安 琦，袁新建，張文龍，臧若錦

（重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400030）

噴丸預(yù)處理對(duì)鋁合金與鋼TIG熔-釬焊的影響

安 琦，袁新建，張文龍，臧若錦

（重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400030）

為了使鋁合金與鋼的連接更加牢固，以Al-Si（6%～8%）為釬料，采用TIG熔-釬焊對(duì)5052鋁合金和鍍鋅鋼板進(jìn)行連接，并對(duì)鋁合金板的熔-焊區(qū)進(jìn)行表面噴丸預(yù)處理，研究了表面噴丸對(duì)接頭界面組織及力學(xué)性能的影響.研究表明：噴丸預(yù)處理能細(xì)化接頭熔焊區(qū)柱狀晶晶粒并使其分布更均勻，促進(jìn)鋼/熔池金屬間的界面反應(yīng)；表面噴丸明顯改變了鋼/鋁擴(kuò)散層厚度，厚度由6.0 μm增加到9.5 μm.力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，表面噴丸顯著改善了連接質(zhì)量，接頭拉剪強(qiáng)度達(dá)到238.6 N/mm.

鋁合金；鍍鋅鋼；熔-釬焊；噴丸處理；顯微組織；力學(xué)性能

用輕質(zhì)鋁合金代替車身用鋼是實(shí)現(xiàn)汽車車身輕量化和節(jié)能減排的有效手段.由于其本身性能的限制，鋁合金還不能完全取代高性能鋼材作為汽車車身結(jié)構(gòu)，因而在采用鋁合金作為車身時(shí)不可避免地要涉及鋁合金與鋼的焊接.但由于鋁合金與鋼物理性能差異較大，且冶金兼容性較差，采用傳統(tǒng)熔焊方法難以實(shí)現(xiàn)二者的連接.因此，國內(nèi)外學(xué)者采用激光焊［1-3］，爆炸焊［4-6］，摩擦焊［7-8］，攪拌摩擦焊［7-8］，電阻點(diǎn)焊［9-10］等多種方法試圖實(shí)現(xiàn)鋁-鋼的可靠連接.盡管通過以上方法可以實(shí)現(xiàn)鋁-鋼的連接，但這些單一的連接方法很難獲得滿意的組織結(jié)構(gòu)和高效高強(qiáng)的性能，且難以實(shí)現(xiàn)大規(guī)模的工業(yè)應(yīng)用.

近年來，國內(nèi)外學(xué)者針對(duì)鋁合金與鋼的復(fù)合焊接開展了相關(guān)研究工作，TIG熔-釬焊以其獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)受到人們的重視，具有焊接熱影響區(qū)小、對(duì)表面光潔度要求不高、節(jié)能高效、易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化、焊接性能好的優(yōu)點(diǎn).在作者的前期工作中，采用TIG熔-釬焊已成功實(shí)現(xiàn)了Ti與Mg的連接［11］.文獻(xiàn)［12-16］針對(duì)鋁合金與鋼開展了熔-釬焊的研究工作［12-13］以及鍍鋅層所發(fā)揮的作用［14］，獲得了較好的焊接效果和焊接質(zhì)量.但即使采用復(fù)合焊接方法，鋁基體的表面氧化膜仍難以避免，合金表面在空氣中極易形成致密的氧化層（Al2O3），氧化膜的性質(zhì)與鋁基體截然不同，氧化膜的熔點(diǎn)達(dá)到了2 050℃，而鋁基體熔點(diǎn)僅為660℃，二者熔點(diǎn)相差1 390℃，這些差異對(duì)基體的焊接產(chǎn)生極大影響.焊接溫度介于鋁基體與鋼基體熔點(diǎn)之間無法熔化氧化鋁，因此，只能依靠溶解和TIG電弧清理的方式清除氧化膜，由于焊接持續(xù)時(shí)間短，致密的氧化膜不易被清除，嚴(yán)重影響液態(tài)鋁合金在鋼表面的鋪展，且溶解到焊縫中的大尺寸氧化物形成夾渣對(duì)焊接性能也極其不利［15］.鋁基體表面氧化膜在熔-釬焊中的溶解消除問題已嚴(yán)重制約了鋁合金與鋼的焊接性能.

