譚攀，盛陳，邱成果，黎幫金，楊棟華，叢偉，許惠斌

(1.重慶理工大學(xué),重慶,400054；2.重慶大江工業(yè)有限責(zé)任公司,重慶,401321)

0 序言

隨著工業(yè)技術(shù)的不斷發(fā)展，航天、造船和汽車領(lǐng)域內(nèi)對結(jié)構(gòu)復(fù)雜、多功能和輕量化的結(jié)構(gòu)件需求越來越大[1-2].鋁/鋼混合結(jié)構(gòu)件同時具備鋁與鋼的優(yōu)點(diǎn)，其連接技術(shù)備受關(guān)注[3].鋁/鋼的物理和化學(xué)性能差異極大，直接焊接困難，兩者在焊接中鐵原子與鋁原子極易結(jié)合生成脆硬性的金屬間化合物(intermetallic compound,IMC)[4].不銹鋼長期存放在大氣環(huán)境下，表面存在由Fe3O4內(nèi)層、γ-Fe2O3外層以及Cr2O3層組成的氧化膜[5]和沉積物.在鋁/鋼電弧熔釬焊過程中，氧化膜會阻礙液態(tài)釬料在鋼基體表面的潤濕鋪展過程.為解決這一難題，國內(nèi)外許多研究學(xué)者選擇化學(xué)釬劑作為異種金屬電弧熔釬焊去膜機(jī)制的輔助手段[6].使用釬劑易產(chǎn)生氣孔等缺陷、焊前與焊后難清理及接頭耐腐蝕性差等問題.同時，Deng 等人[7]在無釬劑條件下成功將DP590 熱鍍鋅鋼和7 075 鋁合金實(shí)現(xiàn)了連接，接頭界面處的IMC 層呈現(xiàn)不規(guī)則分布和游離態(tài)的雙重形態(tài)，證明了破碎移動IMC 可以提高接頭力學(xué)性能.Xu 等人[8]采用無釬劑外加銑刀的方式焊接304 不銹鋼和5052 鋁合金，加入銑刀后，發(fā)現(xiàn)對鋼基體表面進(jìn)行切削破壞，破碎了鋼基體表面的氧化膜，且在無釬劑條件下，選用外加物理工具對鋼基體進(jìn)行切削和對熔池進(jìn)行物理攪拌促進(jìn)液態(tài)釬料流動，可以有效提高接頭強(qiáng)度.

啃削量輔助電弧熔釬焊 (cutting-assisted welding brazing,CAWB)是一種在電弧熔釬焊的基礎(chǔ)上增加啃削頭對鋼基體進(jìn)行切削和對熔池進(jìn)行物理攪拌的新方法[9].通過前期研究發(fā)現(xiàn)，在CAWB 工藝條件下，啃削頭形貌對5052 鋁合金與SUS304 不銹鋼對接接頭性能影響顯著，在6 階形貌下獲得力學(xué)性能較優(yōu)的接頭[9].在6 階啃削頭形貌條件下，研究不同啃削量對接頭的顯微組織與性能的影響，對提升鋁/鋼連接技術(shù)具有重要意義.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)?zāi)覆倪x用尺寸為100 mm × 40 mm ×3 mm 的5052 鋁合金與SUS304 不銹鋼板，并將鋁合金側(cè)邊開成30°坡口，不銹鋼側(cè)邊15°的坡口.填充金屬采用直徑為1.6 mm 的ER4043 鋁硅焊絲.母材與填充金屬化學(xué)成分如表1 所示.選用Panasonic YC-300WX N 型交直流鎢極氬弧TIG 焊機(jī)自制的啃削頭輔助電弧熔釬焊平臺進(jìn)行試驗(yàn).采用對接方式，裝配間隙為2.2 mm，鎢極與啃削頭尖端距離8.3 mm.具體工藝參數(shù)如表2 所示.圖1為CAWB 與啃削頭示意圖.啃削頭選用YG-6x(WCCo 硬質(zhì)合金)制備，啃削頭結(jié)構(gòu)示意圖如圖1b 所示.焊接過程中，啃削頭與TIG 焊槍保持相對靜止?fàn)顟B(tài)，當(dāng)焊接長度累積達(dá)到600 mm 后進(jìn)行更換.

