转速对5A06铝/1Cr18Ni9Ti钢填丝搅拌摩擦焊接头组织及性能的影响

韩亚洲 刘 骞 黎帮金 方 皓 杨栋华,2 许惠斌,2

（1.材料科学与工程学院，重庆理工大学，重庆 400054;2.特种焊接材料与技术重庆市工程研究中心，重庆理工大学，重庆 400054）

1 引言

随着轻量化技术在工程领域日益广泛的应用，铝合金-钢结构作为一种复合轻量化结构，被广泛应用于取代传统的钢结构。然而，铝合金与钢材之间的异种焊接问题成为制约其应用的关键因素之一。搅拌摩擦焊（FSW）作为一种高效率、低热输入、变形小的固相焊接技术，为解决这一问题提供了有力的手段，在航天、冶金、武器装备及汽车等领域具有广泛应用前景[1～4]。传统的熔化焊接方式往往导致接头出现气孔、夹杂、偏析、接头变形严重等缺陷，并且产生大量的脆性金属间化合物（IMC）。填丝搅拌摩擦焊技术是对搅拌摩擦焊技术的改进，通过在焊缝中添加填充材料来改善接头性能[5]。H．Uzun 等人[6]对6013-T4 铝合金和X5CrNi18-10 钢进行填丝搅拌摩擦焊对接，研究了铝/钢接头界面的组织形貌及硬度，并将接头分为7个区域进行了分析。Reza Jabraeili 等人[7]通过对AA2024铝合金和304 不锈钢进行填丝搅拌摩擦焊，发现偏移量为正（偏铝侧）时，未能铣削到钢基体，焊缝中热输入不足，流动性减低，未出现钢颗粒的剥离，界面无IMCs 产生，在界面处出现未结合区域，未能实现冶金结合。当偏移量为负（偏钢侧）时，铝合金侧塑性流动性不足，形成隧道缺陷。Tanaka[8]等人研究了不同转速下接头的强度趋势，结果表明在高转速配合低焊速条件下，铝与钢的接头能获得最高的强度。王希靖[9]等人发现不同搅拌摩擦焊接头位置的连接方式分为机械连接、冶金结合与铝向钢的扩散渗透三种。

为了解决铝/钢异种材料搅拌摩擦焊（FSW）中存在的问题和缺陷，满足工业实际需求，本文采用填丝搅拌摩擦焊技术，以对接形式实现4mm 厚的LF6 铝合金和3.8mm 厚的1Cr18Ni9Ti 不锈钢的连接，并对不同转速下焊接接头的组织和性能进行综合分析，为铝/钢异种材料搅拌摩擦焊的工业化应用提供经验和参考。

2 试验材料及试验方法

为了实现铝/钢异种材料的高效连接，试验选用LF6 铝合金和1Cr18Ni9Ti 不锈钢作为焊接母材，规格分别为：铝合金板100mm×60mm×4.0mm、不锈钢板100mm×60mm×3.8mm，对应的化学成分如表1 和表2所示。采用填丝搅拌摩擦焊工艺，原理示意图如图1所示，在焊接时不锈钢作为前进侧，铝合金作为后退侧，焊接过程中添加Al 基焊丝（110mm×4.1mm×1mm）作为填充材料，主要合金元素为 Si 12wt.%、Cu 3.5wt.%，Ni 5wt.%。搅拌头采用H13 钢制造，其中轴肩直径为15mm，轴肩内凹角约为5°，搅拌针为台阶状结构，根部和端部直径分别为5mm 和4mm，针长为3.8mm。本文重点研究不同主轴转速（100r/min、150r/min、200r/min、250r/min）对铝/钢异种金属填丝搅拌摩擦焊接头性能的影响，其余工艺参数包括：搅拌头倾角3°、焊接速度44mm/min、压入量0.1mm、偏移量0.85mm、焊丝厚度1.0mm。

图1 填丝搅拌摩擦焊示意图

表1 LF6 防锈铝的化学成分 wt.%

表2 1Cr18Ni9Ti 不锈钢的化学成分 wt.%

采用线切割机金相取样与拉伸试样，金相试样尺寸为16mm×8mm×4mm。采用Zeiss Sigma/HD 场发射扫描电子显微镜（FESEM）进行接头焊缝、界面及断口显微形貌观察，并通过能谱仪（EDS）进行点、线扫描分析。接头强度采用MTS E43.104 型万能力学性能试验机进行拉伸测试，每组工艺参数下进行三次拉伸试验，其中最大载荷为10kN，拉伸速率设定为1mm/min。

