帝國理工學(xué)院頂刊：鋁鋼雙金屬熱鍛焊接的變形機(jī)理、組織與力學(xué)性能！
2022-08-16 13:26:07
作者：材料學(xué)網(wǎng) 來源：材料學(xué)網(wǎng)
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導(dǎo)讀：固態(tài)異種雙金屬或多金屬鍵合技術(shù)有望在汽車、核電和航空航天工業(yè)中實(shí)現(xiàn)輕量化或多功能組件，應(yīng)用前景廣闊。為了了解如何在不同種材料之間實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量的結(jié)合界面，對鋁合金(Al) -鋼(Fe)雙金屬齒輪進(jìn)行了系統(tǒng)的熱鍛結(jié)合研究。在這項(xiàng)工作中，使用非原位實(shí)驗(yàn)和有限元建模對鍛造結(jié)合力學(xué)、微觀結(jié)構(gòu)特征、結(jié)合界面行為和由此產(chǎn)生的力學(xué)性能進(jìn)行了綜合分析。結(jié)果表明:兩種不同工件(AA6082和E355)的力學(xué)性能不匹配顯著影響著粘接行為和微觀組織演變。這種失配可以通過設(shè)置不同的鍛造溫度來有效調(diào)整。觀察到在低溫和高溫下制造的AA6082和E355的界面結(jié)合強(qiáng)度分別受相互擴(kuò)散和氧化物顆粒的控制。平衡相互擴(kuò)散和氧化物破壞似乎是實(shí)現(xiàn)異種雙金屬鍛造鍵合技術(shù)優(yōu)化界面強(qiáng)度的關(guān)鍵。
固態(tài)異種雙金屬或多金屬鍵合是在汽車、核電和航空航天工業(yè)中制造輕型或多功能部件的一種很有前途的方法。常用的固態(tài)結(jié)合工藝包括壓力焊接、擴(kuò)散結(jié)合和基于摩擦的焊接技術(shù)。在核工業(yè)和航空航天工業(yè)中已有應(yīng)用。例如，擴(kuò)散鍵合用于在面向等離子體的組件中實(shí)現(xiàn)WCu-CuCrZr鍵合。在汽車行業(yè)，本田雅閣在其前副車架上采用了鋁合金-鋼攪拌摩擦焊工藝，以實(shí)現(xiàn)輕量化。在這些固態(tài)異種鍵合方法中，鍵合機(jī)制大體相同，氧化物斷裂、相互擴(kuò)散和微觀結(jié)構(gòu)演變從根本上影響鍵合強(qiáng)度。這三個基礎(chǔ)工藝主要由應(yīng)力、應(yīng)變和溫度等鍵合工藝參數(shù)決定。然而，鍵合工藝參數(shù)、這三個基本工藝和鍵合質(zhì)量之間的關(guān)系在很大程度上是難以捉摸的。
不同固態(tài)鍵合技術(shù)有其優(yōu)點(diǎn)和局限性。例如，擴(kuò)散鍵合可以在低鍵合溫度和壓力下進(jìn)行；然而，通常需要較長的鍵合時間和真空鍵合條件?；谀Σ恋暮附涌梢詫?shí)現(xiàn)快速結(jié)合，并通過材料流動有效地打破氧化層。有研究者提出了一種摩擦螺柱鉚接工藝，用于將鋁合金與鋼粘合。粘合質(zhì)量已被證實(shí)與工藝參數(shù)（如旋轉(zhuǎn)和進(jìn)給運(yùn)動）密切相關(guān)。材料流動和界面行為可以通過采用不同的工具形狀來調(diào)整。然而，載荷的應(yīng)用或摩擦焊接直工具的使用，使其無法用于具有復(fù)雜焊接界面的焊接目標(biāo)。在例如壓力焊接的固態(tài)鍵合過程中，需要高效的鍵合時間和低熱輸入，盡管需要嚴(yán)重的材料塑性流動相鄰的界面，也可以最大限度地減少脆性金屬間化合物 (IMC) 的產(chǎn)生和演變。通過廣泛的研究，將壓力焊接和金屬成型技術(shù)相結(jié)合，以快速形成雙金屬部件；其中一些技術(shù)是軋制、擠壓和鍛造。然而，之前的研究主要集中在開發(fā)粘合工藝和優(yōu)化材料的塑性流動。詳細(xì)的鍵合界面強(qiáng)度和潛在的鍵合機(jī)制仍不甚清晰，這限制了行業(yè)對該技術(shù)的接受。