圖1 CAWB 與啃削頭示意圖Fig.1 Schematic diagram of CAWB and cutting tool.(a)welding indication;(b) cutting tool

表1 母材和填充金屬的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of base metal and filler metals

表2 工藝參數(shù)Table 2 Process parameters

焊前用砂紙將母材表面氧化膜進(jìn)行機(jī)械去除，并用無水乙醇清洗母材表面油污和灰塵.焊后用線切割制備尺寸為20 mm × 3 mm × 3 mm 的金相試樣，選用砂紙進(jìn)行水磨并拋光，然后選用Keller 試劑(HCl∶HF∶HNO3=3∶2∶5)腐蝕.采用XJP-6A 型正立智能數(shù)字光學(xué)顯微鏡(optical microscope,OM)和蔡司ΣIGMA HDTM 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)分別觀察接頭的宏觀和微觀形貌，并采用配備的能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)分析組織成分.按標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》制取拉伸試樣并去除焊縫余高，采用WD-100KE 型電子式萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min，每組工藝參數(shù)進(jìn)行不少于3 次拉伸試驗(yàn).

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 橫截面形貌

圖2 為不同啃削量下獲得的接頭橫截面形貌.圖2a 為無啃削量時接頭的橫截面形貌.從圖2a 發(fā)現(xiàn)，在鋼基體上部和底部存在未焊合區(qū).該條件下啃削頭對鋼表面的氧化膜破碎作用有限，上部與底部殘留的氧化膜阻礙了液態(tài)填充金屬在鋼表面的鋪展?jié)櫇?，以致上部和底部部分區(qū)域未焊合.圖2b為啃削量0.1 mm 時接頭的橫截面形貌.從圖2b發(fā)現(xiàn)，在鋁/鋼接頭的近界面區(qū)域產(chǎn)生了明顯的氣孔，焊縫下部邊緣存在較少數(shù)量的氣孔.這是由于啃削頭作用在鋼基體上的切削深度較低，鋼基體表面的塑性變形程度低，產(chǎn)生的鋼屑數(shù)量較少，焊縫粘度偏低.從圖2c 可以發(fā)現(xiàn)，啃削頭對鋼基體切削作用更加顯著，焊縫中出現(xiàn)大尺寸鋼屑，同時焊縫粘度增加，氣孔消失.從圖2d 發(fā)現(xiàn)，焊縫中大尺寸鋼屑數(shù)量明顯減少，是由于焊縫的粘度提升與切削熱明顯增加引起的[10].通過圖2 發(fā)現(xiàn)鋼基體與焊縫都能形成宏觀鋸齒狀的自鎖結(jié)構(gòu)，有益于提高接頭性能.圖3 和圖4 分別為宏觀界面牙高測量示意圖和平均牙高.形成的宏觀鋸齒狀自鎖結(jié)構(gòu)的平均牙高隨著啃削量的增加呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢，如圖4 所示.

圖2 不同啃削量下接頭的橫截面形貌Fig.2 Cross-sectional morphology of the joints under different offset value.(a) offset value 0 mm;(b)offset value 0.1 mm;(c) offset value 0.2 mm;(d)offset value 0.3 mm

