紫铜-碳钢磁脉冲焊接接头界面形貌研究

于海平，范治松，赵 岩，李春峰

(1.金属精密热加工国家级重点实验室(哈尔滨工业大学)，哈尔滨 150001;2.哈尔滨工业大学材料科学与工程学院，哈尔滨 150001)

铜-钢金属材料焊接件能满足整体结构对材料强度、导电性、耐腐蚀性的综合要求，但由于Cu/Fe在熔点、热导率及膨胀系数等物理性能上的差异，利用传统的熔化焊接方法很难得到高质量的焊接接头，如紫铜-钢熔焊时温度不均、产生应力集中，导致焊后接头有裂纹及严重的泛铁现象，最终产生焊接接头力学性能降低等缺陷［1］.因此，针对铜-钢异种金属匹配，亟需探索和研究合适的焊接工艺方法.

近年来，国内外学者围绕Cu-Fe连接问题展开了广泛研究，如针对在高强钢弹体上焊接纯铜弹带，分别采用了熔覆焊接技术［2］、弹体水冷热丝堆焊技术［3］和径向摩擦焊技术［4］等，有效地控制了 Cu-Fe熔化焊接头出现的泛铁现象.Buchar［5］通过爆炸焊进行了火箭弹体-弹带的焊接，获得的爆炸焊接头强度高于铜弹带母材，波状界面处发生了约 15 μm 的扩散.Durgutlu等［6］发现，不锈钢钢板和铜板的爆炸焊焊接接头由波状界面和平直界面构成，界面处未形成脆硬的金属间化合物.此外，针对铜-钢焊接的技术还有激光焊接［7］、电子束焊接［8］等.虽然上述方法各具不同优点，但是，均不可避免地存在加工成本高、焊前试件准备工作复杂、焊接条件苛刻或安全性低等不足.

磁脉冲焊接(magnetic pulse welding/MPW)是一种固相焊接技术，无需加热即可实现异种金属母材间的冶金结合，其接头具有高强度、无热影响区等优点.已有的铝-钢［9］、铝-镁合金［10］、铜-不锈钢［11］等异种金属材料磁脉冲焊接试验表明，应用该技术可以获得强于较弱母材、高密封性的焊接接头，并且在焊接界面附近不存在热影响区，具有高生产率、无须填充材料(钎料)及保护气体、易于自动化等优点，是一种新型绿色连接技术.

本文主要通过T2铜管-50#钢管的磁脉冲焊接试验，系统分析和讨论Cu-Fe接头界面形貌等微观组织特点.

1 实验

磁脉冲焊接技术(MPW)主要是将高压脉冲电容器贮存的电能通过放电回路转化为磁场能，金属材料受脉冲磁场作用产生感应电流，感应电流在脉冲强磁场作用下产生幅值巨大的磁场力，后者驱动金属连接件与被连接件产生高速碰撞、实现冶金结合.此过程类似于爆炸焊接，属于高能率焊接的范畴.带有集磁器结构的管环磁脉冲焊接的工艺原理如图1所示.

当电容器组1充电结束后，闭合大电流开关2，线圈6将通过高幅值的瞬时电流并产生脉冲强磁场，在脉冲强磁场作用下集磁器3和铜管5产生感应电流.铜管5中的感应电流在强磁场作用下产生脉冲磁场力，后者驱动铜管加速运动、与钢管撞击完成焊接过程.

试验用的两种金属材料分别为T2紫铜和50号钢(50#钢).T2紫铜管为连接件，在MPW过程中受脉冲磁场力作用发生高速缩径变形，与被连接件50号钢管发生冲击变形和连接过程.紫铜管长27 mm，外径 35 mm，壁厚 1.3 mm.钢管长300 mm，内径20 mm不变，通过改变外径调节铜管和钢管的径向间隙.钢管外径分别为30.0、29.5、29.0、28.5 和 28.0 mm，对应径向间隙分别为1.20、1.45、1.70、1.95 和 2.20 mm.紫铜的力学性能受热处理状态和加工方法的影响显著，试验用铜管为加工态，维氏硬度可达120以上，屈服强度和延伸率分别为388 MPa和7.04%，强度高、塑性差.而一般磁脉冲焊接管件周向应变绝对值大于10%［10，12］，因此，本文磁脉冲焊接试验所用 T2 铜管需要退火处理，以提高塑性和力学性能均匀性.为考察退火温度对铜管力学性能的影响，共进行4种规范的退火实验:退火温度分别为400、450、500和550℃，保温时间0.5 h、水冷却保持不变.然后，对未退火处理和已退火管材取标准拉伸试样，在Instron5569电子万能拉伸试验机上进行单向拉伸实验.屈服强度和延伸率数据见图2，退火态T2紫铜延伸率相对于初始硬化态提高5倍多，达到45%左右，同时屈服强度显著下降.综合考虑塑性提高、软化和表面氧化程度的关系，选择500℃对应的退火规范处理T2铜管.

