馬冬， 張華， 郝德勝

(南通大學(xué)，江蘇 南通 226019)

0 前言

隨著現(xiàn)代制造業(yè)的高速發(fā)展,鋁/鋼異種金屬連接結(jié)構(gòu)因其具有質(zhì)量輕、強(qiáng)度高和耐腐蝕性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車制造、海工船舶等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。但是，鋁、鋼2種金屬材料的熱物理性能存在較大差異，焊接過(guò)程中容易生成脆性的Fe-Al金屬間化合物，導(dǎo)致鋁/鋼焊接接頭的力學(xué)性能難以滿足工程實(shí)際需要，限制了鋁/鋼異種金屬連接結(jié)構(gòu)的廣泛應(yīng)用。

目前，鋁/鋼異種金屬連接技術(shù)研究主要集中在2個(gè)方面：第一是改善焊接熱源，優(yōu)化焊接工藝，包括采用熔釬焊[1]、攪拌摩擦焊[2]、電弧焊[3]、爆炸焊[4]和激光焊[5]等焊接方法；第二是在鋁/鋼之間添加合金元素來(lái)改善熔合區(qū)的浸潤(rùn)性和鋪展性，抑制脆性金屬化合物的生長(zhǎng)。添加合金元素的方式分別有涂敷粉末、添加焊絲和增加合金薄片3種。Long等學(xué)者[6]用表面預(yù)置Si/Zn/Ni復(fù)合金屬粉末的方法，對(duì)6061鋁合金和DC04鋼進(jìn)行激光搭接焊，添加復(fù)合金屬粉末的焊縫表面更加細(xì)致，表面呈波紋狀，力學(xué)性能更好。薛弘宇等學(xué)者[7]對(duì)比AlSi12釬料和AlSiNi釬料對(duì)鋁鋼焊縫的影響，發(fā)現(xiàn)添加AlSiNi的焊縫由于焊絲中Ni元素的存在，使Ni能夠與更多的Al，F(xiàn)e反應(yīng)，含Ni金屬間化合物層更薄，抗拉性能也更好。Satpathy等學(xué)者[8]以銅箔作為中間層，對(duì)304不銹鋼和AA3003鋁合金進(jìn)行高功率超聲點(diǎn)焊，發(fā)現(xiàn)焊縫的結(jié)合界面存在卷曲的界面波紋，焊縫的抗剪強(qiáng)度為95.9 MPa。王剛等學(xué)者[9]對(duì)比Ni箔及預(yù)置Si粉的Ni箔作為中間層對(duì)鋁鋼焊縫的影響，發(fā)現(xiàn)Si元素熔入熔池后會(huì)與部分Fe，Al元素發(fā)生冶金反應(yīng)，生成Fe-Si和Al-Si二元新相，從而減少了Fe-Al脆性金屬化合物的生成。

Li等學(xué)者[10]將預(yù)置有鋁涂層的Usibor1500高強(qiáng)度鋼與AA6022鋁合金進(jìn)行攪拌摩擦搭接焊，焊縫結(jié)合界面成形良好。

在鋁/鋼之間添加合金元素已被證實(shí)可以有效控制鋁/鋼焊縫界面Fe-Al脆性金屬間化合物的生成，但是粉末、焊絲和金屬箔3種合金元素添加方式難以精確控制合金元素對(duì)鋁/鋼焊縫質(zhì)量的影響。因此，文中以6061鋁合金和DP590雙相鋼為母材，在母材表面預(yù)置Cu鍍層后進(jìn)行激光搭接焊，研究Cu鍍層對(duì)焊縫組織與接頭性能的影響。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所使用的材料為0.5 mm等厚的6061鋁合金和冷軋DP590雙相鋼，6061鋁合金的化學(xué)成分見(jiàn)表1。DP590雙相鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表2。預(yù)置Cu鍍層試驗(yàn)是預(yù)先在2種母材表面電鍍Cu層，利用共聚焦顯微鏡對(duì)Cu鍍層厚度進(jìn)行測(cè)量，控制Cu鍍層的平均厚度(3種規(guī)格分別為20 μm，40 μm，60 μm)。焊接試驗(yàn)使用的激光參數(shù)見(jiàn)表3。采用鋼上鋁下的搭接方式，重合區(qū)尺寸(長(zhǎng)×寬)為100 mm ×10 mm，激光束以90°的入射角照射在搭接中心位置，激光束與保護(hù)氣體(99.99%氬氣)送氣口角度為30°，氣體流量為25 L/min，焊接速度為100 mm/min，離焦量為0 mm。