圖3 宏觀界面牙高測量示意圖Fig.3 Macroscopic tooth height measurement schematic

圖4 平均牙高Fig.4 Average tooth height

2.2 界面微觀形貌

圖5 和圖6 分別為不同啃削量下接頭界面的組織形貌和線掃描結(jié)果.表3 為圖5 中各點(diǎn)EDS 點(diǎn)掃描結(jié)果.當(dāng)啃削量為0 mm 時，接頭的界面呈現(xiàn)平直狀，界面IMC 層平均厚度為1.99 μm.根據(jù)Fe-Al-Si 三元相圖[11]與EDS 能譜可知，界面A 點(diǎn)的化合物成分與η-(Fe,Cr)2(Al,Si)5相[8]成分相近.啃削量增加至0.1 mm 時，可以明顯觀察到界面由平直狀界面向具有少量鋸齒狀變化，且界面IMC 層平均厚度為3.49 μm.界面B 點(diǎn)的化合物與典型的θ-(Fe,Cr) (Al,Si)3成分相同[12].當(dāng)啃削量增加到0.2 mm 時，界面呈周期性鋸齒狀結(jié)構(gòu)，且IMC 沿著界面生長，呈現(xiàn)波浪狀.界面IMC 層厚度有所增大，平均厚度為6.76 μm.界面C 點(diǎn)的化合物為典型的τ5-Al8(Fe,Cr)2Si 相[12].啃削量增加到0.3 mm 后，界面的IMC 層平均厚度有所增加，為7.95 μm，且在基底IMC 層上生長著較少數(shù)量的塊狀I(lǐng)MC 顆粒，厚度約為16.8 μm.界面D 點(diǎn)化合物與τ4-(Fe,Cr)(Al,Si)5相成分相近[13].此外，近界面區(qū)域存在大量大尺寸IMC 顆粒，其芯部夾雜著鋼屑顆粒.由EDS 分析可知，E 點(diǎn)的塊狀組織結(jié)構(gòu)為τ4-(Fe,Cr)(Al,Si)5.同時，在界面產(chǎn)生了特殊的疊層結(jié)構(gòu)，平均厚度約為7.43 μm，如圖7 所示.經(jīng)過EDS 線掃描結(jié)果表征發(fā)現(xiàn)，這種疊層結(jié)構(gòu)是由絮狀鋼條與鋁基合金交替組成的復(fù)合結(jié)構(gòu).分析發(fā)現(xiàn)，0.3 mm 啃削量作用在鋼母材上發(fā)生了較大的塑性變形，未剝離鋼屑仍然聚集在鋼基體表面.同時，在高速旋轉(zhuǎn)啃削頭的輔助下，高速流動的液態(tài)Al-Si 合金與鋼基體反應(yīng)發(fā)生強(qiáng)力的冶金反應(yīng)，將部分液態(tài)合金攪拌至絮狀鋼屑條的間隙中，從而形成特殊的疊層結(jié)構(gòu).

圖5 不同啃削量下接頭的界面組織Fig.5 Interface microstructure of joint under different offset value.(a) offset value 0 mm;(b) enlarged view of the selected area in Fig.5a;(c) offset value 0.1 mm;(d) enlarged view of the selected area in Fig.5c;(e) offset value 0.2 mm;(f) enlarged view of the selected area in Fig.5e;(g) offset value 0.3 mm;(h) enlarged view of the selected area in Fig.5g

圖6 不同啃削量下線掃描結(jié)果Fig.6 Line scanning results of joint interface under different offset value.(a) offset value 0 mm;(b) offset value 0.1 mm;(c) offset value 0.2 mm;(d) offset value 0.3 mm

圖7 IMC 層與疊層區(qū)的平均厚度Fig.7 Average thickness of IMC layer and laminated zone

表3 圖5 中各點(diǎn)EDS 點(diǎn)掃描結(jié)果(原子分?jǐn)?shù),%)Table 3 EDS point scan results of each point in Fig.5

隨著啃削量的增加，界面IMC 層平均厚度呈顯著上升的趨勢，由1.99 μm 增至7.95 μm，如圖7所示.結(jié)合圖5 分析發(fā)現(xiàn)，隨著啃削量的增加，界面IMC 層從平直狀演變?yōu)橹芷谛凿忼X狀，再演變成具有較厚的IMC 層和脆性的疊層結(jié)構(gòu).較厚的IMC 層和疊層結(jié)構(gòu)容易增加接頭的脆性，惡化接頭的力學(xué)性能.因此，合理的啃削量對界面結(jié)構(gòu)形態(tài)有著重要的影響.

隨著啃削量增加，近界面區(qū)的聚集相逐漸增多，如圖8 所示.在啃削量為0.1 mm 條件下，近界面的聚集相很少；啃削量增加至0.3 mm 后，近界面的聚集相增多，且在近界面附近出現(xiàn)被IMC 顆粒包裹的大尺寸鋼屑.分析發(fā)現(xiàn)，啃削頭對鋼基體的切削程度隨著啃削量的增加而增大，伴隨著切削的鋼屑增加和切削熱量增加，在近界面區(qū)發(fā)生反應(yīng)，并在該區(qū)域聚集.

