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近年来，国内外在深层次油气资源勘探方面加大了对轻量化钻杆研发力度以期降低勘探开发成本，其中铝合金钻杆被公认为适用于深海油气资源勘探开发的最具有经济性的钻杆[1-2]. 铝合金具有良好的耐蚀性、高比强度、优异的导热性和导电性及无磁性等优点，但由于铝合金硬度相对较低且铝合金管接头之间摩擦系数大，使其在使用过程中容易发生黏连而使管接头报废导致铝合金钻杆的寿命大幅度降低、增加了其工程应用成本. 为了提高管接头使用寿命，降低铝合金钻杆使用成本，国外采用铝合金管体与合金钢管接头通过采用冷组装或热组装的机械装配方式来制造铝合金复合钻杆，实现钻杆的轻量化，并在国内外获得了一定的工程应用，但在制造及工程应用中也暴露出制造工艺复杂、修复困难、重复利用率低、成本居高不下等问题，限制了其在油气资源开采领域的大规模推广应用.
针对铝合金管体/合金钢管接头组成的轻量化复合钻杆亟待开发一种焊接工艺以实现铝合金复合钻杆的高效、低成本制造和修复. 但由于铝合金和钢存在热物理性能参数相差较大，冶金相容性差，熔化焊过程中易在结合界面处生成大量脆性金属间化合物(intermetallic compounds，IMCs)恶化接头性能，而钎焊、扩散焊等工艺均不能充分发挥母材的性能潜力，仍存在接头强度低、耐蚀性差等缺点.
摩擦焊具有优质、高效、低耗环保的优点，自20世纪发明以来，经过半个多世纪研究，在航空航天、汽车以及石油地质等领域得到相对广泛的应用[3-5]. 摩擦焊接头热影响区小，并获得锻造态焊缝组织，具有接头质量高的特点，避免传统熔化焊、闪光焊等焊接方法易产生的各种夹渣、气孔等焊接缺陷. 摩擦焊作为一种固相连接工艺，被国内外相关学者重点运用在了异种材料的连接上[6-9]. 相对于常规熔化焊接工艺难以实现铝合金/合金钢异种金属高效的连接，摩擦焊接过程中母材不发生熔化，可有效抑制界面处产生的IMCs，有助于提升铝合金/合金钢结构界面强度及界面耐蚀性[10].
铝合金/合金钢摩擦焊界面状态仍旧是焊接接头的相对薄弱环节. 由于摩擦焊的本质，在界面处的热力分布不均匀，导致界面结合状态不一致，显著影响了接头强度. Dong等人[11]发现由于铝合金/不锈钢摩擦焊界面处形成了厚度不一的Fe-Al IMCs，界面结合强度分布也非常不均匀. Ma等人[12]认为由于在铝合金/不锈钢摩擦焊界面处形成了亚微米尺寸的IMCs，接头的耐蚀性与铝合金母材相当. Kimura等人[13-14]发现不同牌号铝合金与不锈钢存在着很大的界面强度差异，证实了铝合金和不锈钢的母材组织状态同样会影响其界面结合强度. 因此，文中利用连续驱动摩擦焊、以小尺寸试棒7075-T6铝合金和37CrMnMo合金钢为研究材料，研究7075铝合金与37CrMnMo合金钢摩擦焊接头微观组织及力学性能，旨在探索开发铝合金/合金钢轻量化复合钻杆焊接制造的可能性和可行性.
