杜正勇,李宇軒,劉煜純,周利,趙洪運(yùn),宋曉國(guó)
(1.首都航天機(jī)械公司,北京 100076;2.哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱 150001;3.哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海),山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,山東 威海 264209)
隨著時(shí)代的發(fā)展,單一材料已經(jīng)不能滿足航空軍工、能源運(yùn)輸、電子通信等領(lǐng)域的需求,異種金屬的連接受到了廣泛關(guān)注。異種金屬連接作為一種特殊的連接方式,將兩種或者多種材料連接到一起,以發(fā)揮多種材料的不同優(yōu)勢(shì),在工業(yè)生產(chǎn)中提高生產(chǎn)效率、降低整體成本并通過(guò)不同材料的特性選擇,提出全新的工程解決方案[1 - 4]。銅與鋼就是上述異種金屬連接的一種材料組合,經(jīng)過(guò)焊接得到的可靠銅/鋼接頭,既發(fā)揮了銅合金優(yōu)異的導(dǎo)電性與導(dǎo)熱性,又利用了鋼的高強(qiáng)度與低成本的特性,在能源運(yùn)輸與基礎(chǔ)建設(shè)等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。
銅與鋼的相容性較好,因銅與鐵較為相似的原子特性,銅與鐵在液相表現(xiàn)為無(wú)限互溶,在固態(tài)也不生成脆性金屬間化合物,而是表現(xiàn)為(α + γ)的雙相存在[5]。但銅與鋼的導(dǎo)熱系數(shù)與熔點(diǎn)差異較大[6],且在高溫區(qū)域存在不穩(wěn)定的亞穩(wěn)混合相。這便導(dǎo)致對(duì)于傳統(tǒng)的熔化焊,銅與鋼的熔化程度難以控制,銅側(cè)因其較低的熔點(diǎn)與較高的導(dǎo)熱系數(shù)常常先于鋼側(cè)熔化,焊接操作難以進(jìn)行,熱膨脹系數(shù)的差異也導(dǎo)致其殘余變形與應(yīng)力較大[7 - 8]。上述銅、鋼的性質(zhì)差異決定了銅與鋼焊接需注意以下幾個(gè)方面:①焊縫容易萌生熱裂紋,銅于晶界處偏析,形成低熔點(diǎn)共晶組織,且銅與鋼的線膨脹系數(shù)差異較大,這將產(chǎn)生更大的殘余應(yīng)力,進(jìn)一步誘發(fā)熱裂紋。在實(shí)際焊接過(guò)程中,可以減少焊接熱輸入或引入部分合金元素(Mn,Si,Mo,Ti等)來(lái)抑制低熔點(diǎn)共晶物的產(chǎn)生。②存在明顯的宏觀偏析,在高溫液相混相區(qū)域,近銅側(cè)與鋼側(cè)均存在著較大區(qū)域的不穩(wěn)定混相區(qū),且銅與鋼的熔點(diǎn)與導(dǎo)熱系數(shù)差異較大,這將導(dǎo)致在快速冷卻的條件下出現(xiàn)液相的分離,過(guò)冷的Fe/Cu混合液體將分離成Fe液滴和Cu液滴,且富Cu液相更晚凝固,這將導(dǎo)致明顯的宏觀偏析。對(duì)于熔化焊可以適當(dāng)降低冷卻速度,但由于銅的低熔點(diǎn)與高導(dǎo)熱率,效果依然不好。③難以控制熔合比,銅合金的熔點(diǎn)更低且導(dǎo)熱率更大,導(dǎo)致在焊接過(guò)程中銅與鋼的熔化凝固過(guò)程難以同時(shí)進(jìn)行。對(duì)于傳統(tǒng)熔化焊,可以通過(guò)控制填充金屬等方式控制熔合比,激光焊等能量密度高的焊接方式可以控制其能量輸入位置,而固相焊則不依賴熔化實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合,是一種具備較大前景的焊接方法。
對(duì)于銅/鋼的熔化焊,首先需要考慮的問(wèn)題是銅與鋼材料性能差異導(dǎo)致的難焊問(wèn)題,為了控制熔合比,傳統(tǒng)電弧焊可以控制填絲金屬成分來(lái)完成,不同的填絲金屬?zèng)Q定了接頭部位成分的主體,這將進(jìn)一步影響接頭的組織與性能。由于銅與鋼的導(dǎo)熱系數(shù)差異,當(dāng)銅構(gòu)成了接頭的主體時(shí),其相比于鋼晶粒度更大,因此接頭表現(xiàn)為軟化傾向。對(duì)于激光焊,其可以通過(guò)激光偏移量的設(shè)置來(lái)控制熔合比,相比于電弧焊,其能量密度更高,冷卻效果也更好,這抑制了晶粒的成長(zhǎng),接頭的性能明顯提升。在不同的焊接方法下的力學(xué)性能測(cè)試均表明:異種材料焊接接頭的薄弱處都由質(zhì)軟的一側(cè)主導(dǎo),銅側(cè)均為接頭破環(huán)的發(fā)源位置。下將詳細(xì)論述不同熔化焊工藝下,接頭的成形機(jī)理與組織性能特點(diǎn)。
傳統(tǒng)的電弧焊具備操作簡(jiǎn)單、成本低廉、適用性廣泛的優(yōu)勢(shì),但其加熱密更低,這使得熔池流動(dòng)行為更為復(fù)雜,難以控制熔合比,容易在異種材料連接時(shí)引起熔合不良,形成非均質(zhì)組織與氣孔、裂紋等缺陷。為了改善其接頭組織的非均質(zhì)性,常通過(guò)控制填充金屬的成分來(lái)改善接頭性能。目前,銅/鋼焊接常用的填絲金屬可以分為以下3類:Cu基填充金屬、Fe基填充金屬及在Cu基填充金屬中添加某些高熔點(diǎn)元素,如Cu-Ni基填充金屬等。下文將簡(jiǎn)要介紹不同填充金屬對(duì)于接頭成形與組織性能的影響[9 - 10],圖1[11]為不同填充金屬的組織特征,其中接頭Ⅰ為Cu基填充金屬;接頭Ⅱ?yàn)镃u-Ni基填充金屬;接頭Ⅲ為Fe基填充金屬。
圖1 接頭顯微組織及接頭形式[11]
對(duì)于Cu基填充金屬,焊接接頭表現(xiàn)為釬焊模式的平面界面,Cheng等學(xué)者[11]將這種平面界面解釋為是Cu基填充金屬較低的熔點(diǎn)所決定的低熱輸入,導(dǎo)致此時(shí)不銹鋼保持為固態(tài),Cu基填充金屬與銅母材熔化并混合,接頭組織以銅為主體、均勻且晶粒度較大,如圖1a所示。Shiri等學(xué)者[12]的研究也表明顯微硬度在焊縫處急劇下降。對(duì)于接頭的力學(xué)性能特點(diǎn),Cheng等學(xué)者[11]發(fā)現(xiàn)了高密度孿晶,證明接頭性能被退火效應(yīng)所主導(dǎo),形成粗大的晶粒。
對(duì)于Fe基填充金屬,焊接接頭處可觀察到明顯的偏析行為,這一現(xiàn)象被認(rèn)為是熔化不完全所導(dǎo)致的,F(xiàn)e基填充金屬的熔點(diǎn)明顯高于Cu基填充金屬,在較高熱輸入的作用下銅與鋼側(cè)母材均發(fā)生一定程度的熔化[13 - 14]。Switzner等學(xué)者[15]對(duì)接頭組織進(jìn)行研究,發(fā)現(xiàn)在焊縫上部與中部發(fā)現(xiàn)了分散著富Fe島的Cu基基體,與圖1e~圖1f相符,這一現(xiàn)象可被解釋為:銅與鋼熔點(diǎn)差異所致的鋼不完全熔化的結(jié)果。而在焊縫的底部組織更為均勻,Cheng等學(xué)者[11]認(rèn)為這種現(xiàn)象可由以下2方面來(lái)解釋:一是由于底部熔化更完全,進(jìn)而液相混合更均勻;二是由于焊接初始過(guò)程中鋼液為主體,因此不容易發(fā)生偏析。
對(duì)于加入了高熔點(diǎn)元素的Cu基填充金屬,實(shí)際上是通過(guò)控制熔合比的方式來(lái)得到均質(zhì)組織,防止偏析的影響。其界面也表現(xiàn)出了類似Cu基填充金屬的近釬焊的平面模式,但組織相比于Cu基填充金屬略有不同,組織大范圍呈現(xiàn)均勻的致密樹枝晶,但由于鋼側(cè)熔化量的增加,局部存在富Fe顆粒,被認(rèn)為有利于提升其力學(xué)性能,其平面界面與富Fe強(qiáng)化顆粒如圖1b~圖1d所示。
