吳永亮1，顧麗霞1，羅立峰

(1.內(nèi)蒙古機(jī)電職業(yè)技術(shù)學(xué)院機(jī)電工程系，呼和浩特 010070; 2.吉林大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長春 130012)

0 引 言

鋼/鋁異種金屬焊接結(jié)構(gòu)能夠同時(shí)發(fā)揮鋼與鋁的優(yōu)良特性，有望在汽車、船舶等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用。然而，由于鋼與鋁在化學(xué)成分、物理性質(zhì)和化學(xué)性質(zhì)等方面存在較大的差異，其冶金反應(yīng)過程較為復(fù)雜[1]；同時(shí)，鋼/鋁異種金屬焊接接頭中大量硬且脆的Fe-Al金屬間化合物的形成會(huì)惡化接頭的組織和性能，使得實(shí)際應(yīng)用過程中該接頭易在熔合區(qū)發(fā)生斷裂失效[2]，從而制約鋼/鋁異種金屬焊接結(jié)構(gòu)的工業(yè)化應(yīng)用范圍。國內(nèi)外科研工作者們嘗試采用瞬間液相擴(kuò)散焊、磁脈沖焊、電阻點(diǎn)焊、冷金屬過渡焊、攪拌摩擦焊和激光焊等方法來實(shí)現(xiàn)鋼/鋁異種金屬的焊接，雖然都取得了一定的進(jìn)展，但是焊接接頭中硬脆金屬間化合物的問題依舊沒有解決，并且還出現(xiàn)了焊接效率低、成本較高等問題[3-5]。新型激光-熔化極惰性氣體保護(hù)(MIG)復(fù)合焊技術(shù)結(jié)合激光焊和MIG焊的優(yōu)點(diǎn)，通過熔化鋁合金使其在鋼表面潤濕鋪展而實(shí)現(xiàn)鋼/鋁異種金屬的高效率焊接，具有比激光焊更強(qiáng)的橋間能力以及比MIG焊更高的焊接速度和焊接穩(wěn)定性等特點(diǎn)[6]。由于在異種金屬焊接過程中影響顯微組織和力學(xué)性能的焊接工藝參數(shù)較多，各焊接參數(shù)之間還可能產(chǎn)生協(xié)同作用，因此有必要在焊接系統(tǒng)中引入可編程邏輯控制器(PLC)控制單元以精確控制焊接工藝，確保試驗(yàn)的準(zhǔn)確性和可重復(fù)性，避免人為因素的影響，從而提高焊接效率，并控制成本[4-5]。

研究表明，在焊接材料中添加鎳、鋅、銅元素可降低焊接材料的熔點(diǎn)，提高鋁在鋼表面的潤濕和鋪層能力，并抑制Fe-Al金屬間化合物的生長及改善其形態(tài)，而目前有關(guān)鎳與鋅元素改善鋼/鋁異種金屬焊接接頭冶金條件的研究較多[7-8]，但有關(guān)銅元素的研究較少。作者通過在鋼側(cè)坡口表面添加厚1 mm的Al-Cu合金片的方法，采用PLC系統(tǒng)[9-10]控制的激光-MIG復(fù)合焊接工藝對Q890鋼/6063鋁合金進(jìn)行了異種金屬焊接，研究了Al-Cu合金片對焊接接頭顯微組織與力學(xué)性能的影響，探討了銅元素的加入對界面層生長機(jī)制的影響，為激光-MIG復(fù)合焊的大規(guī)模工業(yè)化應(yīng)用提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

焊接用母材為調(diào)質(zhì)態(tài)Q890鋼板和固溶+人工時(shí)效態(tài)6063鋁合金板，尺寸都為160 mm×60 mm×4 mm，顯微組織分別為回火索氏體和ɑ-Al固溶體；焊接材料為直徑為1.6 mm的ER5087焊絲，以及自行開發(fā)的厚度為1 mm的Al-Cu合金片。焊接用母材、焊絲和Al-Cu合金片的化學(xué)成分如表1所示。Q890鋼的抗拉強(qiáng)度為1 042 MPa，屈服強(qiáng)度為932 MPa，斷后伸長率為13.5%；6063鋁合金的抗拉強(qiáng)度為298 MPa，屈服強(qiáng)度為255 MPa，斷后伸長率為10%。