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试验用材料为
表 1 7075铝合金和37CrMnMo合金钢的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of 7075 Al alloy and 37CrMnMo alloy steel
材料 Si Fe Cu Mn Mg Zn Al Cr Ti Ni C S P Mo 7075 0.40 0.50 1.5 0.30 2.6 5.7 余量 0.18 0.2 — — — — — 37CrMnMo 0.10 余量 0.03 0.85 — — — 0.90 — 0.03 0.38 0.035 0.035 0.28 表 2 7075铝合金和37CrMnMo合金钢的力学性能
Table 2. Mechanical properties of 7075 Al alloy and 37CrMnMo alloy steel
材料 抗拉强度Rm/MPa 硬度 H(HV0.5) 7075 570 160 37CrMnMo 1020 240 表 3 连续驱动摩擦焊工艺参数
Table 3. Friction welding parameters used in experiments
摩擦压力
P1/MPa顶锻压力
P2/MPa摩擦时间
t/s轴向缩短量
l/mm90 ~ 150 120 ~ 180 1 ~ 3 6.7 ~ 9.5 
图 1 焊接工艺设备及试样示意图
Figure 1. Friction welding machine and schematic diagram of workpiece. (a) HSMZ-4 friction welding machine；(b) schematic of workpiece
焊前，将两棒材端面车齐平，并用丙酮对工件摩擦面进行了擦拭清洗，防止试样表面留存氧化膜、油污等杂质污染摩擦面. 为保证试验结果的准确性，每组试验进行了3次重复试验. 焊接过程中7075-T6铝合金为旋转端，37CrMnMo合金钢为进给端，如图1所示.
焊接完成后，对试样机械加工去除飞边，采用万能电子材料试验机测试接头抗拉强度，拉伸速率设置为1 mm/min. 利用金相试样制备流程对焊接试样横截面进行处理，采用ECLIPSE LV150N型光学显微镜和搭载牛津NordlysMax3型电子背散射衍射(EBSD)探头的热场发射扫描电子显微镜(JSM-7800F)对接头微观组织进行分析，并采用显微硬度测试仪测定不同工艺参数下接头横截面显微硬度，试验力为4.90 N，同时利用牛津XMax-80型能谱分析仪分析界面及断口元素组成，进一步得到接头界面连接机制.
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工艺参数的设定决定焊接热输入的多少，不同焊接工艺参数会导致接头产生不同的轴向缩短量. 典型接头成形形貌如图2所示.
图 2 7075铝合金/37CrMnMo钢摩擦焊接头
Figure 2. Friction welded joints of 7075 Al to 37CrMnMo steel. (a) appearances of joints; (b) typical cross section of joints
通过对接头宏观形貌分析，发现在不同焊接工艺参数下，铝侧均形成了飞边，而合金钢侧未发生宏观塑性变形. 这主要是由于两种材料物理性质差异较大，合金钢具有较高的屈服强度，在铝合金/合金钢摩擦焊过程中难以产生塑性变形. 随着轴向压力(摩擦压力P1、顶锻压力P2)和摩擦时间t增加，摩擦产热增加[15-17]，促进界面温度的升高. 同时铝合金的热传导系数较大，使得铝合金侧高温区域沿轴向变宽，更多的高温铝合金被轴向压力挤出，导致轴向缩短量随着工艺参数的增大而显著增加.
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摩擦焊接头分为界面焊缝区(weld zone，WZ)、热力影响区(thermal mechanical affected zone，TMAZ)及热影响区(heat affected zone, HAZ) 3个区域. 在摩擦焊过程中，焊缝区即摩擦界面温度最高，会发生强烈塑性变形和流动[18]. 图3为铝合金/合金钢摩擦焊接头微观组织. 界面区受明显的加热及沿径向、轴向材料流动作用，原有母材晶粒破碎，进而发生动态再结晶；同时，也能看到第二相粒子的弥散分布，产生弥散强化. 热力影响区同样受到轴向压力和热的作用，使得区域内组织发生不完全动态再结晶，并产生沿飞边挤出方向(由轴向变为径向)的流线形形貌.
图 3 接头的微观组织
Figure 3. Microstructure of joints. (a) P1 = 120 MPa, P2 = 150 MPa, t = 1 s；(b) P1 = 120 MPa, P2 = 150 MPa, t = 2 s；(c) P1 = 150 MPa, P2 = 150 MPa, t = 2 s；(d) P1 = 120 MPa, P2 = 180 MPa, t = 2 s
通过与图3b、图3c和图3d的对比可以发现，随着摩擦压力及顶锻压力的增加，焊缝区层逐渐变薄. 随着轴向压力的增加，摩擦界面上的能量会更快的作用在摩擦界面上，使之在更短的时间内生成更多的高温塑性变形层，并在顶锻压力作用下，高温塑性金属被挤出，使得铝侧焊缝区层厚度变薄.
