線切割取樣，電鏡觀察高低溫循環(huán)試驗(yàn)后界面IMCs 的分布情況，如圖7 所示，界面IMCs 層厚控制在500～ 700 nm，與高低溫試驗(yàn)前的厚度基本一致，且分布均勻連續(xù)，未見IMCs 層增厚，也未出現(xiàn)界面開裂現(xiàn)象.分析認(rèn)為，IMCs 的形成受界面處熱輸入及元素?cái)U(kuò)散制約，而低溫循環(huán)試驗(yàn)環(huán)境不具備IMCs 生成的溫度條件，斜接鋁包鋼的結(jié)構(gòu)形式在低溫環(huán)境下接頭受壓應(yīng)力為主，同時(shí)接頭的力學(xué)性能與鋁合金母材性能相當(dāng)，恢復(fù)到常溫后的接頭雖然發(fā)生了1 mm 的徑向變形，但未發(fā)生界面切向滑移帶來的開裂.高溫循環(huán)試驗(yàn)溫度為280 ℃，溫度低，不利于IMCs 的生成，且時(shí)間短，不具備IMCs 快速生長的條件[8,12-13]，致使界面處的IMCs分布與試驗(yàn)前基本無差異.

圖7 高低溫循環(huán)試驗(yàn)后的界面IMCs 分布Fig.7 Distribution of IMCs at interface after high and low temperature cycling tests

2.2.2 界面金相組織

對(duì)高低溫循環(huán)試驗(yàn)后的鋁/鋼慣性摩擦焊接頭進(jìn)行了金相觀察，如圖8 所示，與試驗(yàn)前的組織相比，未發(fā)生明顯變化，鋁合金側(cè)塑性變形流線清晰，組織未受高溫影響發(fā)生粗化，因此高低溫循環(huán)試驗(yàn)環(huán)境未造成接頭組織發(fā)生變化.

圖8 高低溫循環(huán)試驗(yàn)后的接頭金相組織Fig.8 Microstructures of the joints after high and low temperature cycling test

2.2.3 氦質(zhì)譜檢漏及爆破測試

高低溫循環(huán)試驗(yàn)后，再次對(duì)接頭進(jìn)行了氦質(zhì)譜檢漏，漏率達(dá)到1 × 10?9Pa·m3/s，密封性良好；對(duì)其進(jìn)行的爆破測試結(jié)果為10 MPa 和10 min 保壓未泄露，繼續(xù)打爆至接頭破壞，壓力值為13.95 MPa，從鋁/鋼慣性焊接頭處開裂，斷裂形式與高低溫循試驗(yàn)前基本一致.測試結(jié)果表明，高低溫循環(huán)試驗(yàn)未對(duì)接頭密封性及承壓能力造成影響.

2.2.4 焊合區(qū)顯微硬度對(duì)比

分別對(duì)初始鋁/鋼異種金屬接頭和經(jīng)過高低溫循環(huán)試驗(yàn)的接頭進(jìn)行了顯微硬度測試，如圖9 所示，可以發(fā)現(xiàn)，界面附近的硬度明顯高于鋁合金側(cè)，與鋁合金母材硬度相比，提高約50%，不銹鋼側(cè)靠近焊縫處的硬度也略高于不銹鋼基體值，分析認(rèn)為界面附近鋁合金在摩擦頂鍛的作用下，發(fā)生了變形程度較大的擠壓效應(yīng)，在熱輸入的作用下實(shí)現(xiàn)了界面處組織的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成了一層細(xì)晶組織，起到了細(xì)晶強(qiáng)化的作用，造成界面附近金屬硬度的提高；不銹鋼受摩擦焊溫度影響較小，未發(fā)生明顯塑性變形，但文獻(xiàn)[12] 指出，不銹鋼近界面處會(huì)形成位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)和滑移帶，阻礙材料的塑性變形，提升界面處不銹鋼的強(qiáng)度.此外相比原始狀態(tài)和低溫狀態(tài)，高溫循環(huán)試驗(yàn)后，鋁合金側(cè)的硬度提升了10%，分析認(rèn)為高溫循環(huán)試驗(yàn)溫度為280 ℃，該溫度超過了LD2 鋁合金的時(shí)效處理溫度區(qū)間(150～ 165 ℃)，尚未達(dá)到其快速退火溫度區(qū)間(350～ 370 ℃)，時(shí)間較短，促使鋁合金發(fā)生了不完全時(shí)效強(qiáng)化，從而使鋁合金一側(cè)的硬度略有提升，由此可知低溫循環(huán)試驗(yàn)未引起接頭硬度的變化，高溫循環(huán)試驗(yàn)僅使鋁合金一側(cè)及界面附近的硬度提升了約10%，結(jié)合溫度循環(huán)試驗(yàn)后的密封及爆破性能測試，該硬度變化未對(duì)接頭造成本質(zhì)影響.

圖9 硬度檢測Fig.9 Micro-hardness test.(a) distribution of hardness test point at interface;(b) hardness distribution at interface in different states

3 結(jié)論

(1) LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊界面形成了一層厚度約為500～ 600 nm，且分布連續(xù)的IMCs 層，采用工藝控制及焊后加工的方式可實(shí)現(xiàn)鋁/鋼接頭界面IMCs 的最優(yōu)分布；接頭界面發(fā)生Fe 和Al 元素的擴(kuò)散遷移及Si 元素聚集現(xiàn)象，形成富硅的FeAlx相；接頭分為細(xì)晶區(qū)和拉長晶區(qū)，由于鋁合金組織受塑性變形的影響遠(yuǎn)大于受熱量的影響，鋁合金側(cè)晶粒組織長大不明顯.

(2) 整體拉伸測試結(jié)果表明，接頭形成了以韌性斷裂為主的混合斷裂；鋁/鋼界面在持續(xù)動(dòng)態(tài)液壓壓力作用下，爆破首先從界面內(nèi)側(cè)薄弱處開裂.

(3) 高低溫循環(huán)試驗(yàn)結(jié)果表明，界面IMCs 層厚無變化、未造成接頭組織改變、未對(duì)接頭密封性和承壓能力造成影響；鋁合金側(cè)發(fā)生不完全時(shí)效強(qiáng)化，導(dǎo)致鋁合金側(cè)的硬度較初始和低溫狀態(tài)提升約10%.

(4) LD2 鋁合金和0Cr18Ni9 不銹鋼慣性摩擦焊接頭可經(jīng)受高溫循環(huán)(25～ 280 ℃) 和低溫循環(huán)(?253～ 25 ℃) 的考驗(yàn).