總的來(lái)說(shuō),不同填充金屬都通過(guò)控制熔合比以得到無(wú)缺陷的焊接接頭,當(dāng)填充金屬成分不同時(shí),其組織特性與力學(xué)性能也表現(xiàn)出差異。使用Cu基填充金屬時(shí),接頭晶粒度較大,退火效應(yīng)使得接頭軟化;而在Cu基填充金屬中加入的高熔點(diǎn)元素,則會(huì)使接頭組織呈現(xiàn)樹枝晶,提升其接頭性能;對(duì)于Fe基填充金屬,其接頭依賴富Fe顆粒與富Fe島提升力學(xué)性能。
激光焊(Laser beam welding, LBW)屬于熔化焊體系,目前的研究大多通過(guò)控制激光偏移量(ΔD)來(lái)精確控制加熱位置,進(jìn)一步控制熔合比,其原理如圖2[16]所示。傳統(tǒng)熔化焊的銅/鋼異種金屬連接無(wú)法解決銅的難熔問(wèn)題,同時(shí)容易產(chǎn)生熱影響區(qū)裂紋與液化裂紋等缺陷,而激光焊的上述優(yōu)勢(shì)則可以解決這些難題,因此激光焊接成為銅/鋼焊接中廣泛應(yīng)用的熔化焊方法[17 - 20]。
圖2 銅/鋼激光焊接示意圖[16]
對(duì)于銅/鋼焊接過(guò)程中的裂紋缺陷,目前大部分研究均認(rèn)為其與Cu元素的熔化量有關(guān),Cu元素的過(guò)度熔化導(dǎo)致晶界處產(chǎn)生低熔點(diǎn)共晶組織,使得焊縫局部區(qū)域液化產(chǎn)生熱裂紋[21 - 23]。對(duì)于熱裂紋的產(chǎn)生機(jī)理,Li等學(xué)者[16]認(rèn)為Cu的電導(dǎo)率更高,在焊接熱循環(huán)中其更容易于晶界擴(kuò)散而非晶內(nèi),在激光焊的高冷卻速度與Cu高導(dǎo)熱率的復(fù)合過(guò)冷效應(yīng)下,Cu不能完全擴(kuò)散到Fe的晶體結(jié)構(gòu)中,在晶界處以金屬間化合物的形式析出,配合Montazeri等學(xué)者[24]的研究結(jié)論,可以將熱裂紋的產(chǎn)生解釋為Cu于晶界處產(chǎn)生的低熔點(diǎn)(γ + γ?)相重熔導(dǎo)致,圖3[16]為液化裂紋產(chǎn)生模型。Li等學(xué)者[16]進(jìn)一步的XRD分析也證明了上述理論,焊接接頭處存在固溶體與Fe和Cu形成的化合物,如圖4[16]所示。實(shí)際上,在Cu元素與Fe元素充分?jǐn)U散的條件下有助于得到α固溶體,其被認(rèn)為有利于提升晶界強(qiáng)度,但由于擴(kuò)散的不完全,只有部分Cu元素參與這個(gè)過(guò)程,其余的Cu元素與Fe元素形成各種化合物,催生熱裂紋,但當(dāng)Cu元素的熔化量超過(guò)一臨界值,熱裂紋反而因毛細(xì)作用不易拓展。這為熔化焊中接頭性能的提高提供了依據(jù),一是盡可能減少Cu元素的熔化量;二是增大Cu元素的熔化量,以確保Cu元素完全擴(kuò)散或利用毛細(xì)效應(yīng)自愈;而激光焊可通過(guò)將激光偏移到銅側(cè)或鋼側(cè)來(lái)實(shí)現(xiàn)這2種方案,進(jìn)而得到良好性能的焊接接頭[25 - 28]。
圖3 液化裂紋模型[16]
圖4 不銹鋼/銅焊接接頭的XRD衍射圖[16]
有關(guān)激光偏移于銅側(cè)、鋼側(cè)對(duì)于焊接接頭成形的影響差異,Meng等學(xué)者[29]提出了不同偏移量下焊接接頭形成的機(jī)理差異,接頭形成過(guò)程如圖5[29]所示,其中1號(hào)接頭偏轉(zhuǎn)量為0,以鋼的熔化為主,基于此,下文將用其分析激光偏移置于鋼側(cè)的影響:2號(hào)接頭偏移于銅側(cè),以銅的熔化為主,下文利用其分析激光偏移置于銅側(cè)的影響。
圖5 Cu/304SS焊接接頭形成機(jī)理[29]
首先分析激光束偏轉(zhuǎn)于鋼側(cè)的接頭成形過(guò)程與組織特點(diǎn)。在熔池形成的初期,Marangoni對(duì)流將使熔池中間的液相向外部流動(dòng)[30]。在等離子氣流與熔滴過(guò)渡的共同作用下,熔池產(chǎn)生凹面[31]。在熔池的內(nèi)部,鋼液構(gòu)成了熔池的主體,部分熔化的鋼液受對(duì)流作用與其混合,未熔化的鋼以富Fe半島的形態(tài)與熔池接壤或以富Fe島(顆粒)的形態(tài)進(jìn)入熔池,由于熔點(diǎn)的差異,不銹鋼凝固速度是更快的,在未完全熔化的鋼側(cè)與富Fe島附近將產(chǎn)生宏觀偏析,在熔池凝固的后期,Meng等人[29]認(rèn)為這種不同時(shí)凝固還會(huì)導(dǎo)致上表面的凹面無(wú)法填補(bǔ),與圖5中1號(hào)接頭相符合[29]。這一過(guò)程也被Ramachandran等學(xué)者[32]的研究所檢證,Ramachandran等學(xué)者[32]對(duì)偏移于鋼側(cè)的接頭組織進(jìn)行了分析,證明了熔合區(qū)以Fe元素為主,富Fe顆粒成為了非均勻形核的基體,在激光工藝的本構(gòu)過(guò)冷下,熔合區(qū)表現(xiàn)為細(xì)晶組織,在Marangoni對(duì)流的進(jìn)一步作用下,樹枝狀結(jié)晶受到一定程度的抑制,由于偏轉(zhuǎn)位置與導(dǎo)熱系數(shù)差異的影響,近鋼側(cè)焊縫區(qū)溫度梯度最大,這種特征也更明顯,表現(xiàn)為細(xì)小的胞狀組織[33 - 34]。富Fe顆粒被認(rèn)為強(qiáng)化了靠近銅側(cè)的焊縫區(qū),除此之外激光焊熱影響區(qū)處的銅晶粒也表現(xiàn)為粗大的晶粒,力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明其為接頭的薄弱處??梢缘贸鼋Y(jié)論,銅/鋼異種金屬焊接接頭的失效位置都由更為軟的基體組織(Cu)所決定,圖6[32]為激光偏轉(zhuǎn)于不銹鋼(SS)側(cè)的接頭納米壓痕試驗(yàn),其結(jié)果與上述論述吻合。
圖6 焊縫區(qū)域的局部顯微硬度變化[32]
繼續(xù)討論激光偏轉(zhuǎn)于銅一側(cè)的接頭形成的過(guò)程,由于銅對(duì)激光的反射率更高,大的能量損耗對(duì)激光焊提出了高功率與低焊接速度的要求[28]。在熔池形成過(guò)程中,由于激光并沒(méi)有直接照射于鋼側(cè),鋼的熔化量很少,少部分熔化的鋼依附于固態(tài)未熔化部分形成薄液膜,其余的鋼液與液相銅混合,熔池中以Cu為主導(dǎo)元素[29]。根據(jù)Munitz[35]的理論,當(dāng)SS在熔池中所占比例低于50%時(shí),F(xiàn)e元素會(huì)以小球狀富集。而在激光焊結(jié)束的快速冷卻條件下由于熔點(diǎn)的差異,將率先形成富Fe顆粒,這個(gè)過(guò)程與圖7[29]中2號(hào)接頭相符合。He等學(xué)者[36]認(rèn)為這種富Fe顆粒阻礙了凝固時(shí)的界面運(yùn)動(dòng),這將阻礙銅晶粒的生長(zhǎng)并發(fā)揮非均勻形核的作用,因此焊接接頭表現(xiàn)為銅的細(xì)小等軸晶粒,這提升了接頭的力學(xué)性能。
圖7 Cu/304SS焊接接頭顯微組織[29]
在討論了激光偏轉(zhuǎn)側(cè)對(duì)于焊接接頭的影響后,可以得出銅/鋼激光焊的關(guān)鍵是控制異種金屬的熔化量。因此激光偏移量(ΔD)被認(rèn)為是焊接過(guò)程中一個(gè)關(guān)鍵參數(shù),對(duì)于銅側(cè),如果激光偏移量過(guò)小,接頭形成機(jī)理與激光偏轉(zhuǎn)于鋼側(cè)的影響相似;如果激光偏移量過(guò)大,富Fe顆粒難以阻礙界面推移,液相難以分離,更容易形成粗大的柱狀銅晶粒,其中不同偏移量下銅的組織特征如圖7[29]所示;對(duì)于鋼側(cè),過(guò)大的激光偏移量則會(huì)導(dǎo)致近銅側(cè)容易出現(xiàn)未熔合[37]。
