图2为钢/铝TLP扩散连接接头的SEM图像。图2(a)为580 ° C和15 min下试样的接头形貌, 接头扩散区存在明显的分层现象。对接头中1、2、3以及4点处进行点扫, 其结果如表2所示。1点和2点处含有一定含量的铜元素, 根据Fe-Al和Cu-Al二元相图, 分析此处生成了Fe₄Al₁₃、Cu-Al金属间化合物以及α -Al固溶体。3点处主要元素原子百分数如下:Al为77.10%, Fe为22.10%, Cu为0.80%。

图2

Fig.2

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	图2 TLP接头的界面形貌Fig.2 Microstructure of TLP joints

根据Fe-Al二元相图, 可知3点处的相为Fe₄Al₁₃。同样, 判断4点处的相为Fe₂Al₅。图2(b)为580 ° C和30 min下TLP扩散连接接头的形貌。接头扩散区宽度明显增大, 而且铝侧界面比图2(a)中界面结合地更加良好, 明显的分层现象消失。表2为图中标记各点的主要元素成分。5点与2点、6点与3点以及7点与4点的成分分别相近, 可知尽管在图2(b)中没有观察到图2(a)中存在的明显分层现象, 但接头组织是相同的。近钢侧生成了Fe₂Al₅和Fe₄Al₁₃的金属间化合物层, 近铝侧为α -Al固溶体和Cu-Al金属间化合物。

表2

Table 2

表2(Table 2)

表2 TLP接头的点扫描分析结果 Table 2 EDS analysis of TLP joints 位置 原子百分数/% Fe Al Cu 1 3.50 90.40 6.10 2 22.00 74.00 3.00 3 22.10 77.10 0.80 4 27.21 72.12 0.67 5 20.40 76.00 3.60 6 22.23 77.07 0.70 7 28.40 71.10 0.50

表2 TLP接头的点扫描分析结果 Table 2 EDS analysis of TLP joints

由图2(c)(d)可知, 随着保温时间的延长和加热温度的升高, 接头扩散区宽度增加。由于扩散的过程就是原子跃迁的过程, 原子在晶体中每次跃迁的距离都很小, 只有零点几个纳米, 而且是随机的。保温时间越长, 物质的宏观迁移越多, 从而扩散区的宽度增加。接头与铝侧界面呈不规则状, 而且随着温度升高和保温时间的延长, 在Al合金界面处出现了较多的小块状, 见图2(c)中A处。这是晶界渗透的结果, 即Cu原子沿晶界快速扩散, 生成了共晶液相。Saleha等^[14]、Wu等^[15]都报导了该现象, 且比本试验中更加明显。接头处的钢侧界面呈波浪状, 且随着温度的升高, 呈现出粗大的舌状并深入到钢中, 此处生成了Fe₂Al₅, 与Springer等^[16]描述的Fe₂Al₅形貌一致。同时可以说明Al元素的扩散能力比Fe元素强, Fe-Al金属间化合物主要向钢侧生长。

图2(b)(c)(d)中的接头均在近钢侧Fe-Al金属间化合物层出现了明显的裂纹, 而图2(a)中的接头则没有裂纹出现。这主要是因为当保温时间延长或者加热温度升高时, Fe元素和Al元素进一步相互扩散, 在接头近钢侧处生成了较厚的脆性Fe-Al金属间化合物层。加之钢和铝的物理和化学性质差异很大, 在连接过程中容易产生不均匀应力。在这种不均匀应力作用下, 较厚的Fe-Al金属间化合物层难以发生塑性形变, 容易产生裂纹, 且均萌生于接头近钢侧位置。可以预见, 在外力作用下, 裂纹处易产生应力集中, 进而导致接头容易沿着裂纹开裂, 从而影响接头的结合强度。根据裂纹的产生原因, 为了减少裂纹的产生, 可从以下两个方面改善:①采用塑性较好且热膨胀系数介于钢和铝之间的材料作为中间层, 缓解异种材料在连接过程中产生的不均匀应力; ②通过控制焊接工艺参数来控制金属间化合物层的厚度, 降低裂纹产生的概率。