目前，尚未見將表面機(jī)械研磨處理應(yīng)用于TIG熔-釬焊的報(bào)道.而機(jī)械研磨處理在熱處理及擴(kuò)散中的研究表明，表面機(jī)械研磨處理可以顯著細(xì)化晶粒［16］.MHAEDE等認(rèn)為鋁合金經(jīng)噴丸處理后表面形貌發(fā)生了顯著改變［17］，此外，表面噴丸處理可顯著去除零件表面氧化膜，克服了傳統(tǒng)化學(xué)方法費(fèi)用高周期長的缺點(diǎn)［18］.更進(jìn)一步的研究表明，由于形成納米晶層，表面高能噴丸處理會(huì)顯著改變材料表面的擴(kuò)散和冶金反應(yīng)動(dòng)力學(xué)特征［19］.因而可以預(yù)見，在鋼-鋁的連接中，對(duì)鋁合金進(jìn)行表面高能噴丸，由于其表面氧化膜的大部分清除使得氧化物夾雜減少以及表面層擴(kuò)散反應(yīng)特征的改變，可能對(duì)連接接頭冶金反應(yīng)和界面組織產(chǎn)生影響.而界面組織直接決定了接頭連接質(zhì)量，因而有必要探明表面噴丸對(duì)接頭組織和性能的影響規(guī)律，以合理利用表面噴丸來達(dá)到改善接頭強(qiáng)度的目的.為此，本文將研究以TIG電弧為熱源氬氣作為保護(hù)氣體情況下，對(duì)比分析鋁母材熔焊區(qū)表面在未噴丸處理和噴丸處理后的條件下，鋁合金與鋼進(jìn)行TIG熔-釬焊焊接得到的接頭組織與力學(xué)性能，探究噴丸預(yù)處理對(duì)接頭的顯微組織和力學(xué)性能的影響.

1 試 驗(yàn)

試驗(yàn)?zāi)覆氖清冧\鋼板和軋制態(tài)5052鋁合金板，尺寸均是80 mm×50 mm×1.5 mm，以Al-Si （6%～8%）焊絲作為釬料采用搭接的方式進(jìn)行熔-釬焊；鍍鋅鋼板焊接前采用乙醇清洗表面油污和雜質(zhì)，用乙醇清洗母材并吹干；焊接工藝參數(shù)為焊絲直徑1.0 mm，氬氣流量10 L/min，鎢極直徑1.6 mm，鎢極下端距離母材的高度是2.5 mm，鎢極偏離豎直方向的角度為15°～20°，送絲速度19.0 mm/s，焊接速度2.8 mm/s.鋁板的待焊區(qū)及附近表面預(yù)處理在噴丸機(jī)上進(jìn)行雙面噴丸，對(duì)焊后的接頭剖面，在鋁合金一側(cè)通過金相腐蝕的方法觀測(cè)熔焊區(qū)的組織；在鋁-鋼界面，采用帶EDS 的SEM分析界面組織和反應(yīng)產(chǎn)物.為測(cè)定接頭力學(xué)性能，將焊件切割為寬度15 mm的標(biāo)準(zhǔn)樣，在萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定其拉剪強(qiáng)度，每個(gè)參數(shù)采用3個(gè)標(biāo)準(zhǔn)樣測(cè)試，取其平均值作為最后結(jié)果.采用SEM觀察拉伸斷口形貌，通過拉伸后試樣剖面金相觀察判定拉伸斷裂位置.

2 結(jié)果與分析

2.1 焊接電流的選擇

試驗(yàn)前通過一系列未噴丸的對(duì)比實(shí)驗(yàn)，采用單位長度所能承受的最高拉力表征接頭的拉剪強(qiáng)度得到接頭強(qiáng)度和熱輸入量的關(guān)系如表1所示.由表1可以看到，隨著焊接電流的變化，接頭的拉剪強(qiáng)度先增加而后減??；本試驗(yàn)中材料尺寸采用90 A焊接電流獲得接頭力學(xué)性能最好.因此，采用90 A作為本次試驗(yàn)的焊接電流，比較有無噴丸預(yù)處理的焊接試樣在顯微組織和力學(xué)性能上的差異.

表1 焊接電流與接頭拉剪強(qiáng)度的關(guān)系

2.2 焊接接頭的分析

圖1是在90 A的焊接電流下得到的焊縫宏觀形貌，可以看到，經(jīng)過噴丸預(yù)處理后焊縫鋪展更均勻，焊縫寬度有所增加，這是因?yàn)榻?jīng)過表面噴丸處理后鋁母材組織細(xì)化，受熱更均勻.