綜上所述,激光焊可以通過(guò)控制激光偏移位置來(lái)得到無(wú)缺陷的接頭。當(dāng)激光偏轉(zhuǎn)于鋼一側(cè),由于銅的熔點(diǎn)較低,熔池中仍然有相當(dāng)比例的液相銅,其與鋼液充分混合,而未完全熔化的鋼將形成富Fe島、富Fe半島,成為非均勻形核的基體,在較高的冷卻速度下,將形成細(xì)小的胞狀組織。當(dāng)激光偏轉(zhuǎn)于銅一側(cè),銅構(gòu)成了熔池的主體,F(xiàn)e元素將以小球狀富集,凝固時(shí)形成富Fe顆粒,接頭表現(xiàn)為銅的細(xì)小等軸晶粒。
電子束焊接(Electron beam welding,EBW)同屬熔化焊體系,且電子束焊接同樣可以精確控制偏移位置,以調(diào)控熔合比。上述特征使得電子束焊接對(duì)銅/鋼異種金屬的焊接也具備優(yōu)勢(shì)。由于電子束焊接在熱源的特點(diǎn)上與激光焊存在諸多共同特性,其接頭組織的成形機(jī)理與特征也與激光焊接頭極為相似,故在該節(jié)中僅對(duì)其接頭成形機(jī)理與組織特征作簡(jiǎn)要論述。
首先討論其接頭成形機(jī)理,Kar等學(xué)者[38]將電子束偏轉(zhuǎn)于鋼側(cè),其發(fā)現(xiàn)接頭以Fe為主體,存在大范圍的富Fe區(qū)域,未完全熔化的鋼形成富Fe島與半島,成為了非均勻形成的基體,只有在靠近銅側(cè)的熔合區(qū)存在小范圍的富Cu區(qū)域。熔合區(qū)組織表現(xiàn)為細(xì)小的胞狀晶,對(duì)于胞狀晶的形成,Kar等學(xué)者[38]、Kaisheva等學(xué)者[39]及Munitz[40]均認(rèn)為是電子束焊接過(guò)程中Marangoni對(duì)流對(duì)熔池強(qiáng)烈作用與高速冷卻共同作用的結(jié)果,這一機(jī)制與Ramachandran等學(xué)者[32]闡述的激光偏轉(zhuǎn)于鋼側(cè)的接頭成形機(jī)理相同。而電子束焊接接頭熱影響區(qū)的組織特征同樣也與激光焊相似,銅側(cè)表現(xiàn)為粗大的晶粒,而鋼側(cè)晶粒粗化不明顯[40 - 41],電子束焊接接頭的光學(xué)微觀組織如圖8[38]所示。
圖8 光學(xué)顯微圖像[38]
實(shí)際上,根據(jù)上述對(duì)電弧焊、激光焊及電子束焊接的論述可知,即使可以通過(guò)某些方式調(diào)控熔合比,由于銅/鋼的性能差異,仍然不可避免的出現(xiàn)凝固過(guò)程中銅/鋼固液分離的情況[41],這造成了宏觀的接頭偏析、微裂紋的萌發(fā)與熱殘余應(yīng)力的產(chǎn)生。Marangoni對(duì)流產(chǎn)生的定向液體流動(dòng)在銅熔化量較少時(shí)對(duì)熔池的均勻混合沒(méi)有幫助,富Fe島/半島將被帶動(dòng)到熔池的各個(gè)位置,且根據(jù)Rai等學(xué)者[42]的報(bào)導(dǎo),這種定向流動(dòng)還會(huì)將后凝固的銅液推動(dòng)到熔池邊緣造成偏析。而通過(guò)調(diào)控電子束的振蕩,可以利用Marangoni對(duì)流實(shí)現(xiàn)更為均勻的熔池混合,目前已有部分應(yīng)用束振蕩實(shí)現(xiàn)銅/鋼電子束焊接的報(bào)道,使用振蕩束的電子束焊接示意圖如圖9[38]所示,箭頭表示熔池的Marangoni對(duì)流。
圖9 焊縫熔池成形順序[38]
對(duì)于使用振蕩束的接頭成形機(jī)理,根據(jù)Kar等學(xué)者[38]的研究,當(dāng)控制焊縫方向的焊接速度不變時(shí),振蕩束所行進(jìn)的總路程更大,單位距離停留的時(shí)間縮短,使得實(shí)際的電子束熱輸入更小,形成的熔池尺寸也更小。不同時(shí)間點(diǎn)形成的熔池存在著重疊部分,這使得銅液不會(huì)因Marangoni對(duì)流而流向兩側(cè),而是以曲折的曲線穿越圖中熔池的重疊區(qū)域,這將使銅液與鋼液強(qiáng)烈混合,其熔合區(qū)元素分布如圖10[38]所示,可以看到使用振蕩束接頭的元素分布更為均勻。這種均勻接頭被認(rèn)為減少了熱應(yīng)力,并且抑制了裂紋的萌生與拓展,均勻分布的銅液在較高溫度下發(fā)揮毛細(xì)作用填補(bǔ)微裂紋,有利于接頭的力學(xué)性能提升。而實(shí)際焊接中應(yīng)適當(dāng)調(diào)控振蕩半徑,過(guò)大的振蕩半徑會(huì)使得熱輸入進(jìn)一步降低,熔池的重疊面積更小,混合效果差,這將導(dǎo)致未熔合或分離形成大尺寸銅塊;過(guò)小的振蕩半徑則不能明顯發(fā)揮振蕩的作用,銅液仍在Marangoni對(duì)流的作用下被排擠與熔池邊緣。
圖10 EDS譜圖[38]
綜上所述,電子束焊接的接頭成形機(jī)理同激光焊接接頭存在著相似處,銅側(cè)熱影響區(qū)組織都因熱輸入而粗化,這決定了銅側(cè)為失效破環(huán)的發(fā)源區(qū)。電子束焊接同樣可以通過(guò)控制偏移量,實(shí)現(xiàn)熔合比的精確控制,當(dāng)電子束偏移到鋼側(cè)時(shí),熔池中存在富Fe島,在較高的冷卻速度與Marangoni對(duì)流作用下,將形成細(xì)小的胞狀組織,偏移到銅側(cè)則表現(xiàn)為細(xì)小的等軸晶,機(jī)理與激光焊接相同。通過(guò)振蕩電子束,可以防止銅/鋼液相分離,得到均勻混合的熔池,改善偏析、微裂紋等缺陷。
釬焊加熱溫度低、接頭變形量小且界面光滑,可以實(shí)現(xiàn)異種材料的連接。通過(guò)選用合適的釬料,可以實(shí)現(xiàn)銅/鋼的異種金屬連接。目前主要使用銀基釬料實(shí)現(xiàn)銅/鋼釬焊,下文將作進(jìn)一步討論。
對(duì)于銀基釬料,其熔點(diǎn)低、潤(rùn)濕性好、屬于硬釬料,尤其在銅上具備良好的潤(rùn)濕性與流動(dòng)性。在釬焊過(guò)程中,一個(gè)明顯的特征是釬料向銅一側(cè)滲透。Fukikoshi等學(xué)者[43]使用BAg8釬料對(duì)銅/鋼進(jìn)行連接,發(fā)現(xiàn)鋼中Ni元素通過(guò)BAg8熔液向銅側(cè)滲透,認(rèn)為:這是由于不銹鋼中Ni向液相釬料擴(kuò)散的結(jié)果。同時(shí)在銅側(cè)觀察到了晶界被釬料侵蝕的現(xiàn)象,如圖11[43]所示。Nishi等學(xué)者[44]提出:這是由于液態(tài)金屬在Cu中過(guò)飽和的結(jié)果。Gabbay等學(xué)者[45]與Dirnfeld等學(xué)者[46]的研究表明:BAg8液態(tài)釬料的滲透行為并不會(huì)損傷銅的晶界,因此,不會(huì)給接頭的力學(xué)性能帶來(lái)負(fù)面影響。
圖11 使用BAg8和低含銀釬料釬焊Cu/SUS304管接頭的元素分布[43]