表1 6061鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 DP590雙相鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表3 激光參數(shù)

焊接完成后，用線切割機(jī)沿垂直于焊接方向取10 mm×10 mm×1 mm的試樣，用膠木粉對(duì)試樣進(jìn)行熱鑲嵌，制成金相試樣，依次選用400號(hào)、800號(hào)、1200號(hào)、1500號(hào)及2000號(hào)的砂紙對(duì)試樣進(jìn)行打磨，利用W3.5，W1.5，W0.5的金剛石拋光膏進(jìn)行拋光處理，用無(wú)水乙醇清洗拋光后的金相試樣。用4%的硝酸酒精腐蝕DP590雙相鋼，用Keller溶液(1.0 mL氫氟酸+1.5 mL鹽酸+2.5 mL硝酸+95 mL超純水)腐蝕6061鋁合金。采用掃描電鏡、能譜儀觀察焊縫的界面形貌和物相；使用顯微硬度計(jì)對(duì)焊縫進(jìn)行硬度測(cè)量。另外，將焊縫樣件加工成拉伸試樣，如圖1所示。使用拉伸試驗(yàn)機(jī)以5 mm/min的加載速度測(cè)試焊縫的抗拉強(qiáng)度。

圖1 抗拉強(qiáng)度測(cè)試試樣

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Cu鍍層對(duì)焊縫質(zhì)量的影響

為了研究Cu鍍層的添加對(duì)鋁/鋼焊縫質(zhì)量的影響，在單脈沖能量為10 J，脈寬為5 ms，頻率為15 Hz的焊接工藝參數(shù)下，分別進(jìn)行無(wú)鍍層和有鍍層的鋁/鋼搭接焊試驗(yàn)。

圖2為鍍Cu前后的焊縫截面形貌。圖2a為無(wú)鍍層焊縫的截面，焊縫熔深僅有0.552 mm，熔寬為0.842 mm，且在鋁/鋼結(jié)合界面存在大量的“陰影區(qū)”，該區(qū)域可能存在裂紋、氣孔等缺陷，因?yàn)樵阡X/鋼焊接過(guò)程中大量的Fe-Al脆性金屬化合物會(huì)聚集在熔合線附近，同時(shí)由于鋁、鋼熱物理性能和化學(xué)成分存在較大的差異，會(huì)在鋁/鋼熔合部位產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，熱應(yīng)力會(huì)作用在脆性金屬化合物層表面進(jìn)而引發(fā)開(kāi)裂。圖2b為有鍍層焊縫的截面，焊縫的深寬比大于1，熔深為0.842 mm，熔寬為0.608 mm，熔池底部呈半圓形，無(wú)“陰影區(qū)”。

圖2 鍍銅前后的焊縫截面形貌

圖3是鍍銅前后焊縫底部形貌。無(wú)鍍層焊縫在鋁/鋼結(jié)合界面處存在大量的裂紋，裂紋橫跨熔池的底部，熔合界面較為粗糙，呈S形，起伏較大；有鍍層焊縫在鋁/鋼界面結(jié)合良好，僅存在少量的裂紋，熔合界面光滑，呈C形。分析原因可能是由于鋁原子質(zhì)量輕，在焊接過(guò)程中會(huì)上浮，Cu鍍層作為中間層，可以阻止Al原子向鋼中擴(kuò)散，緩解了Fe原子、Al原子的直接反應(yīng)，在一定程度上減少了Fe-Al脆性金屬化合物的生成。