在先前的固態(tài)鋁和鋼粘合研究中已經(jīng)觀察到了微觀結(jié)構(gòu)特征。在鋁-鋼界面附近觀察到等軸細(xì)晶粒。鋁的平均晶粒尺寸明顯小于母鋁，動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生在界面的鋁側(cè)。此外，在鋁-鋼界面附近觀察到固溶區(qū)。這是由高溫引起的相互擴(kuò)散和快速冷卻速率引起的。還觀察到了IMC。根據(jù) Fe-Al 圖，F(xiàn)e 在 Al 中的高溶解度促進(jìn)了鍵合過程中各種形式的IMC的不同組成。有關(guān)此課題，倫敦帝國理工學(xué)院聯(lián)合挪威科技大學(xué)的學(xué)者進(jìn)行了深入研究，相關(guān)研究成果以題為Solid-state hot forge bonding of aluminium-steel bimetallic gears: Deformation mechanisms, microstructure and mechanical properties發(fā)表在International Journal of Machine Tools and Manufacture上。
論文鏈接：https://doi.org/10.1016/j.ijmachtools.2022.103930
結(jié)合強(qiáng)度是鋁合金和鋼的固態(tài)焊接的主要關(guān)注點(diǎn)。據(jù)報道，不同的機(jī)制有助于各種焊接技術(shù)的結(jié)合強(qiáng)度。圖 1總結(jié)了參考文獻(xiàn)中報道的粘合強(qiáng)度。歸一化結(jié)合強(qiáng)度定義為結(jié)合強(qiáng)度（拉伸或剪切）與基礎(chǔ)鋁合金強(qiáng)度之比。如圖1所示，冷壓焊接下的焊接強(qiáng)度只能達(dá)到基礎(chǔ)鋁合金的 67% 左右。摩擦焊接的強(qiáng)度遠(yuǎn)高于冷壓焊接。摩擦焊接的高結(jié)合強(qiáng)度歸因于四個主要因素。首先，在某些情況下采用后熱處理，通過沉淀硬化來增強(qiáng)材料。第二個因素是氧化層的破碎，因?yàn)槟Σ梁附涌梢杂行У仄茐慕缑嫣幍难趸瘜?，這允許暴露并與原始材料密切接觸。這些因素有效地提高了最終的粘合強(qiáng)度。第三，當(dāng)工具與界面一起撞擊材料時，會產(chǎn)生機(jī)械鎖定特征，從而提高粘合強(qiáng)度。最后，在固態(tài)焊接過程中控制低熱輸入會產(chǎn)生薄的IMC層。這可以防止IMC層失效，從而提高粘合強(qiáng)度。對于不同的鍵合，大量的熱輸入會產(chǎn)生厚的IMC層，這會導(dǎo)致鍵合失效位置從鋁母材轉(zhuǎn)移到界面。
圖 1 鋁合金與鋼之間固態(tài)焊接的歸一化結(jié)合強(qiáng)度
盡管有關(guān)于攪拌摩擦焊的結(jié)合強(qiáng)度、機(jī)理和微觀結(jié)構(gòu)演變的文獻(xiàn)，但沒有詳細(xì)研究調(diào)查熱鍛結(jié)合過程中的這些因素。目前尚不清楚鍛造鍵合界面的堅固程度、控制鍵合強(qiáng)度的機(jī)制以及如何優(yōu)化它們。以前關(guān)于雙金屬齒輪熱鍛結(jié)合的工作只關(guān)注齒輪設(shè)計和材料塑性流動。與傳統(tǒng)的鋼齒輪相比，雙金屬齒輪的失效預(yù)計會發(fā)生在齒輪根部區(qū)域，主要是斷裂和彎曲疲勞等。證明了根部區(qū)域的應(yīng)力狀態(tài)受到鍛造過程中使用的外鋼圈厚度的顯著影響。與鋼齒輪相比，雙金屬齒輪在根部區(qū)域的應(yīng)力狀態(tài)更為嚴(yán)重，這表明雙金屬齒輪界面的結(jié)合質(zhì)量對于高可靠性應(yīng)用至關(guān)重要。