在釬焊接頭的成形過(guò)程中,除了釬料的滲透行為,F(xiàn)e元素與Cu元素也將發(fā)生擴(kuò)散。Bhogendro Meitei等學(xué)者[47]在界面處發(fā)現(xiàn)了FeCu4與Cu(Fe2O4)(圖12[47]),同摩擦焊接頭成形過(guò)程相同,F(xiàn)eCu4與Cu(Fe2O4)等化合物的形成被認(rèn)為是Fe/Cu的元素?cái)U(kuò)散導(dǎo)致,局部的擴(kuò)散導(dǎo)致了銅側(cè)出現(xiàn)更多硬質(zhì)相,銅側(cè)顯微硬度上升,而鋼一側(cè)也因發(fā)生了再結(jié)晶而晶粒細(xì)化,硬度同樣有所上升。根據(jù)Hume-Rothery規(guī)則,Cu與Fe因晶格結(jié)構(gòu)的不同不能形成固溶體,而在Bhogendro Meitei等學(xué)者[47]的研究中,材料在釬焊過(guò)程中超過(guò)其臨界轉(zhuǎn)變溫度,F(xiàn)e由BCC轉(zhuǎn)變?yōu)镕CC結(jié)構(gòu),在存在元素?cái)U(kuò)散的條件下,將形成Fe和Cu的固溶體。因此,銅/鋼釬焊接頭的力學(xué)性能由再結(jié)晶和元素?cái)U(kuò)散作用所共同決定,通過(guò)圖13[47]可以看到,接頭的硬度在銅側(cè)與鋼(MS)側(cè)均相比母材都有一定程度的提升,這是由于硬質(zhì)相及固溶體對(duì)于銅側(cè)起到了強(qiáng)化作用,鋼側(cè)則是由于發(fā)生了再結(jié)晶,以細(xì)晶強(qiáng)化提升了顯微硬度,拉伸試驗(yàn)的破壞位置為界面處。
圖12 2.5 kg載荷及2種不同電流下銅-低碳鋼焊接試樣的XRD結(jié)果[47]
圖13 Cu-MS感應(yīng)釬焊試樣的顯微硬度分布[47]
為了進(jìn)一步提高銀基釬料的潤(rùn)濕性與釬焊接頭的強(qiáng)度,部分報(bào)導(dǎo)在釬料中加入Ni元素。Kumar等學(xué)者[48]與Zhuang等學(xué)者[49]的研究表明:加入Ni元素的銀基釬料具備更好的潤(rùn)濕性,加入Ni的銀基釬料潤(rùn)濕角明顯減小。除此之外,Ni元素還有助于提升接頭的力學(xué)性能。根據(jù)Shi等學(xué)者[50]的研究:加入Ni元素后,接頭組織為α-Cu,β-Ag,α-Fe,其中,Ni元素可以提升α-Cu與β-Ag的硬度,進(jìn)而提升接頭的性能。關(guān)于Ni的強(qiáng)化機(jī)制,一般認(rèn)為Ni誘使了α-Cu與β-Ag的形成且通過(guò)固溶提升了α-Cu的強(qiáng)度;Ni與Cu同屬FCC晶格結(jié)構(gòu),彼此的親和性高,在釬焊過(guò)程中Ni將由釬料向銅側(cè)擴(kuò)散,銅界面的Ni將誘使α-Cu形核,由于Ni和Cu之間具有無(wú)限的固溶性,隨著Cu基體溶解的進(jìn)展,界面處將積累更多的α-Cu,形成α-Cu層,相比于銅母材具備更高的硬度,界面處的α-Cu含Ni量最高,固溶強(qiáng)化越明顯,因此其硬度值最大。釬料中剩余的Ag,Cu等元素也將在接頭中部形成β-Ag,β-Ag也具備較高的硬度,對(duì)接頭同樣起到了強(qiáng)化作用,其強(qiáng)化機(jī)制與納米壓痕試驗(yàn)的結(jié)果如圖14[50]所示。
圖14 釬焊工藝示意圖[50]
綜上所述,得益于銀更低的熔點(diǎn)與對(duì)銅較好的潤(rùn)濕性,使用銀基釬料進(jìn)行釬焊可以實(shí)現(xiàn)銅/鋼的釬焊連接。釬料對(duì)于銅一側(cè)的滲透行為不會(huì)造成因晶界損傷而導(dǎo)致的力學(xué)性能負(fù)面影響,釬焊過(guò)程中鋼側(cè)再結(jié)晶與元素的擴(kuò)散行為使得銅/鋼兩側(cè)的接頭部分顯微硬度都得到了提升,界面為拉伸破壞的薄弱位置。部分報(bào)導(dǎo)在銀基釬料中加入了Ni元素,進(jìn)一步提升了釬料的潤(rùn)濕性,并通過(guò)誘導(dǎo)產(chǎn)生了α-Cu層,且提升了α-Cu層的硬度,進(jìn)一步強(qiáng)化了接頭的力學(xué)性能。
熔釬焊具備熔化焊與釬焊的特性,可以通過(guò)控制填充金屬或熱輸入位置來(lái)控制銅、鋼的熔化量,熔釬焊示意圖如圖15[51]所示。由于銅自身具備良好的潤(rùn)濕性,可以控制銅為熔化的主體,在不填充其他金屬的情況下實(shí)現(xiàn)熔釬焊,部分研究則控制鋼為熔化的主體,以防止銅過(guò)多熔化產(chǎn)生的滲透裂紋。
圖15 銅/不銹鋼異種激光熔釬焊原理圖[51]
討論選擇銅一側(cè)熔化的熔釬焊接頭,根據(jù)Chen等學(xué)者[51]的研究,在選擇銅側(cè)輸入熱時(shí)銅/鋼的熔釬焊接頭為全部的Cu相構(gòu)成,且接頭的晶粒尺寸明顯增加,但組織均質(zhì)、致密且無(wú)微裂紋萌生,銅一側(cè)的熱影響區(qū)由于發(fā)生了退火效應(yīng),組織明顯軟化。鋼一側(cè)的熱輸入較小,不發(fā)生熔化,釬焊界面十分平滑。隨著熱輸入的增加,鋼側(cè)熔化量逐漸增加,釬焊界面也表現(xiàn)得更為粗糙,F(xiàn)e,Cu元素發(fā)生擴(kuò)散,在接頭組織中觀察到了明顯得富Fe顆粒,這與前文中描述的熔化焊接頭特點(diǎn)相似。繼續(xù)增加熱輸入,在接頭轉(zhuǎn)變?yōu)橥耆娜刍附宇^前,富Fe顆粒的數(shù)量明顯增加,其通過(guò)促進(jìn)非均勻形核細(xì)化接頭組織,但觀察到的顯微微裂紋數(shù)量明顯激增,不同熱輸入下接頭的組織如圖16[52]所示。
圖16 焊縫鋼界面處的光學(xué)金相觀察[52]
對(duì)于微裂紋的形成機(jī)理,Cheng等學(xué)者[52]發(fā)現(xiàn)裂紋均于銅和鋼的接觸位置萌生,如界面與富Fe顆粒、島、半島附近。Cheng等學(xué)者[52]認(rèn)為:這是由于銅和鋼的熱脹系數(shù)差異所導(dǎo)致的,隨著熱輸入的增加,富Fe顆粒的尺寸也逐漸增加,在冷卻過(guò)程中其與銅的變形程度有很大的差異,因此接觸位置存在著較大的殘余應(yīng)力,誘發(fā)微裂紋,如圖17[52]所示。為了防止微裂紋的萌生,部分學(xué)者提出可以減少銅的熔化量,以防止?jié)B透裂紋的萌生,同時(shí)少量的熔銅還可以發(fā)揮毛細(xì)作用填補(bǔ)顯微裂紋[53 - 54],而熔釬焊則可以控制鋼側(cè)熔化而實(shí)現(xiàn)。
圖17 焊縫區(qū)域的SEM圖像[52]
對(duì)于選擇鋼一側(cè)進(jìn)行熔化的熔釬焊,其接頭的明顯特征為銅側(cè)存在粗糙界面,根據(jù)Chen等學(xué)者[51]的研究:即使選擇鋼側(cè)作為熱輸入的位置,銅一側(cè)也會(huì)產(chǎn)生一定的軟化,在熔池強(qiáng)烈的攪動(dòng)影響下,銅一側(cè)便形成粗糙的釬焊接頭。Chen等學(xué)者[51]認(rèn)為粗糙界面實(shí)現(xiàn)了更強(qiáng)的機(jī)械互鎖,有利于提升接頭的抗剪性能。除此之外,釬焊界面附近形成了局部的冶金結(jié)合,Jiang等學(xué)者[55]的研究表明:固態(tài)的銅與鋼液之間存在互擴(kuò)散;在Chen等學(xué)者[51]、Zhang等學(xué)者[54]的研究中也觀察到了界面附近的元素?cái)U(kuò)散。冶金結(jié)合與界面形貌(圖18[51])共同決定了熔釬焊接頭的力學(xué)性能。
圖18 不銹鋼/銅異種合金的連接方式及銅/鋼界面附近元素的擴(kuò)散[51]
總的來(lái)說(shuō),熔釬焊結(jié)合了熔化焊與釬焊的特點(diǎn),選擇任意一側(cè)熔化所得到的熔釬焊接頭熱影響區(qū)均發(fā)生一定程度的軟化,這一點(diǎn)與銅/鋼的熔化焊相似。當(dāng)選擇銅側(cè)形成熔化焊接頭時(shí),鋼側(cè)形成平滑的釬焊界面,鋼側(cè)組織基本不受影響,接頭以銅為主體,存在富Fe顆粒,雖然促進(jìn)了非均勻形核,但誘使微裂紋形成。當(dāng)選擇鋼側(cè)熔化時(shí),避免了微裂紋與滲透裂紋的形成,釬焊?jìng)?cè)界面表現(xiàn)為粗糙的界面形貌,且由于元素的擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)了局部的冶金結(jié)合。