图3(a)(b)分别为580 ° C和15 min, 580 ° C和30 min时TLP接头的线扫描元素分布图。图中Al、Fe和Cu元素浓度的分布趋势反映了接头扩散区中组织的分布情况。由于Al的原子半径比Fe的原子的半径小, 较Fe的扩散系数大, 故Al元素扩散的浓度更大。Cu浓度在近铝侧的反应层内出现浓度高峰, 同时该处Al元素浓度下降, 因此可以判断Cu与扩散过来的Al发生了共晶反应, 生成了Al+Al₂Cu共晶相。共晶液相的产生对铝合金氧化膜的破解和接头界面处的充分反应起到了促进作用。同时可以看出, 当保温时间延长时, 接头扩散区宽度增加, 相应的Fe-Al金属间化合物层厚度也增加。在580 ° C下, Fe-Al金属间化合物层厚度由27 μ m(保温15 min)增加到40 μ m(保温30 min)。

图3

Fig.3

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	图3 TLP接头成分分布Fig.3 Composition distribution of TLP joints

Reddy等^[17]指出由于脆性金属间化合物对裂纹具有敏感性, 其硬度与强度之间具有显著的负相关性。因此, 为了进一步分析钢/铝TLP连接接头, 对图2(a)(b)(c)(d)中接头界面区域的显微硬度进行了测量。由于接头界面区域较窄, 为了避免硬度压痕之间距离过近, 从而影响真实硬度值, 因此采用倾斜方式进行硬度测量, 测试结果如图4所示。由图4可见, 扩散区的硬度明显高于两侧母材的硬度, 说明接头界面处反应生成了新相。钢侧母材维氏硬度为150 HV, 铝侧母材维氏硬度为100 HV。接头近钢侧Fe-Al金属间化合物层的维氏硬度明显升高, 达到439 HV, 说明该区域内生成了Fe₄Al₁₃和Fe₂Al₅, 但远远小于标准相Fe₄Al₁₃和Fe₂Al₅的显微硬度值, 分别为892 HV和1013 HV。可以推断出, Cu元素的加入降低了Fe-Al化合物的硬度, 其作用机理将在后面做进一步分析。同时可以看出, 随着温度的升高和保温时间的延长, 均出现接头界面扩散区硬度值升高的现象。这种现象说明温度的升高和时间的延长均促进了金属间化合物的生成, 即生成了更多的Fe₂Al₅、Fe₄Al₁₃金属间化合物。故出于对接头性能的考虑, 应该合理地控制工艺参数以期获得结合强度较高的连接接头。

图4

Fig.4

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	图4 TLP接头显微硬度分布Fig.4 Microhardness distribution of TLP joints

加热温度为580 ° C, 保温时间为15、30和60 min时, 接头的拉剪强度分别为67、77和65 MPa; 连接条件为600 ° C和60 min时, 接头的拉剪强度为56 MPa。可以看出, 当连接条件为580 ° C和30 min时, 接头的拉剪强度达到最高值。由于在该连接条件下元素扩散较为充分, 促进了冶金反应进行, 但又能防止不利的金属间化合物层宽度过大, 在一定程度上避免了其对接头力学性能的损害。

目前, 国内外关于钢/铝异种金属扩散连接的研究已有很多。陈思杰等^[18]采用Al-Si-Cu-Zn箔中间层, 进行了Q235钢/6061铝合金的TLP扩散连接, 得到接头的拉剪强度为22 MPa。Wojarski等^[19]在Al侧镀6 μ m铜层, 钢侧镀3 μ m Ti和3 μ m Cu的复合层后, 进行瞬间液相扩散钎焊, 得到接头的拉剪强度为37~42 MPa。本试验中, 接头的最高拉剪强度可达77 MPa, 约为铝合金母材拉剪强度的30%。

Wojarski等^[19]指出不添加中间层, 钢/铝焊接接头断裂于脆性金属间化合物层。为了深入地探究钢/铝TLP扩散连接接头的断裂机制, 对接头断口进行了扫描分析和能谱分析, 结果如图5和表3所示。图5(a)为钢侧断口的低倍扫描照片, 明显看出此断裂面上存在两种形貌不同的区域, 图中分别标记为A区和B区, 相应的放大图像如图5(b)和图5(c)所示。其中, A区域表面比较平坦, 呈现脆性断裂特征。根据表3和Fe-Al二元相图,