因此，本研究的重點(diǎn)是熱鍛結(jié)合雙金屬齒輪的結(jié)合質(zhì)量和界面行為。研究了鋁芯不同鍛造溫度（300°C、400°C 和 500°C）的三種情況，重點(diǎn)關(guān)注互擴(kuò)散區(qū)和氧化物顆粒，揭示界面處與溫度相關(guān)的顯微組織演變。有限元分析用于了解界面處局部應(yīng)力、應(yīng)變和熱場分布的影響。通過探索作為鍛造溫度函數(shù)的工件界面氧化物和晶粒細(xì)化的分?jǐn)?shù)來理解結(jié)合機(jī)制。原位拉伸試驗(yàn)在 SEM 中進(jìn)行了研究以揭示結(jié)合強(qiáng)度和失效機(jī)制，發(fā)現(xiàn)它們受高溫促進(jìn)的相互擴(kuò)散和低溫促進(jìn)的氧化物破壞的支配。
圖 2 (a) 和 (b) 顯示了雙金屬齒輪鍛造實(shí)驗(yàn)的示意圖，(c) 顯示了熱鍛結(jié)合齒輪及其橫截面。
圖 3 鋁芯和鋼環(huán)的材料特性：(a) 鋁芯在不同溫度和應(yīng)變率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線；(b) 鋼環(huán)在不同溫度和應(yīng)變率下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線；(c)楊氏模量和密度，(d)芯和環(huán)的熱導(dǎo)率和比熱隨溫度的變化。
圖 4顯示了收到的材料的微觀結(jié)構(gòu)。熱鍛樣品的坐標(biāo)系定義為徑向（RD）、鍛造方向（FD）和環(huán)向（HD），如圖4a所示。在固溶熱處理?xiàng)l件下，收到的芯材是AA6082 。大的細(xì)長晶粒與 FD 一起被識別（圖 4?b）。根據(jù)EBSD圖，幾乎看不到亞晶界。圖4c 顯示了收到的 E355 鋼的反極圖 (IPF) 圖，表明不均勻分布的鐵素體晶粒主導(dǎo)了顯微組織。圖中所示的極圖 (PF)圖 4 d 表明 FD-HD 平面中鋼的紋理很少。
圖 4 (a) 示意圖顯示了用戶定義的軸和從收到的材料中獲取的樣本位置；(b) 接收到的 AA6082 沿 HD 軸的反極圖 (IPF)；(c) 收到的 E355 沿 HD 軸的 IPF 和 (d) 收到的 E355 的極圖 (PF)。
圖 5 (a) 微拉伸樣品的切割過程和 (b) 原位拉伸試驗(yàn)臺和夾具。
有限元模型首先通過比較實(shí)驗(yàn)的齒輪幾何形狀與案例 A 鍛造條件下的模擬齒輪幾何形狀進(jìn)行驗(yàn)證。如圖6所示，齒輪根部截面的界面輪廓在有限元之間匹配良好。結(jié)果和鍛造實(shí)驗(yàn)。
圖 6 通過從頂視圖、正視圖和齒輪根部橫截面比較齒輪幾何形狀來驗(yàn)證有限元模型。
圖 7 案例 A 在雙金屬熱鍛焊接過程中的變形和熱歷史 (a)有效塑性應(yīng)變和 (b) 溫度。
圖 8 (a)不同鍛造溫度下齒輪根部橫截面的變形過程和由此產(chǎn)生的界面輪廓示意圖；(b) 環(huán)材料和 (c) 芯材三種情況下有效塑性應(yīng)變和溫度的比較。
圖 9 (a) 上部區(qū)域和 (b) 中心區(qū)域的情況 B 的芯和環(huán)材料之間的界面。
圖 10 案例 B 界面處的氧化物行為。（a）BSE 圖像顯示破裂的氧化物顆粒；(b) EDS 圖顯示元素分布和 (c) SE 圖像顯示遷移的氧化物顆粒。