圖1 焊縫的宏觀形貌

圖2為在90 A焊接電流下經(jīng)過噴丸預(yù)處理后得到的搭接接頭的宏觀形貌照片，圖3則是焊縫與鋁母材的連接界面金相圖.在該區(qū)域觀察到柱狀晶，代表熔焊界面，是明顯的鑄態(tài)組織；同時(shí)發(fā)現(xiàn)，柱狀晶界面的雜質(zhì)偏聚較其他地方富集，是脆弱結(jié)合面，力學(xué)性能不夠高，因此，常常是拉伸測(cè)試微裂紋的萌發(fā)區(qū)，最終在附近區(qū)域發(fā)生斷裂.通過二者金相照片可以看出，經(jīng)過噴丸預(yù)處理后熔焊區(qū)柱狀晶晶粒尺寸減小且組織更均勻，這是由于鋁母材經(jīng)噴丸處理后組織細(xì)化受熱更均勻，而柱狀晶在未融化晶粒的基礎(chǔ)上形核長大，因此，鋁母材與熔焊區(qū)相鄰組織的大小直接決定了熔焊區(qū)柱狀晶的大小.同時(shí)晶界的增多可以為熱傳導(dǎo)和原子擴(kuò)散提供更多通道，并有利于雜質(zhì)的均勻分布，對(duì)于提升力學(xué)性能是有顯著作用的.

圖4是90 A電流時(shí)焊接接頭焊縫與鋼母材釬焊界面處的SEM以及線掃描能譜圖.

圖2 搭接接頭宏觀形貌

圖3 焊接接頭處熔焊區(qū)金相照片

圖4 焊接接頭界面SEM及線掃描能譜圖

從圖4可知：未噴丸預(yù)處理的接頭處界面層分布均勻性相對(duì)較差，經(jīng)過噴丸預(yù)處理的界面層分布均勻；并可以觀察到釬焊界面層實(shí)質(zhì)上是擴(kuò)散形成的，焊接過程中鋼母材的Fe元素向焊縫擴(kuò)散，同時(shí)焊縫熔池中的Al元素也向鋼母材中擴(kuò)散，擴(kuò)散界面層主要靠金屬鍵和化學(xué)鍵結(jié)合，結(jié)合強(qiáng)度高.對(duì)二者界面層進(jìn)行點(diǎn)掃描后發(fā)現(xiàn)，未噴丸時(shí)Fe和Al的原子分?jǐn)?shù)為19.6%和80.4%，而經(jīng)過噴丸預(yù)處理后Fe和Al的原子分?jǐn)?shù)為27.4%和72.6%，說明噴丸預(yù)處理后釬焊界面層Fe原子比例增加；同時(shí)對(duì)腐蝕后的焊縫進(jìn)行能譜打點(diǎn)分析，基體為α-Al，發(fā)現(xiàn)少量的Si元素，這些Si來自于釬料偏聚在晶界處形成Al-Si脆性相，對(duì)接頭的力學(xué)性能不利.

從線掃描能譜圖可以得到經(jīng)過噴丸預(yù)處理的界面擴(kuò)散層厚度約為9.5 μm，而未噴丸的界面擴(kuò)散層厚度約為6.0 μm，說明表面噴丸預(yù)處理使界面擴(kuò)散層的厚度增加，而鋼鋁熔-釬焊接頭的力學(xué)性能隨界面層厚度的增加先增加后減?。?0］，噴丸預(yù)處理可以優(yōu)化力學(xué)性能.

噴丸預(yù)處理對(duì)釬焊界面層存在上述影響的主要原因是噴丸引起的鋁母材晶粒細(xì)化有效減小熱阻，促進(jìn)了傳熱［21-22］，有助于擴(kuò)散的進(jìn)行，使得界面層金屬化合物的Fe原子比例增加，擴(kuò)散層的厚度也有所提升.但如果僅提高焊接電流則會(huì)由于鍍鋅層的劇烈蒸發(fā)使得電弧邊緣上翹，減小電弧與工件接觸面積，反而降低了熱輸入量［14］.

2.3 試樣力學(xué)性能和拉伸斷口分析

對(duì)試樣進(jìn)行拉伸測(cè)試，圖5是拉伸試樣的宏觀斷裂位置圖像，從宏觀上觀察到兩者的斷裂位置均是熔焊區(qū)域附近.

圖5 斷裂位置

圖6是噴丸預(yù)處理后接頭鋁母材一側(cè)斷口金相圖，觀察到噴丸處理后斷裂發(fā)生在柱狀晶區(qū)，此斷裂位置所對(duì)應(yīng)的焊接接頭力學(xué)性能較好，經(jīng)過噴丸預(yù)處理后的焊接接頭拉剪強(qiáng)度達(dá)到了238.6 N/mm，而未噴丸試樣拉剪強(qiáng)度為216.09 N/mm，熔焊區(qū)柱狀晶晶粒細(xì)化且分布更均勻是拉剪強(qiáng)度得到提高的主要原因.