圖3 鍍Cu前后的焊縫形貌

為了對(duì)比有無(wú)鍍層焊縫Fe-Al化合物的組成，分別對(duì)焊縫進(jìn)行點(diǎn)掃描，無(wú)鍍層焊縫的掃描點(diǎn)位置如圖4所示，掃描結(jié)果見(jiàn)表4。無(wú)鍍層焊縫界面反應(yīng)組織復(fù)雜，有許多大小、成分、形態(tài)均不同的金屬間化合物交錯(cuò)生長(zhǎng)，區(qū)域1的Fe，Al的原子分?jǐn)?shù)比約為1∶1，推測(cè)該區(qū)域?yàn)镕eAl；區(qū)域2的Fe，Al的原子分?jǐn)?shù)比約為1∶2，從Fe-Al相圖推測(cè)，該區(qū)域的相為FeAl2；區(qū)域3的Fe元素含量達(dá)到93.49%，推測(cè)該區(qū)域的相主要為α-Fe固溶體；區(qū)域4的Fe，Al的原子分?jǐn)?shù)比約為4∶1，推測(cè)該區(qū)域的相主要為富Fe相；區(qū)域5的Fe，Al的原子分?jǐn)?shù)比約為1∶2.5，推測(cè)該區(qū)域的相主要為Fe2Al5；區(qū)域6的Al元素含量達(dá)到98.46%，推測(cè)該區(qū)域的相主要為α-Al固溶體。

圖4 無(wú)鍍層焊縫的EDS掃描位置

表4 無(wú)鍍層焊縫的成分(原子分?jǐn)?shù)，%)

有鍍層焊縫的掃描點(diǎn)位置如圖5所示，掃描結(jié)果見(jiàn)表5。區(qū)域7、區(qū)域8、區(qū)域10、區(qū)域11內(nèi)Fe，Cu與Al的原子分?jǐn)?shù)比都約為3∶1，推測(cè)該區(qū)域的相主要為(Fe,Cu)3Al；區(qū)域3內(nèi)Fe，Cu與Al的原子分?jǐn)?shù)比約為1∶2.5，推測(cè)該區(qū)域的相主要為(Fe,Cu)2Al5；區(qū)域12內(nèi)Fe，Cu與Al的原子分?jǐn)?shù)比約為1∶3，推測(cè)該區(qū)域主要的相為(Fe,Cu)Al3。

圖5 有鍍層焊縫的EDS掃描位置

表5 有鍍層焊縫的成分(原子分?jǐn)?shù)，%)

對(duì)比有無(wú)鍍層焊縫的金屬化合物發(fā)現(xiàn)，由于Cu原子與Al原子的親和力要強(qiáng)于Fe原子與Al原子，能置換Fe-Al化合物中的Fe原子，使焊縫中Fe，Al元素的流動(dòng)性增強(qiáng)；Cu原子可以與Fe原子、Al原子反應(yīng)生成固溶體，改變?cè)薪饘倩衔锏姆N類，起到了固溶強(qiáng)化的作用。

為了探究有無(wú)鍍層焊縫區(qū)顯微硬度的變化規(guī)律，以焊縫中心為原點(diǎn)，橫向取點(diǎn)，間距為0.25 mm，繪制的焊縫顯微硬度變化如圖6所示。無(wú)Cu鍍層和有Cu鍍層的鋁/鋼焊縫顯微硬度變化規(guī)律相似，均是兩邊高，中間低。主要原因是距離焊縫熔合線越遠(yuǎn)，Al元素向鋼中擴(kuò)散效果越差，減少了Fe-Al脆性金屬化合物的生成。無(wú)Cu鍍層的焊縫的平均硬度為522.2 HV，有Cu鍍層的焊縫的平均硬度為421.0 HV，與無(wú)Cu鍍層的鋁/鋼焊縫相比，有Cu鍍層的鋁/鋼焊縫的平均硬度降低了19%。主要原因是在鋁/鋼激光焊接過(guò)程中Cu鍍層的添加，增加了熔池的流動(dòng)性，避免一部分Fe-Al直接反應(yīng)生成脆性相，抑制部分硬度較大的金屬化合物生成，有效降低焊縫的整體硬度。