经标准拉伸实验获得50号钢的力学性能参数如下:屈服强度375 MPa，抗拉强度630 MPa，延伸率14%，维式硬度是252 HV.

图1 磁脉冲焊接工艺原理图

图2 屈服强度和延伸率随退火温度的变化曲线

根据高能率爆炸焊接理论，能否得到优质可靠的焊接接头主要取决于冲击速度、冲击角度等因素［9］.在磁脉冲焊接中，上述两因素除了与待连接材料力学性能和几何参数有关外，还与放电电压(能量)、搭接间隙、连接管和线圈(集磁器)的相对位置等密切相关.前已提及，管环搭接间隙是通过改变50#钢管的外径来实现的.参考铝管-钢管磁脉冲焊接试验设计［13］，将集磁器和连接管搭接长度设置为集磁器工作区长度的3/4.是否实现磁脉冲焊接是通过剥离试验(焊后接头无法机械剥离，且宽度大于5 mm)判定的.

磁脉冲焊接试验前，分别利用砂纸和外圆磨床对退火铜管和50号钢管进行除锈剖光，使二者表面粗糙度达到Ra1.6～3.2，且无明显划痕.再用丙酮清洗待连接表面，除去油脂.

所用电磁成形设备额定放电能量为50 kJ，额定放电电压20 kV.图3所示为放电电压11 kV、径向间隙2.2 mm条件下磁脉冲焊接接头典型件的机械剥离结果，撕裂断口发生在T2铜管，接头出现长度大于5 mm的连接区.将满足上述要求的焊接件进行纵向剖切取样，剖光后利用体积分数4%的硝酸酒精进行腐蚀.采用VHX-1000E正置式光学金相显微镜、Quanta 200型号扫描电镜、HVS-1000Z型数字显微硬度测量仪和Nano Indenter G200型纳米硬度仪对接头界面的微观形貌、元素分布和硬度分布等进行分析.

图3 磁脉冲焊接典型件

2 结果与讨论

2.1 光学显微分析

图4所示为放电电压11 kV、径向间隙2.2 mm条件下的50#钢-T2铜管磁脉冲焊接接头金相组织，可以观察到波状界面形貌，界面波长约为60 μm，波峰幅值高约20 μm.由于母材相互高速撞击引起的剧烈塑性变形，磁脉冲焊接接头界面处材质出现流变现象，晶粒沿着焊接方向被拉长、细化.在力学性能方面，越靠近界面处，硬度越高.

由图4可知，Cu-Fe的磁脉冲焊接接头界面形貌呈近似正弦波，波幅、波长不稳定，嵌入Fe侧的界面波形较少，与之对应的嵌入Cu侧中的界面波形较多，形成了不规则的波状界面结合形式.根据应力波导致的 Kelvin-helmholtz失稳模型［14］，当外力使Cu-Fe界面结合在一起时，由于退火Cu一侧质地较软、塑性高，在冲击力挤压作用下，Cu侧表面层金属首先发生塑性变形失稳.随着压力的持续作用，局部变形加剧、加工硬化严重，塑性变形抗力显著提高.当Cu侧临界面的局部变形抗力超过Fe侧的塑性变形抗力时，塑性变形失稳发生在Fe侧.此过程进行到一定程度时，Cu侧受压状态得到缓解，加工硬化程度降低、塑性得到恢复，导致重新发生塑性失稳，焊接界面波状形貌重新侵入Cu侧.如此反复进行，再考虑到Cu和Fe强度与硬度等力学性能差异，使两者的磁脉冲焊接结合界面呈现不规则的波状变化.

图4 接头结合界面显微形貌

图4中T所示为基体元素过渡区，区别于两种母材组织，出现在偏Cu一侧.但是，这种元素过渡区沿界面分布是不连续的.对焊接接头在50倍金相显微镜下的照片进行拼接，得到10 mm长度的金相图片全貌，如图5所示.