圖 11 物質(zhì)流動和氧化物遷移。(a) 核心和環(huán)中心區(qū)的 RD 速度；(b)、(c) 和 (d) RD 速度的反圖；(e) 鍛造過程中材料流動示意圖和 (f) 氧化物遷移示意圖。
圖 12 (a)~(c) 案例 A、B、C 中界面處的 BSE 圖像；(d) 案例 C 中已識別的氧化物顆粒的示例和 (e) 對應(yīng)于圖 12 a-c 的氧化物顆粒的面積分?jǐn)?shù)。
圖 13 具有定義的相互擴(kuò)散距離的 EDS 線掃描。(a) 案例 A，(b) 案例 B 和 (c) 案例 C。
圖 14 中心區(qū)域的界面晶粒結(jié)構(gòu)細(xì)節(jié)。(a) 晶界圖重疊的鋁芯的 IPF 圖；(b) 鋼環(huán)的 IPF 圖和 (c) 鋼環(huán)的晶界圖與圖像質(zhì)量 (IQ) 圖疊加。藍(lán)線表示高角度晶界（HAGB，取向錯誤>10°），紅線表示低角度晶界（LAGB，2°<取向錯誤<10°）。
圖 15 上部區(qū)域的界面微觀結(jié)構(gòu)細(xì)節(jié)和熱機(jī)械歷史。(a) 晶界圖重疊的鋁芯的 IPF 圖；(b) 晶界圖重疊的鋼環(huán)的 IPF 圖和 (c) 上部和中心區(qū)域的晶粒尺寸比較。
圖 16 (a) 鋁芯和 (b) 鋼環(huán)的有效塑性應(yīng)變和溫度歷史。P1 和 P2 位于中央?yún)^(qū)域，P3 和 P4 位于上部區(qū)域。
圖 17 三種鍛造條件下環(huán)材料的 IPFs。(a) 案例 A，(b) 案例 B 和 (c) 案例 C。
圖 18 三種鍛造條件下鋼環(huán)顯微組織特征的統(tǒng)計結(jié)果，（a）晶粒尺寸分布和（b）HAGBs分?jǐn)?shù)。
圖 19 三種鍛造條件下鋁芯的 IPFs。(a) 案例 A，(b) 案例 B 和 (c) 案例 C。
圖 20 三種鍛造條件下鋁芯晶粒度的統(tǒng)計結(jié)果。
從雙金屬齒輪獲得的拉伸樣品在三種條件下進(jìn)行鍛造。通過重復(fù)拉伸試驗(yàn)獲得的三種情況的界面拉伸強(qiáng)度和標(biāo)準(zhǔn)偏差如圖21a所示。與其他兩種情況相比，情況 A 表現(xiàn)出最高的抗拉強(qiáng)度，即抗拉強(qiáng)度隨著鍛造溫度的升高而降低。如圖 21b 所示，在案例 C 中獲得了相對較低的延性力-位移行為，因?yàn)閿嗔寻l(fā)生在界面處。斷裂行為的更多細(xì)節(jié)如圖22所示。
圖 21 鋁-鋼界面的機(jī)械性能 (a)抗拉強(qiáng)度和 (b) 力-位移曲線。
圖 22 案例 A (a)~(d)、案例 B (e)~(h) 和案例 C (i)~(l) 的原位拉伸試驗(yàn)。
圖 22顯示了三種情況的原位拉伸結(jié)果。圖 22 a-d 顯示了案例 A 的結(jié)果，其中鋁芯的鍛造溫度為 300 °C。從結(jié)果中，我們可以觀察到裂紋被確定為在鋁芯本身中開始。這表明與芯材相比，界面強(qiáng)度足夠高。雖然在試樣斷裂后界面附近觀察到嚴(yán)重的塑性變形（圖22d），但沒有觀察到界面裂紋，最終斷裂發(fā)生在鋁芯側(cè)。至于情況 B（圖 22e和f），觀察到裂紋是從界面氧化物開始的。裂紋擴(kuò)展至鋁芯中，當(dāng)負(fù)載增加時沒有觀察到氧化物顆粒。在測試的后期階段，觀察到更多的裂紋從界面氧化物開始。然而，與案例 A 一樣，盡管發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，但在無氧化物界面區(qū)域上沒有觀察到裂紋（圖 22 h）。圖 22 i-l 說明了案例 C 的失效過程。如圖 22 i 和 j所示，觀察到裂紋從氧化物或氧化物環(huán)界面開始。如第3.2節(jié)所述，沿案例 C 的界面觀察到大尺寸和高比例的氧化物。這導(dǎo)致與案例 A 和 B 不同的斷裂機(jī)制。當(dāng)載荷增加時，由氧化物引發(fā)的裂紋相互作用（圖 22 k），導(dǎo)致最后的斷裂和界面。此外，在測試的后期，鋁芯出現(xiàn)了小裂縫（海藍(lán)寶石箭頭），而案例A和B的鋁芯沒有發(fā)現(xiàn)。這很可能是由于芯強(qiáng)度低造成的。由大晶粒尺寸和較低比例的HAGBs（圖19，圖20）。