固相焊指材料在壓力等外界作用下,通過(guò)擴(kuò)散、再結(jié)晶等方式實(shí)現(xiàn)固態(tài)下連接,得到可靠接頭的方式。對(duì)于銅/鋼異種金屬的連接,擴(kuò)散焊、爆炸焊、摩擦焊與攪拌摩擦焊均能得到可靠的接頭,擴(kuò)散焊在不發(fā)生熔化的情況下實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合,其特點(diǎn)是存在一反應(yīng)層;其他固相焊方法都依賴塑性變形實(shí)現(xiàn)異種金屬的連接,在強(qiáng)烈塑性變形的主導(dǎo)下,晶粒得到細(xì)化,其組織與力學(xué)性能表現(xiàn)為加工硬化與再結(jié)晶軟化相互競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果,與熔化焊相同的是,銅側(cè)熱影響區(qū)均為接頭的薄弱位置。但固相焊的界面行為與組織演變更為復(fù)雜。下文將進(jìn)一步論述不同固相焊接方法下,接頭的成形機(jī)理與組織性能特點(diǎn)。
擴(kuò)散焊接指待連接件相互接觸,接觸部位在溫度與壓力的作用下產(chǎn)生局部塑性變形,界面處形成一層擴(kuò)散層以實(shí)現(xiàn)可靠連接的焊接方式。擴(kuò)散焊過(guò)程中,連接材料產(chǎn)生的塑性變形量小,也不依賴材料塑性變形所帶來(lái)的機(jī)械互鎖。相比與釬焊,擴(kuò)散焊接頭的元素?cái)U(kuò)散行為更明顯,不依賴釬料也可以實(shí)現(xiàn)材料的連接,但為了實(shí)現(xiàn)更為可靠的連接,并盡可能減少接頭的金屬間化合物,一般也采用夾層金屬實(shí)現(xiàn)銅/鋼的擴(kuò)散焊連接。下文將討論銅/鋼擴(kuò)散焊接頭的成形機(jī)理與不同中間層對(duì)于組織及性能的影響。
部分學(xué)者采用了Ni中間層實(shí)現(xiàn)了銅/鋼擴(kuò)散焊接,在釬焊一節(jié)的討論中了解到,Ni元素與Cu元素可以無(wú)限互溶形成固溶體,除此之外,Ni元素與Fe元素也有較好的相容性,根據(jù)Batra等學(xué)者[56]及Kamat等學(xué)者[57]的研究表明:Ni在與Cu,F(xiàn)e的擴(kuò)散焊接過(guò)程中并不形成金屬間化合物,這決定了Ni是理想的中間層選擇。使用Ni作為中間層的銅/鋼擴(kuò)散焊接頭的代表性特征是:兩側(cè)界面均存在的Kirkendall空洞、界面存在的波紋形貌及接頭存在的過(guò)渡區(qū)域[58 - 60]。
對(duì)于Kirkendall空洞的形成, Sabetghadam等學(xué)者[58 - 59]認(rèn)為:由于原子的擴(kuò)散速度不同,導(dǎo)致界面處的元素流量不同,因此,在銅與鋼側(cè)的近界面附近形成Kirkendall空洞。Kirkendall空洞破壞了界面的連續(xù)性,降低了接頭的力學(xué)性能。而界面的波紋形貌則被認(rèn)為是材料塑性變形的結(jié)果,Chen等學(xué)者[61]指出:在雙金屬擴(kuò)散焊接過(guò)程中,熔點(diǎn)更低、質(zhì)更軟的一側(cè)將產(chǎn)生更多的塑性變形,且塑性變形發(fā)生在表面位置,在Sabetghadam等學(xué)者[58]的研究中也可以發(fā)現(xiàn):銅在Cu-Ni界面受到了擠壓,鎳在Ni-不銹鋼界面受到了擠壓,這導(dǎo)致了波狀界面的形成。在波狀界面形成的過(guò)程中,被擠壓的塑性金屬將填補(bǔ)Kirkendall空洞,改善接頭的力學(xué)性能,Kirkendall空洞與波狀界面如圖19[59]所示。
圖19 擴(kuò)散焊接頭SEM-BSE圖像[59]
對(duì)于擴(kuò)散過(guò)渡區(qū)的形成,大多報(bào)導(dǎo)表明過(guò)渡層由固溶區(qū)域及反應(yīng)層構(gòu)成[58 - 59]。固溶區(qū)域靠近銅側(cè),對(duì)于固溶區(qū)域的形成,在近銅側(cè),Cu與Ni二者無(wú)限互溶,形成α(Ni-Cu)固溶體。而在近鋼側(cè)Fe,Cr,Ni將形成固溶體(γ-Fe,Ni)與金屬間化合物FeNi3與σ(Fe,Ni,Cr),隨著溫度的升高,過(guò)渡區(qū)域尺寸增大,會(huì)形成更多的脆性相,降低接頭的力學(xué)性能,不同溫度下XRD的分析結(jié)果如圖20[59]所示。因此,需要控制擴(kuò)散溫度,合適的溫度選擇可以獲得更強(qiáng)的原子鍵合、利用塑性變形填充Kirkendall空洞且控制了過(guò)渡層的尺寸。
圖20 接頭XRD結(jié)果[59]
除了應(yīng)用Ni中間層,部分研究中選用Ag作為中間層。根據(jù)Ekrami等學(xué)者[62]的研究:Ag同樣會(huì)同Cu形成固溶體,且Ag的擴(kuò)散速度與Cu/Fe更為接近,選用Ag作為中間層比Ni作為中間層得到的擴(kuò)散焊接頭的Kirkendall空洞更少。部分研究選用高熵合金作為中間層,根據(jù)丁文等學(xué)者[63]的研究:使用CoCrFeMnNi高熵合金作為中間層,利用了高熵合金的高熵效應(yīng)與遲滯擴(kuò)散效應(yīng),使得高熵合金中原子的擴(kuò)散速度下降,得到了全部的FCC固溶體,接頭沒(méi)有金屬間化合物形成。一些報(bào)道中提出使用Cu-Mn合金作為中間層同樣可避免金屬間化合物的負(fù)面影響,Yu等學(xué)者[64]的研究表明:Mn元素通過(guò)取代共價(jià)鍵的方式,降低了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力,因此提升了所形成金屬間化合物的塑性,進(jìn)而改善了接頭的力學(xué)性能。
總的來(lái)看,得到可靠銅/鋼擴(kuò)散焊接頭的關(guān)鍵是減少Kirkendall空洞與金屬間化合物的生成。通過(guò)選擇適當(dāng)?shù)暮附庸に噮?shù),可以利用質(zhì)軟側(cè)材料的塑性變形填充Kirkendall空洞、通過(guò)減小過(guò)渡層尺寸來(lái)防止脆性金屬間化合物生成。合適的中間層選擇也至關(guān)重要,相比于常用的Ni中間層,Ag層、高熵合金層、Cu-Mn合金層被證明更好的調(diào)控了接頭的組織及其力學(xué)性能。
爆炸焊接(Explosive welding, EW)屬固相連接技術(shù)(圖21[65])。爆炸焊接在被焊材料的選擇上有著很大的靈活性,幾乎可以實(shí)現(xiàn)任何尺寸的異種金屬連接,得到的復(fù)合板材后處理?xiàng)l件較好,同時(shí)可以發(fā)揮不同組成材料的優(yōu)勢(shì)。傳統(tǒng)的熔化焊方式中由于銅的高導(dǎo)熱性,銅板的熔化常滯后于鋼板,且銅與鐵的溶解度極限較小,容易出現(xiàn)未熔合、孔隙等缺陷,難以得到可靠的冶金連接,爆炸焊作為一種固相連接技術(shù),有效解決了銅/鋼焊接的上述問(wèn)題,對(duì)于銅/鋼異種金屬焊接具有優(yōu)勢(shì)。
圖21 爆炸焊接原理圖[65]
銅/鋼爆炸焊接的一個(gè)顯著特征是在界面處存在波狀形貌,如圖22[65]所示,由于高速碰撞產(chǎn)生的強(qiáng)烈塑性變形使材料在界面處表現(xiàn)出流體般的特性,使其呈現(xiàn)漩渦所構(gòu)成的波浪,在波浪的波峰和波谷處出現(xiàn)局部的熔融區(qū)。波狀界面對(duì)于界面性能有著很大的影響,在漩渦不明顯時(shí),結(jié)合面呈現(xiàn)為直線結(jié)合,易出現(xiàn)未焊透等缺陷,接頭質(zhì)量不穩(wěn)定;在漩渦區(qū)域過(guò)大時(shí),局部熔化區(qū)占比較大,形成熔化帶,結(jié)合面呈現(xiàn)為連續(xù)熔化結(jié)合,存在大量的縮孔等缺陷;而波形結(jié)合更加穩(wěn)定,納米壓痕測(cè)試與誘導(dǎo)拉伸試驗(yàn)的結(jié)果也表明,波形結(jié)合的界面處性能優(yōu)異[66 - 68]。