圖7是試樣拉伸性能測(cè)試的斷口電子掃描圖像，可以看到，未噴丸接頭的斷口屬于脆性的解理斷口，存在明顯尺寸較小的解理平臺(tái)，接頭總體呈現(xiàn)脆性特征；噴丸后的斷口形貌呈韌窩特征，但這些韌窩也是一些細(xì)小Al-Si相脆性斷裂形成的解理平臺(tái)，并不是一般韌性材料斷裂斷口常見的韌窩，韌窩特征是由于這些脆性相的彌散均勻分布造成的.

圖6 噴丸預(yù)處理后接頭鋁母材一側(cè)斷口金相照片

圖7 斷口形貌

進(jìn)一步對(duì)斷口放大觀察，如圖7（c）、（d）所示，發(fā)現(xiàn)二者斷口表面存在韌性斷裂特征的撕裂棱，比較發(fā)現(xiàn)經(jīng)過噴丸預(yù)處理后的斷口撕裂棱更加明顯且數(shù)量更多，說明經(jīng)過噴丸預(yù)處理后接頭的韌性得到改善，力學(xué)性能得到了提升；韌窩底部點(diǎn)能譜分析顯示元素的組成是大量的Al與少量的Si（質(zhì)量分?jǐn)?shù)2%～6%），Si來自于釬料偏聚在晶界處形成脆性Al-Si相，韌窩底部的解理平臺(tái)正是由于該Al-Si相的脆性斷裂所致.可以看到噴丸預(yù)處理后接頭韌性增強(qiáng)，力學(xué)性能更好.

3 結(jié) 論

1）表面噴丸預(yù)處理可以細(xì)化鋁母材從而促進(jìn)傳熱，有利于鋼與熔池金屬的相互擴(kuò)散，適當(dāng)增加擴(kuò)散層的厚度（由6.0 μm增加到9.5 μm），并增加了釬焊界面處Fe原子比例.

2）未噴丸的接頭拉剪強(qiáng)度隨熱輸入量的增加先增大后減小，90 A的焊接電流得到的拉剪強(qiáng)度最高（216.09 N/mm）；鋁母材熔焊區(qū)表面噴丸預(yù)處理，可以使熔焊區(qū)柱狀晶晶粒細(xì)化且分布更均勻，導(dǎo)致接頭斷口表面的撕裂棱增加，韌性得到提升，拉剪強(qiáng)度達(dá)到238.6 N/mm.

［1］ MA Junjie，HAROONI Masoud，CARLSON Blair，et al.Dissimilar joining of galvanized high-strength steel to aluminum alloy in a zero-gap lap joint configuration by two-pass laser welding［J］.Materials and Design，2014，58：390-401.

［2］ TRICARICO L，SPINA R.Experimental investigation of laserbeamweldingofexplosion-weldedsteel aluminum structural transition joints［J］.Materials and Design，2010，31：1981-1992.

［3］ NISHIMOTO K，F(xiàn)UJIH，KATAYAMAS.Laser pressure welding of Al alloy and low C steel［J］. Science and Technology of Welding&Joining，2006，11：224-231

［4］ TRICARICO L，SPINA R，SORGENTE D，et al. Effects of heat treatments on mechanical properties of Fe Al explosion-welded structural transition joints［J］. Materials and Design，2009，30：2693-2700.

［5］ SUN Xianjun，TAO Jie，GUO Xun zhong.Bonding properties of interface in Fe Al clad tube prepared by explosive welding［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2011，21：2175-2180.

［6］ ACARER M，DEMIR B.An investigation of mechanical and metallurgical properties of explosive welded aluminum-dual phase steel［J］.Materials Letters，2008，62（25）：4158-4160.

［7］ TABAN E，GOULD J E，LIPPOLD J C.Dissimilar friction welding of 6061-T6 aluminum and AISI 1018：properties and microstructural characterization［J］. Materials and Design，2010，31：2305-2311.

［8］ MOVAHEDI M，KOKABI A H，SEYED REIHANI S M，et al.Growth kinetics of Al-Fe intermetallic compounds during annealing treatment of friction stir lap welds［J］. Materials Characterization，2014，90：121-126.

［9］ OIKAWA H，OHMIYA S，YOSHIMURA T，et al. Resistance spot welding of steel and aluminum sheet using insert metal sheet［J］.Science and Technology of Welding and Joining，1999，4：80-88

［10］QIU R，IWAMOTO C，SATONAKA S.The influence of reaction layer on the strength of aluminum/steel joint welded by resistance spot welding［J］.Materials Characterization，2009，60：156-159.