图5

Fig.5

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	图5 钢侧断口的扫描形貌Fig.5 SEM microstructure of fracture surface at steel side

深色的基体相中Al∶ Fe=2.5, 判断为Fe₂Al₅。相比之下, B区域表面比较粗糙, 根据表3, 此区域含有原子百分数92%以上的Al元素、一定量的Cu元素和少量的Fe元素。由此分析, A区是脆性金属间化合物层的断裂形貌, B区是近铝侧的Al-Cu-Fe反应层的断裂形貌。图6为钢侧断口的XRD图谱。由图可知, 钢侧断口表面主要存在Fe₂Al₅、Fe₄Al₁₃、α -Al和Fe四种相。由该4种相的性能可知, Fe₂Al₅和Fe₄Al₁₃金属间化合物层为接头薄弱区。断裂首先起始于容易产生应力集中的裂纹处, 然后裂纹在Fe₂Al₅和Fe₄Al₁₃金属间化合物层中扩展, 有的地方会断在近铝侧的Al-Cu-Fe反应层, 最终导致接头开裂。由于在焊前处理中可能存在铜箔薄厚不均或是钢和铝母材表面不够平整而导致压力不均等情况, 使得接头连接情况不同, 致使断裂发生在不同的反应层中。文献[20, 21]指出中间层和压力均是影响TLP连接的重要因素。因此, 选择合适厚度的中间层, 控制脆性金属间化合物的生成, 使断裂发生于近铝侧的Al-Cu-Fe反应层, 可以有效地提高接头性能。张伟华^[22]研究了通过加入铜箔, 使断裂发生于CuAl₂处, 将接头的拉剪力提高了0.5 kN。但当中间层厚度过大时, 虽然阻隔效应随之提升, 可焊接系统也相应变得复杂起来^[23], 即此时不再是铝合金与钢之间的连接, 取而代之的是铝合金/Cu/钢三元体系的连接。

表3

Table 3

表3(Table 3)

表3 钢侧断口的点扫描分析 Table 3 EDS analysis of steel fracture 位置 原子百分数/% Fe Al Cu 1 27.90 72.10 0.00 2 0.85 98.77 0.38 3 1.13 97.37 1.50 4 21.04 70.12 8.84 5 0.58 92.77 6.65

表3 钢侧断口的点扫描分析 Table 3 EDS analysis of steel fracture

图6

Fig.6

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	图6 TLP接头断口的XRD分析结果Fig.6 XRD analysis results of TLP joint fracture

很多学者选择Cu中间层进行钢/铝异种材料TLP扩散连接, 但是对Cu在连接中的作用分析大多集中于:①材料选择方面, 即Cu能够与Al生成低熔点的共晶液相, Cu的塑韧性介于钢/铝之间, Cu与Al具有较强的结合强度等。②Cu元素可以阻碍Fe和Al元素之间的扩散, 并且生成的Cu-Al化合物性能优于Fe-Al化合物。较少文献研究Cu元素的加入对接头扩散区生成物的作用。故下面将从这个方面, 对Cu在钢/铝TLP连接中的作用进行深入地分析。

试验中加入Cu中间层后, Cu原子可以置换Fe₂Al₅和Fe₄Al₁₃中的Fe原子, 生成(Fe, Cu)₂Al₅和(Fe, Cu)₄Al₁₃。Song等^[24]指出一定量的Cu原子可以置换Fe₄Al₁₃中Fe原子的位置。而相比Fe-Al结合, Cu-Al结合的综合力学性能更为优良。因此, 可以降低Fe₂Al₅和Fe₄Al₁₃的硬度, 从而降低它们的脆性, 提高金属间化合物层与钢母材的结合强度。这就解释了本试验中所测的Fe-Al金属间化合物的硬度值远远小于相应标准相的硬度值。而且, Fe-Al金属间化合物的生长行为主要受Fe₂Al₅的生长控制。Cu元素的加入会降低金属间化合物层的生成宽度, 尤其是Fe₂Al₅层的宽度, 因此能够提高接头的连接强度。