圖22 接頭波形界面的微觀結(jié)構(gòu)[65]
為了進(jìn)一步解釋波形界面對(duì)于銅/鋼爆炸焊接頭的性能影響,首先需要討論界面處漩渦區(qū)與局部熔化區(qū)的形成機(jī)理。對(duì)于漩渦區(qū)域的形成,Yang等學(xué)者[69]通過(guò)SPH模擬與微觀組織分析,將其形成解釋為覆板射流在與基板的碰撞效應(yīng),射流在沖擊基板后發(fā)生剪切失穩(wěn)引發(fā)圓形運(yùn)動(dòng),其引發(fā)的類圓形運(yùn)動(dòng)配合其他峰的擠壓作用,最終形成波狀形貌的漩渦區(qū),漩渦區(qū)中可以觀察到部分卷入的破碎鋼顆粒[70 - 71]。Song等學(xué)者[72]及Gloc等學(xué)者[73]的研究結(jié)論進(jìn)一步解釋了局部熔化區(qū)的形成,在形成波狀界面后,Cu板所釋放的動(dòng)能,通過(guò)摩擦與剪切變形產(chǎn)生強(qiáng)烈塑性變形最終使得界面處溫度升高,導(dǎo)致局部熔化區(qū)的形成。Bataev等學(xué)者[74]及Chu等學(xué)者[75]通過(guò)溫度場(chǎng)模擬也證明在漩渦區(qū)局部區(qū)域溫度會(huì)超過(guò)兩種材料的熔點(diǎn),進(jìn)而形成熔化區(qū),這也與Yang等學(xué)者得到的熱力學(xué)行為相符合,如圖23[69]所示。Zhang等學(xué)者[65]對(duì)熔化區(qū)進(jìn)行組織與成分分析,發(fā)現(xiàn)Cu和Fe只會(huì)在液相中無(wú)限互溶且在低溫下不會(huì)形成金屬間化合物,因此在漩渦熔化區(qū)元素呈現(xiàn)均勻分布,Cu和Fe元素以團(tuán)簇形式阻礙晶粒長(zhǎng)大,納米級(jí)晶粒填充了熔化區(qū)。誘導(dǎo)拉伸試驗(yàn)的結(jié)果表明:銅/鋼結(jié)合界面的強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于銅側(cè)。界面區(qū)的強(qiáng)度機(jī)制可由Blazynski[67]、Song等學(xué)者[72]、Bataev等學(xué)者[74]及Liu等學(xué)者[76]的研究結(jié)果解釋為:Cu,F(xiàn)e的固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化與納米級(jí)晶粒對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙共同決定了界面的高強(qiáng)度。
圖23 EWMF過(guò)程中Cu/Fe界面的熱力學(xué)行為[69]
界面缺陷是影響接頭力學(xué)性能的重要因素之一,在實(shí)際生產(chǎn)中可通過(guò)控制焊接參數(shù)來(lái)控制波狀界面的程度,防止未焊透與過(guò)熔等缺陷,Durgutlu等學(xué)者[77]研究了不同參數(shù)對(duì)于波狀界面的影響,得出裝藥比越大,波狀界面越明顯的結(jié)論;Acarer等學(xué)者[66]提出了確定可焊性窗口的方法,可以通過(guò)控制爆炸速度與碰撞角來(lái)得到可靠的波狀界面。
除了界面區(qū)域,銅與鋼側(cè)近界面區(qū)域也是影響接頭力學(xué)性能的主要區(qū)域在爆炸焊接的極端熱力學(xué)條件下,較大的塑性變形使得位錯(cuò)與孿晶密度上升,材料發(fā)生加工硬化[78];而高溫又使得回復(fù)再結(jié)晶同時(shí)發(fā)生,新生的無(wú)畸變等軸晶又使得材料發(fā)生軟化。因此,該區(qū)域的性能取決于硬化與軟化的復(fù)雜競(jìng)爭(zhēng)過(guò)程。
討論材料的硬化過(guò)程,根據(jù)Zhang等學(xué)者[65]的試驗(yàn)結(jié)果,材料硬度隨著到界面的距離增加而減小。可以通過(guò)元素?cái)U(kuò)散與塑性變形兩個(gè)角度去解釋這一現(xiàn)象,元素?cái)U(kuò)散速度的不同將使得接頭處產(chǎn)生濃度梯度,其被認(rèn)為影響了固溶強(qiáng)化的程度。Zhang等學(xué)者[65]發(fā)現(xiàn)槽區(qū)元素呈現(xiàn)均勻分布,而過(guò)渡區(qū)元素含量呈明顯的梯度變化,鋼一側(cè)的銅元素含量隨界面距離的增加而減少,Nassiri等學(xué)者[79]將這一現(xiàn)象解釋為由塑性變形程度導(dǎo)致的元素的擴(kuò)散速度差異,塑性變形量與晶粒分布如圖24[69]所示。越是遠(yuǎn)離界面,其塑性變形量更小,元素的擴(kuò)散速度也更慢,這將導(dǎo)致在距離界面越遠(yuǎn)的位置,固溶強(qiáng)化的程度與加工硬化的效果越弱。從塑性變形的角度來(lái)看,Kahraman等學(xué)者[80]通過(guò)控制動(dòng)態(tài)參數(shù),證明可以增加碰撞速度通過(guò)增大塑性變形量來(lái)增大加工硬化層。隨著到界面距離的增加,位錯(cuò)與孿晶的密度也不斷下降,加工硬化效果更弱[81]。
圖24 溫度、塑性應(yīng)變及晶粒分布[69]
對(duì)于材料的軟化過(guò)程,一般認(rèn)為是無(wú)畸變的等軸晶平衡了材料的性能,在近界面的鋼一側(cè),晶粒均表現(xiàn)為等軸晶粒[82],然而,但銅側(cè)相較于鋼側(cè)晶粒尺寸更大,且存在彎曲的柱狀晶,這常導(dǎo)致銅側(cè)是焊接接頭的薄弱處,圖25[69]為銅/鋼接頭晶粒的EBSD分析。Yang等學(xué)者[69]將銅側(cè)的彎曲柱狀晶形成解釋為爆炸焊產(chǎn)生的高溫與劇烈塑性變形下回復(fù)與再結(jié)晶的產(chǎn)物,受制于較大的溫度梯度,鋼側(cè)新形成的無(wú)畸變晶粒生長(zhǎng)受抑制,而銅的導(dǎo)熱系數(shù)更高,晶粒容易垂直于溫度梯度形成柱狀晶,在波狀界面的形成過(guò)程中,柱狀晶粒在剩余動(dòng)能的作用下進(jìn)一步偏轉(zhuǎn)和拉長(zhǎng),形成彎曲晶粒。Paul等學(xué)者[78]通過(guò)對(duì)Cu/不銹鋼界面進(jìn)行分析,在近界面的Cu/不銹鋼側(cè)也發(fā)現(xiàn)了呈條帶狀分布的局部應(yīng)變,近母材處的塑性變形同樣需要適應(yīng)漩渦的形成,也解釋了銅側(cè)彎曲柱狀晶粒的形成。
圖25 特定區(qū)域OM圖及結(jié)合晶體方向的EBSD圖[69]
綜上所述,對(duì)于爆炸焊,其通過(guò)劇烈的塑性變形形成可靠的焊接接頭,在爆炸焊接過(guò)程中,界面處將有部分材料超過(guò)其熔點(diǎn),形成局部熔化區(qū),接頭的組織性能為加工硬化與再結(jié)晶軟化的競(jìng)爭(zhēng)過(guò)程,無(wú)畸變的晶粒平衡了材料的性能,而銅側(cè)為粗大的彎曲柱狀晶,其不利于接頭的力學(xué)性能。在實(shí)際生產(chǎn)中為了進(jìn)一步提升接頭性能,防止彎曲晶粒對(duì)接頭性能產(chǎn)生過(guò)多負(fù)面影響,銅層的應(yīng)用厚度至關(guān)重要,為了得到更為細(xì)小的等軸晶,需要根據(jù)實(shí)際情況選擇銅板厚度,使其在散熱和熱量積累之間維持最佳平衡[83 - 84]。
摩擦焊同屬于固相焊,其對(duì)金屬條、管等工件的焊接具備優(yōu)勢(shì),圖26[85 - 86]為銅/鋼的摩擦焊示意圖。摩擦焊同攪拌摩擦焊相同,依賴摩擦熱產(chǎn)生的塑性變形完成連接,從接頭成形機(jī)理上看存在相似處,但由于摩擦方式不同,其組織與性能仍存在較大的差異。