从图5可知，在铜管和钢管最初接触部位(1区)并未形成良好的结合.这一现象主要是由于在磁脉冲焊接的初始阶段，虽然连接件和被连接件的撞击速度足够大，但是没有形成合适的角度，界面上母材金属未发生剧烈剪切塑性变形和射流现象，因此未能实现有效连接.随着连接过程的推进，撞击速度和角度达到合适的匹配，在2区成微波状界面结合区(波长不足100 μm)，没有缝隙，一般认为这是理想的磁脉冲焊接界面;3区是平直界面区，这是形成磁脉冲焊接的临界区域，一般认为，对于异种金属焊接接头，该区的结合质量要比2区差;4区也是未焊合区域.图5(a)中靠近平直界面区的区域在发生结合后又在反射应力波作用下被撕裂开，然后过渡到完全未结合区.

图5 50#钢焊接接头全貌

2.2 电子显微分析

将50#钢/T2紫铜磁脉冲焊接接头沿纵向剖切制样，用扫描电镜观察焊接界面形貌.图6(a)所示为平直界面区.从图6(b)可以看出，与铝-钢［13］、铝-镁合金［10］磁脉冲焊接界面不同，铜-钢磁脉冲焊接界面处Cu、Fe元素扩散不明显，在界面处浓度急剧变化，扩散层宽约2 μm.

图6 平直界面及元素线扫描结果

根据Cu-Fe二元合金相图，虽然Cu和Fe在液相中无限固溶，相互扩散的结果使得在熔合区中Cu和Fe为缓慢变化的特征.但是在固态下，Cu和Fe为有限固溶，且并不产生脆性金属间相，而是以富 Cu(ε)相+富 Fe(α)相的双相固溶体组织存在.在磁脉冲焊接过程中，靠近界面的两基体金属受到瞬时高压、剧烈塑性变形的共同作用，使界面两侧基体金属发生渗透，最终导致发生基体原子互扩散.所以，一般在平直界面区域，跨界面Cu、Fe元素分布急剧衰减，扩散的区间非常窄，如图6(b)所示的线扫描能谱分析结果.

对波状界面进行线扫描能谱分析，如图7所示，可知界面处发生了相对显著的基体元素扩散，扩散区宽度达6 μm.与前述金相显示结果相近，扩散区靠近铜侧，并且，在元素扩散区域Cu的含量率高于Fe，且其分布呈相对波动态势.

2.3 跨界面硬度检测

将磁脉冲焊接接头进行纵向剖切，以焊接界面为分界线，间隔0.1 mm依次向母材两侧测试显微硬度，直至距离界面0.8 mm.在试验力100 g、力保持时间10 s、钢球直径10 μm条件下进行测量.

母材的初始显微硬度和焊接接头界面两侧硬度分布如图8所示.由于高速冲击变形产生的急剧加工硬化，使Cu母材显微硬度显著提高，相对于初始铜管母材硬度提高了约50%，而且离界面越近，硬度值越高，这是因为界面处塑性变形最为严重，加工硬化最剧烈.而在50#钢侧，只有临近界面测试点处由于类似原因硬度值显著提高外，其余位置处硬度值没有显著变化.

图7 波状界面及元素线扫描结果

图8 接头界面附近硬度值

由于获得图8所示数据的显微硬度仪测试精度有限，所以无法准确给出焊接界面附近硬度变化规律.选择纳米硬度测试仪对磁脉冲焊接接头界面处进行测试，相邻测试点间隔3.5 μm，结果数据如图9所示.

从图9可以看出，硬度在界面两侧也趋于逐渐升高，但最大硬度值并不是发生在界面处，而是在界面附近钢基体一侧，这与文献［5］所示铜-钢爆炸焊得到的结果类似，而与铝-钢磁脉冲焊接所得到的结果［9，13］相异，这主要是由于铝比铜的熔点低，界面处容易发生基体元素扩散，且与Fe生成硬脆的金属间相所致.根据图9所示，跨界面的纳米压痕硬度值急剧变化区域宽度约7 μm，与图7所示基体元素扩散区宽度(约6 μm)非常接近.因此，这种测试结果从另一角度反映了基体元素的扩散情况.

图9 纳米压痕硬度测试结果

3 结 论

1)在放电电压11 kV，径向间隙2.2 mm，重叠面积比3/4的条件下，获得了T2铜管-50#钢管磁脉冲焊接接头.

2)接头由未焊合区、波状界面结合区、平直界面结合区和撕裂区等4个特征区域构成，冶金连接区长度超过5 mm;波状结合区界面波长约为60 μm，波峰幅值高约 20 μm.

3)平直界面结合区基体元素扩散区(过渡区)宽度约2 μm，而在波状界面结合区，扩散区宽度可达6 μm，没有发现泛铁现象.接头硬度测试表明，铜侧硬度相对初始值显著提高，最高硬度值出现在靠近界面的50号钢侧，界面硬度介于二种母材之间.

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