［11］XU C，SHENG G，DENG Y，et al.Microstructure and mechanical properties of tungsten inert gas weldedbrazed Mg/Ti lap joints［J］.Science and Technology of Welding and Joining，DOI：10.1179/1362171814Y. 0000000208.

［12］YANG Shanglu，ZHANG Jing，LIAN Jin，et al.Welding of aluminum alloy to zinc coated steel by cold metal transfer［J］.Materials and Design，2013，49：602-612.

［13］CAO R，HUANG Q，CHEN J H，et al.Cold metal transfer spot plug welding of AA6061-T6-to-galvanized steel for automotive applications［J］.Journal of Alloys and Compounds，2014，585：622-632.

［14］張洪濤，馮吉才，何鵬，等.鍍鋅層對(duì)鋁/鍍鋅鋼CMT 熔-釬焊電弧加熱行為的影響［J］.焊接學(xué)報(bào)，2009，30（8）：37-40.

ZHANG Hongtao，F(xiàn)ENG Jicai，HE Peng，et al.Effect of zinc coating on arc heating behavior for joining Al and zinc coated steel by welding-brazing process［J］. Journal of Welding，2009，30（8）：37-40.

［15］蘇玉虎，秦國梁，位延堂.鋁合金/鋼異種金屬熔-釬焊技術(shù)研究進(jìn)展［J］.焊接，2011，6：9-15

SU Yuhu，QIN Guoliang，WEI Yantang.Research progress of Aluminum steel dissimilar metal weldbrazing technology［J］.Weld，2011，6：9-15

［16］WU X，TAO N，HONG Y，et al.Microstructure and evolution of mechanically-induced ultrafine grain in surface layer of Al-alloy subjected to USSP［J］.Acta Materialia，2002，50：4603-4616.

［17］MHAEDE M.Influenceofsurfacetreatmentson surface layer properties，fatigue and corrosion fatigue performance of AA7075 T73［J］.Materialsand Design，2012，41：61-66.

［18］熊金平，趙藝閣，周勇，等.鋁合金表面氧化膜去除方法研究與進(jìn)展［J］.電鍍與精飾，2013，11：15-19.

XIONG Jinping，ZHAO Yige，ZHOU Yong，et al. Research processofremovalforoxidefilmson aluminum alloy［J］.Electroplating and Finishing，2013，11：15-19.

［19］TONG W P，TAO N R，WANG Z B，et al.Nitriding iron at lower temperatures［J］.Science，2003，299：686-688. ［20］DHARMENDRA C，RAO K P，WILDEN J，et al. Study on laser welding-brazing of zinc coated steel to aluminum alloy with a zinc based filler［J］.Materials Science and Engineering A，2011，528：1497-1503.

［21］YANG Ho-Soon，BAI G R，THOMPSON L J，et al. Interfacialthermalresistanceinnanocrystalline yttriastabilized zirconia［J］.Acta Materialia，2002，50：2309-2317.

［22］SOYEZ G，EASTMAN J A，THOMPSON L J，et al. Grain-size-dependentthermalconductivityof nanocrystalline yttria-stabilized zirconia films grown by metal-organic chemical vapor deposition［J］.Applied Physics Letters，2000，77（8）：1155-1157.

（編輯 呂雪梅）

Effect of shot-peening pre-treatment on TIG-welding braze aluminum alloy to steel

AN Qi，YUAN Xinjian，ZHANG Wenlong，ZANG Ruojin

（School of Materials Science&Engineering，Chongqing University，Chongqing 400030，China）

To firmly bond aluminum with steel，TIG-welding braze of Zn-coated steel to 5052 aluminum alloy was carried out using Al-Si（6%～8%）filler.A shot-peening pre-treatment of the 5052 aluminum plate was performed to investigate its effect on the interfacial microstructure and mechanical properties of the resultant joint.It was found that the grains of fusion welding columnar crystal at the joint are uniformly distributed with the help of shot-peeing to promote the reaction between steel and welded metal.At the same time，the thickness of diffusion layer increased form 6.0 μm to 9.5 μm with shot-peening pre-treatment.Further，the mechanical properties of the surface peening significantly improved quality of jiont to achieve a joint tensileshear strength of 238.6 N/mm.

aluminum alloy；Zn-coated steel；TIG-welding brazing；shot-peening；microstructure；shear strength

TG113.26

A

1005-0299（2015）06-0077-05

10.11951/j.issn.1005-0299.20150614

2014-06-12.

中央高?；究蒲袠I(yè)務(wù)費(fèi)資助項(xiàng)目（CDJZR13130040）.

安 琦（1993—），男，學(xué)士.

袁新建，E-mail：xinjianyuan@yahoo.com.