圖26 摩擦焊方法示意圖
摩擦方式的差異所決定摩擦焊同攪拌摩擦焊的不同點(diǎn)在于:雖然2種焊接方式都依靠摩擦產(chǎn)生材料的塑性變形,但摩擦焊在進(jìn)行異種金屬連接時(shí),塑性變形量被更多分配到了質(zhì)軟的一側(cè),這進(jìn)一步影響了接頭的組織與性能。根據(jù)Teker[85]的研究:在銅/鋼焊接過(guò)程中,鋼側(cè)的變形程度很小,而銅側(cè)變形程度很大,出現(xiàn)了大量的飛邊,其接頭如圖27[85]所示。根據(jù)Teker[85]對(duì)顯微組織的進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn):銅側(cè)熱影響區(qū)尺寸明顯大于鋼側(cè)熱影響區(qū)的尺寸,且銅側(cè)的組織演變也更為復(fù)雜,鋼側(cè)組織為奧氏體、鐵素體條帶,部分晶粒經(jīng)過(guò)了再結(jié)晶向軋制方向伸長(zhǎng)。
圖27 摩擦焊接接頭的宏觀形貌及截面外觀[85]
首先討論接頭的組織演變。對(duì)于銅側(cè),Vyas等學(xué)者[87]的研究表明:銅側(cè)近界面處由于強(qiáng)烈的塑性變形與高溫發(fā)生了完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,熱機(jī)影響區(qū)的再結(jié)晶不完全,熱影響區(qū)的晶粒粗化,接頭組織都為熱機(jī)共同影響的結(jié)果。繼續(xù)討論鋼側(cè)的組織演變,Teker[85]、Vyas等學(xué)者[87]、Wang等學(xué)者[88]均發(fā)現(xiàn)了再接頭的鋼側(cè)存在板條馬氏體組織。Wang等學(xué)者[88]認(rèn)為:馬氏體的形成是由于鋼側(cè)存在一個(gè)淬火區(qū)域,焊接的臨界冷卻速度很快,其達(dá)到臨界淬火速度相同,因此形成了馬氏體組織。鋼側(cè)的薄板條狀馬氏體對(duì)硬度提升起了主要作用,其與銅側(cè)的完全再結(jié)晶區(qū)共同增強(qiáng)了接頭的結(jié)合與性能。
摩擦焊接頭的另一特點(diǎn)是界面處存在一反應(yīng)薄層[88 - 89],通過(guò)圖28[87]的接頭微觀組織可以看到在靠近銅側(cè)存在深色的反應(yīng)層,Vyas等學(xué)者[87]認(rèn)為:反應(yīng)層由IMCs或金屬氧化物構(gòu)成,其與鋼結(jié)合效果較差,因此不利于接頭性能,通過(guò)增大摩擦?xí)r間,氧化物被壓至兩側(cè),在后處理中可以與飛邊一同去除。對(duì)于反應(yīng)層的形成機(jī)理,Wang等學(xué)者[88]認(rèn)為:反應(yīng)層與Cu/Fe的元素?cái)U(kuò)散相關(guān),在摩擦焊的熱機(jī)作用下,Cu/Fe元素及其他元素將進(jìn)行原子間擴(kuò)散,并在反應(yīng)層中形成新相(如FeCu4,Cu9Si),Wang等學(xué)者[88]指出:雖然某些新相顯微硬度值很高,但不會(huì)影響界面處的平均顯微硬度,反而影響了界面的連續(xù)接合。對(duì)于反應(yīng)層出現(xiàn)的位置,Shanjeevi等學(xué)者[89]提出:Cu元素的擴(kuò)散速度是慢于Fe元素的,因此界面出現(xiàn)在銅側(cè)。上述特點(diǎn)使得摩擦焊接頭不同于其他焊接方式得到的接頭,其斷裂位置沒(méi)有發(fā)生于銅側(cè)的熱影響區(qū),而是于界面處破環(huán),斷裂方式也非韌性斷裂,為脆性斷裂。
圖28 SS304L母材、Cu母材及Cu-SS304L界面[87]
為了改善反應(yīng)層對(duì)摩擦焊接頭性能帶來(lái)的負(fù)面影響,提升接頭的力學(xué)性能,部分報(bào)道指出:可以適當(dāng)提高摩擦?xí)r間,一方面可以利用飛邊一同清除氧化物及IMCs的反應(yīng)層,一方面促進(jìn)接頭界面處的材料混合。根據(jù)Vyas等學(xué)者[87]的研究:當(dāng)摩擦?xí)r間增大到一定程度時(shí),界面出現(xiàn)了波紋形貌,這反應(yīng)了塑性變形材料的充分混和,反應(yīng)層的尺寸也明顯的減少,如圖29[87]所示。在較高時(shí)間下所得的接頭抗拉強(qiáng)度明顯提升,其斷裂位置也轉(zhuǎn)變?yōu)殂~側(cè)的熱影響區(qū),為韌性斷裂。
圖29 Cu-SS304L焊接接頭反應(yīng)層的顯微組織[87]
總的來(lái)說(shuō),摩擦焊作為一種固相焊方法,接頭依賴塑性變形實(shí)現(xiàn)材料的連接。接頭銅側(cè)由于較軟的質(zhì)地,塑性變形量明顯大于鋼側(cè)。而鋼側(cè)存在淬火區(qū),板條狀馬氏體提升了接頭的顯微硬度,與銅側(cè)的完全再結(jié)晶區(qū)共同實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合。在銅一側(cè)存在由元素?cái)U(kuò)展形成的反應(yīng)層,其破壞了界面的連續(xù)性,容易成為破壞的薄弱位置,可以通過(guò)增大摩擦?xí)r間的方式以減小反應(yīng)層尺寸,提升接頭的力學(xué)性能。
攪拌摩擦焊(Friction stir welding, FSW)屬于固相連接技術(shù),其原理如圖30[90]所示。攪拌摩擦焊作為一種固相連接技術(shù),很好的解決了銅合金焊接過(guò)程中的難熔問(wèn)題,相比于擴(kuò)散焊,其不存在反應(yīng)層;適應(yīng)范圍相比于爆炸焊更為廣泛,可被應(yīng)用于殼體、主體結(jié)構(gòu)件及復(fù)合板焊接等領(lǐng)域,不同于爆炸焊的極端熱力學(xué)行為,攪拌摩擦焊接頭殘余應(yīng)力與變形更??;從接頭組織與性能的角度來(lái)看,其與摩擦焊接頭也存在相似處,但由于塑性變形不通過(guò)材料的直接摩擦實(shí)現(xiàn),攪拌摩擦焊接頭不存在反應(yīng)層。
圖30 銅/鋼攪拌摩擦焊原理圖[90]
銅/鋼攪拌摩擦焊接接頭可以分為4個(gè)區(qū)域:焊核區(qū)(WNZ)、熱力影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)、母材(BM),如圖31[91]所示。其中焊核區(qū)受到了劇烈的塑性變形,發(fā)生完全的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶;熱力影響區(qū)臨近焊核區(qū),塑性變形量相對(duì)較少,因此只發(fā)生了部分動(dòng)態(tài)再結(jié)晶;熱影響區(qū)沒(méi)有受到攪拌頭的機(jī)械作用,在摩擦熱的影響下,晶粒有著增大的趨勢(shì)。
圖31 典型攪拌摩擦焊接頭橫截面[91]
對(duì)于銅/鋼攪拌摩擦焊的接頭組織與性能,顯微硬度的結(jié)果表明:焊核區(qū)的硬度最高,在銅側(cè)與鋼側(cè)的熱影響區(qū)與熱力影響區(qū)硬度開(kāi)始下降,但銅側(cè)的硬度在熱影響區(qū)與熱機(jī)影響區(qū)下降程度并不明顯,兩側(cè)的母材的硬度均僅次于焊核區(qū),顯微硬度曲線如圖32[90]所示。首先討論焊核區(qū)的組織與性能,焊核區(qū)高硬度的原因可以同爆炸焊波狀界面高硬度的機(jī)理來(lái)解釋,Imani等學(xué)者[92]和Shokri等學(xué)者[93]認(rèn)為:焊核區(qū)的高硬度來(lái)源于較小的晶粒度,在強(qiáng)烈塑性變形所主導(dǎo)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶下,焊核區(qū)的晶粒組織更細(xì),晶界的密度也更高,強(qiáng)度滿足Hall-Petch公式。