为了进一步表征铝合金侧不同特征位置的显微组织及再结晶行为，对焊缝区、热力影响区及热影响区的进行了EBSD分析，如图4所示. 将拉拔方向定义为RD (rolling direction)，将径向定义为TD (transverse direction)，将与RD，TD的垂直方向定义为ND (normal direction).
图 4 铝合金/合金钢摩擦焊铝合金侧EBSD图及反极图
Figure 4. EBSD and corresponding IPF images of Al/steel joint. (a) HAZ; (b) TMAZ; (c) WZ
从图4可以看出，铝合金热影响区晶粒的<111>和<100>平行于棒材的拉拔方向RD，说明了热影响区仍保留着母材在拉拔过程中形成了典型的平行于拉拔轴方向的两种丝织构<111>和<100>，同时其内部仍存在着一定数量的小角度晶界(low angle grain boundary, LAGB, 其晶粒位相差2° ~ 15°)，如图4a中蓝色细线所示. 从热力影响区可以看出，铝合金母材原有的丝织构被完全打乱，晶粒取向杂乱且大小不一，同时在该区域存在着大量的LAGB，表明该区域发生了不完全动态再结晶. 虽然在较大的摩擦压力作用下材料发生了剧烈塑性变形，但是热力影响区温度略低于焊接界面位置温度，高温持续时间略短，因此动态再结晶过程并不完全. 如图4c所示，在焊缝区晶粒出现了显著细化，且该区域小角度晶界分数较低，说明该区域发生了完全动态再结晶，LAGB的数量相较于其它区域急剧减少. 这是因为焊缝区受到了足够的热力作用使材料发生塑形流变，原有晶粒破碎后发生了完全动态再结晶，使组织变得更细小，有助于焊缝区强韧性提升. 同时焊缝区金属受到显著的径向塑性流动，所以产生了大量平行于径向(transverse direction, TD)的<111>丝织构.
铝合金/合金钢异摩擦焊界面中形成的IMCs是决定焊接质量最为关键的因素之一. 图5为7075铝合金与37CrMoMn钢在界面不同区域的显微组织形貌. 从图5可以看出，在不同区域界面组织状态有明显的不同. 在中心区域，没有发现明显的IMCs的存在，而1/2半径位置，界面处形成了厚度约为0.4 ~ 0.7 μm的IMCs层.
图 5 铝合金/合金钢摩擦焊界面显微组织
Figure 5. Interfacial microstructure of Al alloy/steel joint. (a) central zone；(b) 1/2 radius zone
IMCs的产生受到摩擦焊过程中热力耦合作用的显著影响. 在摩擦界面上，厚度为dr，距离圆心为r的圆环产热效率可以表示为[19]
$${P_{\rm{f}}} = \int_r^{r + {{{d}}_{\rm{r}}}} {\int_0^{2{\text{π}} } {2{\text{π}} \mu n{r^2}P} } {\rm{d}}\theta {\rm{d}}r$$ (1) 式中：Pf为产热效率；θ为角度；μ为摩擦系数；n为转速；P为摩擦压力. 当厚度dr很小时，圆环产热效率可近似表示为
$${P_{\rm{f}}} = 4{\text{π}} \mu n{r^2}P{d_{\rm{r}}}$$ (2) 从式(1) ~ 式(2)可以看出，产热效率Pf与r2成正比关系，表明随着与圆心距离的增加，界面产热量越大. 在中心区域，产热量相对较低，温度的升高主要依靠热传导的作用，界面处温度不会有很高的提升，因而不足以生成IMCs，界面处主要以机械结合为主. 在1/2半径处产热量充足，材料塑性流动较为剧烈，因此元素相互扩散充分，有利于IMCs的生成，形成冶金结合. 值得一提的是，在接头边缘位置，虽然摩擦产热量很大，但是会受到强烈的对流及不均匀应力分布的作用，该区域的温度同样会维持在较低水平，因此冶金反应同样不会很剧烈[20-22].