案例 C 表現(xiàn)出三種案例中最低的拉伸強(qiáng)度。這可能與界面附近氧化物的行為有關(guān)。由于鋁芯的鍛造溫度較高（500 °C），許多氧化物留在界面處，圖 23中的 BSE 圖像與這一觀察結(jié)果一致。如圖 23所示，在斷口表面觀察到高面積的氧化物。a-c。觀察到鋁芯是包圍氧化物顆粒的單元型。這意味著在鍛造過程中，只有少量的芯材可以突破氧化物并與鋼圈接觸。這并不奇怪，因?yàn)殇X芯在 500 °C 時更軟。
圖 23 案例 C (a)–(d) 和案例 A (e)–(f) 的環(huán)（E 355 鋼）側(cè)斷裂面的BSE 圖像。(e) 和 (f) 是斷裂表面的局部 EDS 圖，用于識別氧化物、芯材和環(huán)形材料。
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圖 24 (a) 鍛造結(jié)合產(chǎn)生的界面特征和 (b)斷裂行為的示意圖。
這項(xiàng)工作對鋁合金-鋼 (AA6082-E355) 雙金屬齒輪界面接合進(jìn)行了系統(tǒng)研究，以了解如何實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量接合。使用原位/非原位實(shí)驗(yàn)和有限元模擬建立了制造過程和產(chǎn)生的機(jī)械性能之間的相關(guān)性。詳細(xì)討論了界面氧化物遷移、相互擴(kuò)散和微觀結(jié)構(gòu)演變的潛在機(jī)制。
兩個工件（AA6082 和 E355）之間的機(jī)械性能不匹配會影響粘合行為和微觀結(jié)構(gòu)演變。通過為工件設(shè)置不同的鍛造溫度，可以有效地調(diào)整這種失配。E355工件的氧化層在雙金屬鍛造下因接觸和塑性變形而斷裂。由于界面材料流動，一些氧化物顆粒遷移到AA6082的基體中，留下無氧化物的界面區(qū)域。在 AA6082 的較低鍛造溫度 (300 °C) 下，在界面處觀察到最少的氧化物。在三種情況下的無氧化物界面區(qū)域，EDS結(jié)果表明較高的鍛造溫度可以有效地促進(jìn)兩個工件之間的相互擴(kuò)散。
初始鍛焊溫度影響兩種不同工件（AA6082 和 E355）的微觀結(jié)構(gòu)；在較低的鍛造溫度（300 °C）下觀察到更細(xì)的晶粒。來自 EBSD 和有限元建模的有力證據(jù)證實(shí)，兩種不同工件之間的傳熱和機(jī)械性能不匹配是不同鍛造溫度下顯微組織不同的主要原因。低溫促進(jìn)的氧化物斷裂和高溫促進(jìn)的相互擴(kuò)散是實(shí)現(xiàn)高雙金屬鍵合質(zhì)量的關(guān)鍵。存在一個最佳鍛造溫度，在該溫度下，鋁合金足夠硬以破壞鋼零件上存在的氧化膜，而該溫度允許鋁合金和鋼具有高擴(kuò)散速率，以實(shí)現(xiàn)足夠的相互擴(kuò)散以增強(qiáng)結(jié)合質(zhì)量。
對鍵合機(jī)制的深入理解不僅限于鋁合金-鋼系統(tǒng)，還可以擴(kuò)展到各種不同的雙金屬或多金屬固態(tài)鍵合材料。
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