圖32 焊縫截面下1 mm處的顯微硬度分布[90]
對(duì)于銅側(cè)的力學(xué)性能與組織特點(diǎn),在Wang等學(xué)者[90]和Imani等學(xué)者[92]的研究中,均在TMAZ區(qū)發(fā)現(xiàn)了破碎的鋼顆粒,其被認(rèn)為發(fā)揮了增強(qiáng)顆粒的作用,提升TMAZ區(qū)硬度。同時(shí),Shen等學(xué)者[94]發(fā)現(xiàn):銅的熱力影響區(qū)晶粒度是小于母材的,但是其強(qiáng)度更低,這一現(xiàn)象并不能用上述的強(qiáng)度機(jī)制來(lái)解釋。對(duì)于銅側(cè)TMAZ的這一硬度特點(diǎn),Sun等學(xué)者[95]指出:在TMAZ區(qū)再結(jié)晶是不完全的,回復(fù)退火效應(yīng)比細(xì)晶強(qiáng)化的影響更大;TMAZ內(nèi)小角度晶界的密度上升,其推測(cè)這是TMAZ發(fā)生回復(fù)所導(dǎo)致的,回復(fù)過(guò)程中部分位錯(cuò)胞變?yōu)閬喚В沟镁Ы缃嵌葴p小。這一區(qū)域觀察到的高密度孿晶也與Islamgaliev等學(xué)者[96]和Wang等學(xué)者[97]的研究相符合。高密度孿晶作為回復(fù)的產(chǎn)物,更容易在其附近形成低位錯(cuò)密度區(qū),位錯(cuò)的纏結(jié)都發(fā)生于非孿晶結(jié)構(gòu)的晶粒中,如圖33[95]所示,這將導(dǎo)致材料屈服強(qiáng)度的降低。同時(shí),銅側(cè)晶粒受塑性應(yīng)變的影響,配合應(yīng)變發(fā)生彎曲,與爆炸焊銅側(cè)近界面處的特征一致,彎曲的晶粒進(jìn)一步降低了屈服強(qiáng)度[98],即使是在近焊核區(qū)銅晶粒被細(xì)化到納米級(jí)別,其尺寸也只是略低于母材,不會(huì)明顯提升力學(xué)性能[99]。
圖33 TMAZ的TEM圖像[95]
進(jìn)一步討論鋼側(cè)的組織與性能,Wang等學(xué)者[90]與Shen等學(xué)者[94]的研究中都表明:銅側(cè)晶粒比鋼側(cè)更粗,如圖34[90]所示,這一點(diǎn)同樣與爆炸焊接接頭的晶粒特征相同,但攪拌摩擦焊鋼側(cè)的結(jié)晶行為更為復(fù)雜。首先,多項(xiàng)研究普遍認(rèn)為鋼中晶粒的大小與σ相的產(chǎn)生有關(guān),σ相是一種脆性的富Cr相,其阻礙了鋼晶粒的長(zhǎng)大,同時(shí)降低鋼的耐蝕性與斷裂強(qiáng)度[100 - 101]。Chen等學(xué)者[102]與Duprez等學(xué)者[103]解釋了σ相的產(chǎn)生原理,Cr元素的擴(kuò)散速度在奧氏體中更大,在共析反應(yīng)過(guò)程中相先于鐵素體中析出。Shokri等學(xué)者[104]進(jìn)行了銅/鋼焊接過(guò)程中的熱力學(xué)計(jì)算,也證明了σ相層在鋼側(cè)的產(chǎn)生,其通過(guò)抑制鐵素體長(zhǎng)大來(lái)阻礙鋼側(cè)晶粒的生長(zhǎng)。除了σ相產(chǎn)生的阻礙作用,Jafari等學(xué)者[105]從能量的角度解釋了銅、鋼晶粒尺寸差異的原因,認(rèn)為晶粒度依賴于Zener-Hollomon參數(shù),在應(yīng)變速率、溫度、反應(yīng)時(shí)間等參數(shù)相同的情況下,活化能決定了晶粒尺寸,銅的活化能更大,因此銅側(cè)晶粒長(zhǎng)大速率更大。
圖34 鋼和銅母材OM圖及鋼/銅界面EBSD圖[90]
總的來(lái)看,攪拌摩擦焊與爆炸焊、摩擦焊相似,同樣依靠塑性變形實(shí)現(xiàn)銅/鋼連接,其接頭力學(xué)性能同樣為軟化與硬化競(jìng)爭(zhēng)的結(jié)果,不同于爆炸焊的接頭性能特征,攪拌摩擦焊接頭銅側(cè)的熱機(jī)影響區(qū)晶粒度小于母材且強(qiáng)度更低,其回復(fù)退火效應(yīng)更為明顯。而鋼側(cè)的結(jié)晶行為也更為復(fù)雜,為σ相與活化能的共同作用結(jié)果;而與摩擦焊相比其也不存在反應(yīng)層。在實(shí)際的銅/鋼攪拌摩擦焊中,考慮到銅的高導(dǎo)熱率,需要增大熱輸入,可以采用高轉(zhuǎn)速、低焊接速度的工藝[106]。但在工藝參數(shù)的選擇上,為了得到更細(xì)的晶粒組織,可以根據(jù)待焊工件的實(shí)際情況適當(dāng)降低轉(zhuǎn)速,但要防止低轉(zhuǎn)速帶來(lái)的焊接缺陷[107 - 108]。
(1)對(duì)于熔化焊,傳統(tǒng)電弧焊即使可以通過(guò)控制填絲金屬的成分防止偏析與缺陷,但其接頭力學(xué)性能仍然不好,未來(lái)可以通過(guò)開(kāi)發(fā)新工藝、新填絲材料的方式進(jìn)一步提升銅/鋼傳統(tǒng)熔化焊接頭的性能;激光焊接應(yīng)用于銅/鋼焊接起步較晚,對(duì)于激光偏移量的研究尚不完善,多數(shù)研究只能大體確定最佳偏移量所在的范圍,未來(lái)應(yīng)作更深入研究;電子束焊接的接頭成形機(jī)理與激光焊十分相似,可以通過(guò)振蕩電子束的方式得到更為均勻的接頭,同樣需要對(duì)電子束的偏移量與振蕩半徑作進(jìn)一步的研究。
(2)對(duì)于釬焊,銅/鋼釬焊可通過(guò)不同釬料的選擇得到可靠的釬焊接頭,但由于銅合金較低的熔點(diǎn),實(shí)際釬料的選擇空間較小,大多采用高成本的銀、金基釬料,未來(lái)可以探索其他釬料,降低銅/鋼釬焊的成本。
(3)對(duì)于熔釬焊,其接頭同時(shí)具備了熔化與釬焊的特性,選擇銅側(cè)熔化可以得到更為均勻的接頭,但目前的研究中接頭均出現(xiàn)了明顯的晶粒粗化,未來(lái)可以嘗試新方法細(xì)化接頭組織。選擇鋼側(cè)熔化界面表現(xiàn)粗糙形貌,存在局部的冶金結(jié)合,但目前對(duì)于熔釬焊的冶金結(jié)合研究較少,大多數(shù)研究只觀察到了元素?cái)U(kuò)散現(xiàn)象,未來(lái)可以作進(jìn)一步的研究。
(4)對(duì)于固相焊,銅/鋼擴(kuò)散焊同釬焊需要中間層輔助,除了常用的Ni合金中間層,部分已有多種中間層的選擇(如高熵合金、Cu-Mn合金等),但研究?jī)?nèi)容較少,關(guān)于其如何減少金屬間化合物生成的機(jī)理尚不明確,未來(lái)可以進(jìn)一步深入討論;爆炸焊接頭的薄弱處為近銅側(cè),但目前關(guān)于銅側(cè)彎曲粗晶的控制研究仍然較少,需要進(jìn)一步對(duì)銅層的應(yīng)用厚度作更多討論,波狀界面附近存在的過(guò)渡區(qū)域研究也尚處空白,未來(lái)可以繼續(xù)探討過(guò)渡區(qū)的組織與性能影響,進(jìn)而控制爆炸焊的界面缺陷;摩擦焊接頭存在含有大量的脆性金屬間化合物的反應(yīng)層,其對(duì)接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生了很大的負(fù)面影響,目前的研究大多通過(guò)控制摩擦?xí)r間減小反應(yīng)層厚度,但不能完全克服,未來(lái)可探索其他方式以控制反應(yīng)層的對(duì)接頭的性能影響;對(duì)于攪拌摩擦焊,目前對(duì)于銅/鋼攪拌摩擦焊的研究大多討論工藝參數(shù)的影響,且得到的工藝窗口狹窄,對(duì)于其結(jié)晶行為的研究相對(duì)較少,未來(lái)應(yīng)對(duì)結(jié)晶行為作進(jìn)一度研究,擴(kuò)大工藝窗口。