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图6为不同参数下接头的抗拉强度. 当焊接工艺参数为P1 = 120 MPa，P2 = 150 MPa，t = 2 s时，铝合金/合金钢异种金属连续驱动摩擦焊接头抗拉强度达到最大值235 MPa，拉伸曲线如图6a所示. 铝合金/合金钢异种金属摩擦焊接头在不同参数条件下抗拉强度对比关系如图6b ~ 图6d所示，结果表明，随着摩擦时间、摩擦压力、顶端压力的增加，接头抗拉强度均呈现先增加后降低的趋势.
图 6 不同参数下接头的抗拉强度
Figure 6. Tensile strength of joints at different welding parameters. (a) typical tensile curve；(b) friction time；(c) friction pressure；(d) upsetting pressure
摩擦时间延长会增大摩擦界面上的能量输入，摩擦压力的增大会使摩擦界面上的热功率得到提升，两者都会促进焊接过程中铝侧高温塑性金属的生成，但过高的能量输入会使得摩擦界面上的扩散反应更为充分，生成更多的金属间化合物，影响接头力学性能；同样当顶锻压力过大时，降低界面温度反而影响了Fe，Al元素的扩散，使界面冶金结合程度有所下降，降低了接头连接强度. 因此，只有当焊接参数相匹配时，界面处有最高连接强度.
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接头拉伸断裂均发生在铝合金/合金钢摩擦界面上，且无明显屈服和缩颈现象，如图6a所示，为典型的脆性断裂. 图7为不同焊接工艺参数下铝合金/合金钢摩擦焊接头钢侧断口摩擦界面的宏观形貌. 结果表明，在焊接工艺参数P1 = 120 MPa，P2 = 150 MPa，t = 2 s下，相比摩擦时间1 s时(图7a)，断口表面相较粗糙，结合微观断口，界面生成了较少的金属间化合物，中心区域存在圆环状疤痕，自1/2半径区域至边缘区域钢侧有少量铝母材粘连，如图7b所示.
图 7 钢侧断口宏观形貌
Figure 7. Fracture macroscopic appearance of steel side. (a) friction time of 1 s；(b) friction time of 2 s
图8和表4分别为摩擦焊接头钢侧断口表面的SEM图像和EDS点分析结果. 结果表明，钢侧断口主要分为灰褐色和亮银色两种区域，对不同区域进行EDS分析结果表明，中心区域位置1的化学成分组成主要为98.51% Fe和1.49% Al，说明中心区域主要为铁基体，并且接头中心区域断口较为平整，表明在焊接过程中界面中心区域没有产生明显的IMCs，而是以机械结合为主；在钢侧断口1/2半径处存在较多的亮银色片层状结构，断口更加粗糙. 对位置2的化学成分组成进行分析，发现其主要为24.22% Fe和75.78% Al，成分组成符合FeAl3相，进一步证明了摩擦界面上形成了IMCs以及该参数下接头在1/2半径区域实现了冶金结合；而边缘区域较为光滑，主要是铁基体以及少许层片状基体边缘的Fe-Al IMCs.
图 8 断口表面不同区域SEM微观图像及EDS分析
Figure 8. SEM images and EDS results. (a) central zone；(b) 1/2 radius zone；(c) marginal zone
表 4 EDS分析结果(原子分数，%)
Table 4. Results of EDS analysis
位置 1 2 3 Al 1.49 75.78 37.58 Fe 98.51 24.22 62.42 从图8c可以看出，在边缘处仍然清晰的看出机械加工后环状纹路，所以接头边缘区域也是以机械结合为主，并伴有少量IMCs生成，以上结果与界面显微组织形貌的分析一致. 总体而言，接头发生了明显的脆性断裂，其中心区域和边缘区域结合强度略低于1/2半径区域. 因此需要对摩擦焊接过程进行进一步优化和调控，促进中心区域和边缘区域发生冶金反应，提升接头性能.