圖6 有無(wú)Cu鍍層的焊縫顯微硬度

2.2 單脈沖能量對(duì)焊縫質(zhì)量的影響

在對(duì)比分析了有無(wú)Cu鍍層研究的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步探究單脈沖能量對(duì)鋁/鋼焊縫質(zhì)量的影響。激光脈寬為5 ms，頻率為15 Hz，銅鍍層為20 μm的焊接工藝參數(shù)下，進(jìn)行不同單脈沖能量的鋁/鋼激光搭接焊。圖7為不同單脈沖能量下的焊縫宏觀形貌。通過(guò)對(duì)比發(fā)現(xiàn)，單脈沖能量為9 J時(shí)，焊縫由于激光能量較低，大部分的熱量用于熔化上層的DP590雙相鋼，僅有少量的熱量傳遞到下層鋁合金，因此生成的焊縫熔深僅有0.561 mm，熔寬為0.956 mm;單脈沖能量增加到10 J時(shí)，焊縫隨著單脈沖能量的增加，焊縫的熔深、熔寬分別為0.647 mm和0.996 mm，焊縫上層金屬出現(xiàn)少量的燒蝕，鋁/鋼熔合界面較為平整，焊縫內(nèi)部的“裂紋”較少；單脈沖能量增加到11 J時(shí)，焊縫由于激光能量過(guò)高，雙相鋼、Cu鍍層、鋁合金3種金屬完全熔化，焊縫完全焊穿，上層金屬出現(xiàn)大量的燒蝕，熔池被完全壓潰，焊縫的熔深達(dá)到0.772 mm，熔寬為0.790 mm。

圖7 不同單脈沖能量的焊縫形貌

圖8為不同單脈沖能量的焊縫結(jié)合界面的微觀形貌。單脈沖能量為9 J時(shí)，焊縫的結(jié)合界面較為緊密，僅存在少量的裂紋；單脈沖能量增加到10 J時(shí)，焊縫結(jié)合界面形貌最好，發(fā)現(xiàn)焊縫結(jié)合界面幾乎沒(méi)有裂紋，結(jié)合界面的熔合線光滑，呈C形；單脈沖能量增加到11 J時(shí)，焊縫由于激光能量過(guò)高，鋁基板被完全熔透，焊縫被完全焊穿，在焊縫內(nèi)部和鋁鋼熔合線附近出現(xiàn)裂紋。

圖8 不同單脈沖能量的焊縫結(jié)合界面形貌

對(duì)比不同單脈沖能量的焊縫發(fā)現(xiàn)：隨著單脈沖能量的增加，焊縫的熔池不斷加深，同時(shí)熔池的流動(dòng)性增加，減少焊縫區(qū)裂紋的生成，但當(dāng)單脈沖能量過(guò)高，熔池被完全壓潰，降低了焊接接頭的質(zhì)量。

2.3 Cu鍍層厚度對(duì)焊縫質(zhì)量的影響

基于有無(wú)Cu鍍層和單脈沖能量研究的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步探究Cu鍍層厚度對(duì)焊縫質(zhì)量的影響，在單脈沖能量為10 J，脈寬為5 ms，頻率為15 Hz的焊接工藝參數(shù)下，進(jìn)行不同厚度鍍層的鋁/鋼激光搭接焊。Cu鍍層厚度為20.1 μm時(shí)，焊縫EDS掃描點(diǎn)位置如圖9所示。具體點(diǎn)的原子分?jǐn)?shù)見(jiàn)表6。焊縫區(qū)域13和區(qū)域14內(nèi)Fe，Cu和Al的原子分?jǐn)?shù)比約為2∶1，推測(cè)為該區(qū)域的相(Fe,Cu)2Al；區(qū)域15的Fe原子分?jǐn)?shù)達(dá)到87.06%，推測(cè)該區(qū)域的相為α-Fe固溶體；區(qū)域16內(nèi)Fe，Cu和Al的原子分?jǐn)?shù)比約為1∶3，推測(cè)該區(qū)域的相為(Fe,Cu)Al3。Cu鍍層厚度增加到60 μm時(shí)，焊縫的EDS掃描點(diǎn)位置如圖10所示。具體點(diǎn)的元素分布比例結(jié)果見(jiàn)表7。區(qū)域17內(nèi)Fe，Cu和Al的原子分?jǐn)?shù)比約為3∶1，推測(cè)該區(qū)域的相為(Fe,Cu)3Al；區(qū)域18、區(qū)域19內(nèi)Fe，Cu和Al的原子分?jǐn)?shù)比約為1∶1，推測(cè)該區(qū)域的相為(Fe,Cu)Al和Al2Cu；區(qū)域20內(nèi)Fe原子分?jǐn)?shù)達(dá)到78.17%，推測(cè)該區(qū)域的相為α-Fe固溶體。由于Cu鍍層厚度的增加，焊縫的金屬化合物發(fā)生了變化，焊縫主要由(Fe,Cu)Al，Al2Cu，(Fe,Cu)3Al，α-Fe固溶體組成。