3 试验结果与分析

3.1 焊缝成型

不同转速条件下的焊缝表面成型及截面形貌如图2所示，随着转速的增加，焊缝表面出现较多的飞边和毛刺。在转速为100r/min 时，由于转速过低，在焊缝上界面附近出现大尺寸钢颗粒，并未实现有效的塑性流动和冶金结合。随着转速增加至150r/min 时，在适宜的热输入和流动性下，没有发现明显的孔洞及大尺寸钢颗粒，且近界面处化合物颗粒增多，主要集中分布在中、下焊缝近界面处，同时，界面处还形成波状结构，增加机械咬合能力。当转速增加至200r/min 时，由于转速过快，焊缝近界面处再次出现尺寸不一的钢颗粒，化合物细小颗粒分布在中下界面处，且上界面处出现明显的HOOK 缺陷。转速为250r/min 时，由于转速过高，界面上钢颗粒尺寸增大，且化合物颗粒流动至远离界面的焊缝的中下部位，界面啃削量进一步扩大，上界面HOOK 缺陷更加明显。经分析，焊接过程中搅拌头、轴间与母材基体、焊丝材料相互作用产生热量，促使母材与焊丝材料发生塑性变形，并在搅拌头的自旋下产生塑形流动，最终促进搅拌摩擦焊接头的冶金与机械结合。

图2 接头焊缝表面成型及截面形貌

3.2 接头显微组织

图3所示为不同转速下的接头界面的显微组织。由于搅拌头转速在搅拌摩擦焊过程中主要影响热输入和钢侧啃削量，因此，在接头界面显微组织中因填充金属第二相颗粒的破碎、流动性以及母材的塑形流动性而表现出不同的形貌特征。在较低的转速下（100r/min），由于产生的热量不足，导致搅拌头对钢侧的啃削不足，使得焊缝中的钢颗粒塑形流动受限，同时未能与焊丝金属充分发生反应。相比之下，在150r/min 转速下，更大的啃削速率导致界面两侧母材充分混合，同时钢颗粒在足够的热输入下与焊丝材料及铝基体母材发生反应，从而在近界面处形成了细小且弥散的IMC 颗粒，进一步增强了接头界面的力学性能[10，11]。然而，当转速达到200r/min 时，搅拌头的过大啃削量导致焊缝中金属流动能力增大，从而产生过量的热输入。这不仅使得材料流动距离增大，还导致大量的钢颗粒在焊缝中分布，从而阻碍了基体的连续性。与此同时，近界面区域也出现了钢颗粒的存在。在转速为250r/min 时，由于啃削速率的进一步增大，焊缝中的热输入和流动性进一步提高，导致啃削下来的钢颗粒尺寸也相应增大。这种流动性的增加促使焊缝金属在界面处形成了类似云层状的结构，导致铝/钢界面的IMC 层厚度增加，反而降低了接头界面的强度。

图3 不同转速下接头近界面的显微组织

综上所述，在搅拌摩擦焊过程中，搅拌头转速的变化对热输入、钢侧啃削量、焊丝颗粒流动以及母材塑形流动性等因素产生显著影响，进而影响了接头界面的显微组织和力学性能。这一结论不仅与文献中的相关研究结果相一致，也为优化搅拌摩擦焊工艺参数提供了有益的指导。

分析表明，以100r/min 转速进行焊接时，搅拌头与钢母材基体之间的啃削速率较低，单位时间内产生的热量有限。此时，界面IMC 层较为薄，且近界面的化合物颗粒主要以δ-Al3NiCu 为主。随转速的提高，搅拌头与钢母材以及焊丝材料的啃削和搅拌能力增强，热量输入持续增加，金属材料的塑性变形能力也提升。当转速达到150r/min 时，热量输入进一步增加，同时焊丝材料中的Ni元素随着搅拌头的旋转而扩散速率增大，与Al、Fe 元素发生混合反应，生成了细小弥散的ε-Al3Ni IMC 颗粒。同时，在铝/钢界面形成了较薄FeAl 相的IMC 层。

然而，如果转速继续升高至200r/min，过量的搅拌头啃削会导致铝/钢界面出现凹凸不平的现象，热量输入和金属材料的流动性也会增强，元素之间的扩散能力增加。已有研究[12，13]表明，在搅拌摩擦焊的动态再结晶非平衡加工焊接过程中，Fe 原子通过搅拌针的旋转挤压作用，扩散到Al-Ni 系化合物中，取代其他组元原子的空间位置，形成了代位化合物，其反应式为Al-Ni+Fe→FeNiAl9，从而使Fe 原子与ε-Al3Ni 发生反应，生成了Т-FeNiAl9IMC，增加了界面的脆性。同时，这也促使焊丝材料中破碎的初晶Si 颗粒及IMC 颗粒粗化，导致界面IMC 层变厚。在250r/min 的转速下，热量输入进一步提高，导致界面IMC 层中Al、Fe、Ni三种元素的扩散加剧，层状结构IMC层的厚度增加，同时出现了δ-Al3NiCu 颗粒，综合作用降低了接头的力学性能。