圖8 近界面聚集相的占比Fig.8 Proportion of near-interface aggregation phase

2.3 焊縫微觀組織

圖9 為不同啃削量條件下獲得的接頭焊縫中心的組織形貌.通過對圖9 中A，B，C，D，E 5 個點(diǎn)進(jìn)行EDS 分析發(fā)現(xiàn)，B 點(diǎn)和D 點(diǎn)處的顆粒相是一種典型的τ4-(Fe,Cr)(Al,Si)5相，圖9c 中的小尺寸骨絡(luò)狀析出相是FeAl6相，如表4 所示.采用啃削量0.3 mm 時，易產(chǎn)生大尺寸鋼屑，從而形成如圖9d所示的長條狀鋼屑基IMC.大尺寸鋼屑與液態(tài)熔池發(fā)生強(qiáng)烈的冶金反應(yīng)，鋼屑顆粒的溶解速率加快，更多的鋼母材中的原子溶解進(jìn)入焊縫并快速與鋼屑周圍的液態(tài)熔池原子參與反應(yīng)[14]，因而鋼屑周圍存在較多小尺寸IMC 顆粒.另外，Al 原子也在不斷的向大尺寸鋼屑內(nèi)部擴(kuò)散，最終使得鋼屑成為一個游離的IMC 塊.經(jīng)過對E 點(diǎn)分析發(fā)現(xiàn)，該組織為η-(Fe,Cr)2(Al,Si)5.由于焊縫中存在不同尺寸的IMC 顆粒，以及芯部為不銹鋼的IMC 顆粒，有利于緩解鋁/鋼接頭熱膨脹系數(shù)差異大的問題，進(jìn)一步降低接頭的殘余應(yīng)力[15].焊縫中心的析出相隨著啃削量增加而增多，其平均面積占比分別為2.01%，4.46%，12.35%，25.78%，如圖10 所示.

圖9 焊縫組織形貌Fig.9 Microstructure and morphology of weld.(a) offset value 0 mm;(b) offset value 0.1 mm;(c) offset value 0.2 mm;(d) offset value 0.3 mm

圖10 析出相占比Fig.10 Proportion of precipitated phase

表4 圖9 中各點(diǎn)EDS 點(diǎn)掃描結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 4 EDS point scan results for each point in Fig.9

2.4 力學(xué)性能

圖11 為不同啃削量接頭的平均抗拉強(qiáng)度.接頭平均抗拉強(qiáng)度隨著啃削量增加呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，在啃削量為0.2 mm 時獲得最優(yōu)接頭，平均抗拉強(qiáng)度為152 MPa.在啃削量為0.2 mm 時，界面的微觀組織形貌為鋸齒狀，其抗裂能力大幅提升.CAWB 接頭具有宏觀與微觀雙尺度自鎖界面結(jié)構(gòu)，形成了機(jī)械咬合的界面特征，能夠阻礙裂紋在界面處擴(kuò)展，有利于提高接頭的力學(xué)性能[16].對斷口分析發(fā)現(xiàn)，斷面上存在α-Al，F(xiàn)e 和τ5-Al8Fe2Si相，且斷裂方式為帶撕裂棱的準(zhǔn)解理斷裂[9].

圖11 拉伸性能Fig.11 Tensile property

3 結(jié)論

(1)在鋁與鋼的電弧熔釬焊過程中，通過引入的啃削頭對鋼基體表面進(jìn)行機(jī)械啃削和對熔池攪拌，最終實(shí)現(xiàn)在無釬劑使用情況下鋁/鋼的冶金結(jié)合.

(2)隨著啃削量從0 mm 增至0.3 mm，界面IMC 層厚度由1.99 μm 增加至7.95 μm，焊縫中的析出相占比由2.01%增至25.78%，且焊縫中的物相顆粒和尺寸也逐漸增大；當(dāng)啃削量為0.2 mm 時，界面呈現(xiàn)周期性波浪狀形貌.當(dāng)啃削量大于0.2 mm時，焊縫中會逐漸形成骨絡(luò)狀的FeAl6和長條狀的η-Fe2Al5化合物.

(3)接頭強(qiáng)度隨著啃削量的增加呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢.當(dāng)啃削量為0.2 mm 時，接頭的平均抗拉強(qiáng)度為152 MPa，斷口呈帶撕裂棱的準(zhǔn)解理斷裂.