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图9为不同焊接工艺参数下铝合金/合金钢异种接头摩擦界面两侧显微硬度分布曲线. 钢侧强度、硬度远大于铝，所以在焊接过程中钢侧几乎不会发生明显塑性变形，同时焊接过程中摩擦界面上温度不足以使钢发生剧烈塑性流动，导致钢侧界面显微硬度值没有较大的变化.
图 9 接头显微硬度分布曲线
Figure 9. Vickers hardness profiles of friction welded joints
铝侧显微硬度在焊接界面附近先降低，后升高，随着远离界面，硬度逐渐趋于平缓. 这是由于铝近界面处焊接过程中发生了动态再结晶，消除了铝母材的加工硬化现象，而且铝中第二相由于较高的温度会有一部分溶于铝基体，从而形成了一定距离的软化区域，在接头热力影响内显微硬度逐渐升高，直至到母材处硬度值出现动态平衡. 进一步对比后可以看出，随着摩擦时间的增加，接头软化情况更加明显，这是由于摩擦时间的延长，界面温度进一步升高，促进了第二相的溶解，导致界面区域硬度降低. 增大摩擦压力和顶锻压力，更多的高温塑性铝合金被挤出，都使得接头软化宽度变窄.
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(1)当采用转速2200 r/min、摩擦压力120 MPa、摩擦时间2 s、顶锻压力150 MPa、保压时间10 s的焊接工艺参数时，对直径15 mm的7075铝合金/37CrMnMo合金钢棒材进行摩擦焊，接头飞边成形良好，抗拉强度可达235 MPa.
(2)铝合金/合金钢接头铝侧发生动态再结晶，在热力影响区原有的<111>和<100>取向被打乱，而在细晶区则由于很强的径向流动和较高的温度，发生了完全动态再结晶，出现了晶粒细化并伴随有<111>方向织构. 由于第二相的溶解，自接头界面处显微硬度先降低后逐渐增大至母材硬度. 钢侧几乎不发生塑性变形，显微硬度变化不明显.
(3)铝合金/合金钢接头在界面中心和边缘位置未发现金属间化合物的形成，而1/2半径处产生了厚度为0.4 ~ 0.7 μm的金属间化合物层. 断裂面不同位置的粗糙度进一步说明了1/2处结合强度较高，其它区域以机械结合为主. 因此需要对摩擦焊过程进一步调控，使薄弱环节产生冶金结合进一步提升接头性能.
Microstructure and properties of friction welded joint of aluminum alloy to alloy steel
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摘要: 针对油气资源勘探开发用钻杆轻量化的需求，以小尺寸试棒7075-T6铝合金和37CrMnMo合金钢利用连续驱动摩擦焊技术实现连接，探索开发铝合金/合金钢轻量化复合钻杆焊接制造的可能性和可行性，研究了焊接工艺参数对接头成形、微观组织及力学性能的影响. 结果表明，接头界面铝侧的晶粒受到力和热的作用发生完全动态再结晶，而在热力影响区发生了不完全动态再结晶. 界面沿径向热力分布的不均匀导致了在中心区域没有化合物产生，但在1/2半径区域有亚微米级的化合物层生成，接头抗拉强度最大可达240 MPa. 中心区域较为平整的断裂面说明该区域是接头的薄弱环节. 因此仍需进一步调控铝合金/合金钢摩擦焊接过程，促进中心区域冶金结合，以提升接头整体强度.Abstract: On account of the urgent demand of lightweight drilling pipe, a composite structure made by 7075-T6 aluminum alloy and 37CrMnMo alloy steel was welded by continuous-drive friction welding method so as to offer the optimized manufacturing process and theoretical support for manufacturing lightweight Al/steel composite drilling pipe. The effects of welding parameters on the appearance, microstructure and mechanical properties of the joint were investigated. The results indicated that the fine grain zone with texture <111> in radius direction appeared at the weld interface due to the fully dynamic recrystallization in the Al side under sufficient heat and pressure, which results in the grain-boundary strengthening under the coupling effect of force and heat. In the heat affected zone, the original fiber texture <111> and <110> in the base metal disappeared with random orientations appeared as a result. The inhomogeneous distribution of heat and force along the radius direction led to intermetallic compounds (IMCs) free zone existing at central zone of weld interface, while a sub-micron sized IMCs layer formed at 1/2 radius zone. Following by the dissolution of second phase particles, the micro-hardness along longitudinal section tended to reach a dynamic equilibrium trend after experiencing a reduction and ascending process at weld interface. The bonding mechanism was in a combined form of mechanical and metallurgical joining, with the highest strength achieved 240 MPa. The relatively smooth fracture appearance at central zone manifested itself a weaker bonding, which revealed that a metallurgical reaction at such zone is highly desired by controlling the friction process in order to further enhance the joint property.