圖9 預(yù)置20 μm Cu鍍層的鋁/鋼焊縫掃描點(diǎn)位置

表6 預(yù)置20 μm Cu鍍層的鋁/鋼焊縫成分(原子分?jǐn)?shù)，%)

對(duì)比不同厚度的Cu鍍層焊縫發(fā)現(xiàn)：隨著Cu鍍層厚度的增加，在焊接過(guò)程中，Cu原子與更多的Fe原子、Al原子發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，生成Cu含量較多的三元化合物，提高鋁原子向鋼中擴(kuò)散的難度。

圖10 預(yù)置60 μm 銅鍍層的鋁/鋼焊縫掃描位置

表7 預(yù)置60 μm Cu鍍層的鋁/鋼焊縫成分(原子分?jǐn)?shù)，%)

不同厚度的Cu鍍層的焊縫顯微硬度見(jiàn)表8。當(dāng)Cu鍍層為20 μm時(shí)，焊縫的平均硬度為464.4 HV，當(dāng)Cu鍍層為60 μm時(shí)，焊縫的平均硬度為456.6 HV.隨著Cu鍍層厚度的增加，Cu鍍層可以更好地隔絕Fe，Al的結(jié)合，同時(shí)熔池內(nèi)Cu含量的增多，Cu原子能夠置換Fe-Al金屬化合物中的Fe原子，減少了Fe-Al脆性金屬化合物的生成，進(jìn)而降低焊縫的硬度。

表8 不同厚度的Cu鍍層的焊縫顯微硬度 HV

2.4 正交優(yōu)化試驗(yàn)結(jié)果與分析

為了獲得質(zhì)量?jī)?yōu)良的鋁/鋼焊接接頭，選取單脈沖能量、脈寬、頻率、鍍層厚度為試驗(yàn)的4個(gè)因素，進(jìn)行4因素3水平正交試驗(yàn)，具體參數(shù)見(jiàn)表9。正交試驗(yàn)方案和結(jié)果見(jiàn)表10。優(yōu)化組試驗(yàn)方案和結(jié)果見(jiàn)表11。由表10和表11可知，在當(dāng)前試驗(yàn)因素中，影響鋁/鋼焊縫抗拉強(qiáng)度的水平因素主次順序依次為單脈沖能量、鍍層厚度、頻率、脈寬。鋁/鋼焊縫的最優(yōu)組合為A2B3C2D3，單脈沖能量為10 J，脈寬為6 ms，頻率為15 Hz，銅鍍層厚度為60 μm時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度可達(dá)到59.8 MPa。

表9 正交試驗(yàn)因素與水平表

表10 正交試驗(yàn)結(jié)果

表11 優(yōu)化組試驗(yàn)參數(shù)及抗拉強(qiáng)度

3 結(jié)論

(1)鋁/鋼母材表面預(yù)置Cu鍍層，在激光焊接過(guò)程中，有利于減弱鋁/鋼的直接擴(kuò)散，有效抑制了Al-Fe脆性金屬間化合物的形成，提高了焊縫的抗拉強(qiáng)度。

(2)隨著預(yù)置Cu鍍層厚度的增加，鋁/鋼焊縫的界面變得更為光滑。

(3)影響焊縫抗拉強(qiáng)度的水平因素主次順序?yàn)榧す鈫蚊}沖能量、銅鍍層厚度、頻率、脈寬；0.5 mm等厚的6061鋁合金/DP590雙相鋼的預(yù)置Cu鍍層激光搭接焊接的優(yōu)化工藝參數(shù)為激光單脈沖能量10 J、脈寬6 ms、頻率為15 Hz，Cu鍍層厚度為60 μm，獲得的鋁/鋼搭接焊縫的抗拉強(qiáng)度為59.8 MPa。