图4 显示了不同转速条件下接头中界面的EDS 线扫描结果，对应图3 中20000 倍下的界面形貌。

图4 不同转速条件下接头的线扫描结果

如图4a所示，在100r/min 转速下，界面中Fe、Al 元素扩散呈现剧烈且速率较快的特点，曲线斜率较陡，此时IMC 层非常薄，约为0.25μm。当转速增加至150r/min 时（如图4b所示），扩散层较为缓和，同时出现了Ni、Cu 等元素的扩散波动。此时，IMC 层的厚度约为0.35μm。随着转速增至200r/min（如图4c所示），界面处的扩散速率降低，扩散距离增大，Fe、Al、Si、Ni、Cu 等元素均有扩散现象，其中以Fe、Al的扩散为主，此时IMC 层的厚度约为0.65μm。在250r/min 的转速下（如图4d所示），Ni、Si 元素的扩散程度进一步加剧，同时出现了陡升和陡降现象，Fe、Al 扩散范围也在增大。此时IMC 层的最大厚度约为0.85μm。经过分析，上述变化是由于转速增加导致搅拌头的啃削速率提高，热输入和材料塑性变形能力增强。增加的热输入使各元素的扩散能力提高，促进了铝/钢界面的冶金结合。然而，在高转速下，各元素的剧烈扩散导致铝/钢界面IMC 层的厚度增加，并呈现出层状结构。这导致金属间化合物IMC 层界面的拦截裂纹可能性降低，进而降低了界面的断裂强度，最终导致接头界面的力学性能下降[14，15]。

3.3 抗拉性能及断口分析

图5 显示了不同转速条件下接头的平均抗拉强度变化趋势。随着转速的提高，接头的抗拉强度呈现先增大后减小的趋势。在100r/min 转速下，接头的平均抗拉强度为213MPa。当转速提升至150r/min 时，接头的平均抗拉强度增至250MPa。然而，随后在转速继续上升至200r/min 和250r/min 时，接头的平均抗拉强度出现了急剧下降的趋势。

图5 不同转速条件下接头抗拉强度

经过分析，转速的提高导致搅拌头对钢基体的啃削速率增大，进而使产热量增加，促进了焊缝金属的流动性增强，同时加强了界面元素之间的扩散。在搅拌头的作用下，铝/钢界面实现了冶金结合。然而，当转速过大时，大尺寸的钢颗粒可能出现在焊缝中，阻碍了界面的连续性，从而降低了接头的力学性能。此外，过大的热输入会导致界面金属间化合物（IMC）层相的转变为脆性相，并使界面IMC 层的厚度增加，进一步增加了界面的脆性，从而降低了接头的强度。此外，高转速下焊丝材料和母材金属随着搅拌头旋转速率的增加，导致热输入增加和元素扩散加剧，可能会导致IMC 颗粒尺寸增大，并引起层状结构的形成，进一步降低了接头的力学性能。

图6 显示了不同转速条件下接头断口的500 倍下的微观形貌。可以观察到，在100r/min 转速下，断口中出现了小区域的光滑面，可能是沿着粗大的钢颗粒撕裂产生的，伴随着层状的撕裂特征，呈现出脆性的结构。周围则呈现微孔型的韧窝状形貌，整体上表现为以韧性断裂为主、夹杂脆性断裂的混合型断裂方式。在150r/min 转速下，大量细小的铝基材料附着于断口中，并且分布均匀。断口中存在大量的韧窝型特征，沿着微孔的延伸分布，主要呈现韧性断裂的方式。当转速升至200r/min 时，断口的上部分形貌较为光滑，而中下部分略显粗糙。断口中出现大面积的光滑面结构，撕裂程度增强，这可能是从钢界面开始断裂的特征。周围的韧窝型特征则进一步突显，整体上表现为韧性断裂与脆性断裂混合的方式。在250r/min 转速下，断口的上部分光滑区域变得更大，而下部分呈现粗糙的形貌。断口中的光滑面特征占据主导地位，大量的解理面特征出现，表现出脆性断裂为主的特征。

图6 不同转速条件下接头的断口形貌

4 结束语

a.随转速的增加，焊缝钢侧的氧化程度增加，铝侧的飞边增大。在较低的转速下，搅拌头的啃削速率较低，钢颗粒的塑性变形能力较差，焊缝中出现大尺寸的钢颗粒嵌入现象。焊缝界面的热输入随转速的增加而增加，金属材料的塑性流动性增强。

b.当转速为150r/min，界面附近焊缝中生成了细小而均匀分布的ε-Al3Ni 金属间化合物（IMC）颗粒，界面IMC 层为β-FeAl 相，其厚度约为0.35μm。当转速过大时，界面出现HOOK 缺陷，同时生成的脆性Т-FeNiAl9IMC 层厚度也随之增加，接头的力学性能下降。

c.随转速的增加，焊接接头的平均抗拉强度呈现出先增大后减小的趋势。接头的力学性能在转速为150r/min 的条件下表现最佳，平均抗拉强度达到250MPa。同时，断裂位置主要出现在焊核区，断口上出现了大量韧窝特征，断裂形式表现为韧性断裂。