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图 1 焊接工艺设备及试样示意图
Figure 1. Friction welding machine and schematic diagram of workpiece. (a) HSMZ-4 friction welding machine；(b) schematic of workpiece
图 2 7075铝合金/37CrMnMo钢摩擦焊接头
Figure 2. Friction welded joints of 7075 Al to 37CrMnMo steel. (a) appearances of joints; (b) typical cross section of joints
图 3 接头的微观组织
Figure 3. Microstructure of joints. (a) P1 = 120 MPa, P2 = 150 MPa, t = 1 s；(b) P1 = 120 MPa, P2 = 150 MPa, t = 2 s；(c) P1 = 150 MPa, P2 = 150 MPa, t = 2 s；(d) P1 = 120 MPa, P2 = 180 MPa, t = 2 s
图 4 铝合金/合金钢摩擦焊铝合金侧EBSD图及反极图
Figure 4. EBSD and corresponding IPF images of Al/steel joint. (a) HAZ; (b) TMAZ; (c) WZ
图 5 铝合金/合金钢摩擦焊界面显微组织
Figure 5. Interfacial microstructure of Al alloy/steel joint. (a) central zone；(b) 1/2 radius zone
图 6 不同参数下接头的抗拉强度
Figure 6. Tensile strength of joints at different welding parameters. (a) typical tensile curve；(b) friction time；(c) friction pressure；(d) upsetting pressure
图 7 钢侧断口宏观形貌
Figure 7. Fracture macroscopic appearance of steel side. (a) friction time of 1 s；(b) friction time of 2 s
图 8 断口表面不同区域SEM微观图像及EDS分析
Figure 8. SEM images and EDS results. (a) central zone；(b) 1/2 radius zone；(c) marginal zone
表 1 7075铝合金和37CrMnMo合金钢的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of 7075 Al alloy and 37CrMnMo alloy steel
材料 Si Fe Cu Mn Mg Zn Al Cr Ti Ni C S P Mo 7075 0.40 0.50 1.5 0.30 2.6 5.7 余量 0.18 0.2 — — — — — 37CrMnMo 0.10 余量 0.03 0.85 — — — 0.90 — 0.03 0.38 0.035 0.035 0.28 
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表 2 7075铝合金和37CrMnMo合金钢的力学性能
Table 2. Mechanical properties of 7075 Al alloy and 37CrMnMo alloy steel
材料 抗拉强度Rm/MPa 硬度 H(HV0.5) 7075 570 160 37CrMnMo 1020 240
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表 3 连续驱动摩擦焊工艺参数
Table 3. Friction welding parameters used in experiments
摩擦压力
P1/MPa顶锻压力
P2/MPa摩擦时间
t/s轴向缩短量
l/mm90 ~ 150 120 ~ 180 1 ~ 3 6.7 ~ 9.5
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表 4 EDS分析结果(原子分数，%)
Table 4. Results of EDS analysis
位置 1 2 3 Al 1.49 75.78 37.58 Fe 98.51 24.22 62.42
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