表1 母材、焊絲和Al-Cu合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖1 激光-MIG復(fù)合焊接的坡口形式和焊接過程示意Fig.1 Schematic of groove form and welding process of laser-MIG hybrid welding

焊前在Q890鋼板和6063鋁合金板上加工如圖1(a)所示的坡口，并清洗、吹干。焊接時(shí)根部間隙為 1 mm，背面陶瓷板的主要作用是便于焊接施工,保證焊接質(zhì)量。在激光-電弧復(fù)合焊接工作站中對Q890鋼/6063鋁合金進(jìn)行激光-MIG復(fù)合焊，焊接設(shè)備組成包括Fronius TPS 2700型數(shù)字化脈沖焊機(jī)、額定功率2 kW的RC-YLS型光纖激光器、HT-1200-5型焊接機(jī)械手和P.7/50型可編程邏輯控制器(PLC)控制組元，焊接過程如圖1(b)所示，采用激光在后、電弧在前的熔-釬焊方式進(jìn)行焊接，直接加熱位置為坡口中部。共進(jìn)行2組試驗(yàn)，其中一組未加Al-Cu合金片，另外一組在鋼側(cè)坡口表面放置Al-Cu合金片。激光-MIG焊接過程中采用PLC控制單元對焊接工藝參數(shù)進(jìn)行精確控制，光絲間距為3 mm，焊炬傾角為28°，激光傾角為6°，離焦量為+9 mm，保護(hù)氣高純氬氣的流量為18 L·min-1，激光功率為1 kW，焊接電流為160 A，焊接速度為55 cm·min-1，并保證焊絲指向鋼側(cè)坡口中部。

1.2 試驗(yàn)方法

在焊接接頭上垂直于焊縫方向截取金相試樣，經(jīng)過打磨、拋光后，Q890鋼側(cè)采用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕，6063鋁合金側(cè)采用Keller試劑(1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)腐蝕后，采用S9E/D/I/SAPO型體視顯微鏡觀察宏觀形貌，采用DVM6型光學(xué)顯微鏡和JSM-6800型掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織，并用掃描電鏡附帶的IE250X-Max50型能譜儀(EDS)對微區(qū)成分進(jìn)行分析。采用Empyrean型銳影X射線衍射儀(XRD)對界面層的物相進(jìn)行分析，采用銅鈀，Kɑ射線，電壓為40 kV，電流為40 mA，掃描范圍為20°～100°。采用Tukon 2500型全自動(dòng)維氏硬度計(jì)測接頭不同位置的硬度，載荷為0.98 N，保載時(shí)間為10 s，測試間距為0.1 mm，測試位置如圖2(a)所示。以焊縫為中心垂直于焊縫方向截取如圖2(b)所示的拉伸試樣，按照GB/T 228.1—2010，在MTS-810型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸前去除焊縫余高，拉伸速度為2 mm·min-1，測3組試樣取平均值。

圖2 硬度測試位置示意和拉伸試樣的尺寸Fig.2 Hardness testing location diagram (a) and size of tensile specimen (b)

圖3 無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片焊接接頭的截面形貌Fig.3 Sectional morphology of welded joints without Al-Cu alloy sheet (a) and with Al-Cu alloy sheet (b)

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖3可見：鋼側(cè)坡口表面未添加Al-Cu合金片(以下簡稱無Al-Cu合金片)和添加Al-Cu合金片(以下簡稱有Al-Cu合金片)的焊接接頭均具有典型的熔釬焊特征，接頭中未出現(xiàn)焊接氣孔、夾渣或未熔合等缺陷，兩側(cè)母材與焊縫之間均存在明顯的熔合線;根據(jù)組織特征接頭可分為鋼側(cè)熱影響區(qū)(HAZ1)、界面層(IZ)、焊縫區(qū)(WZ)和鋁側(cè)熱影響區(qū)(HAZ2)。

2.2 顯微組織與物相組成

由圖4可以看出：鋼側(cè)坡口表面未添加Al-Cu合金片時(shí)，在焊接接頭Q890鋼側(cè)中部區(qū)域(區(qū)域A)，鋼與焊縫之間存在由舌狀相和針狀相組成的厚度約18 μm的界面層，界面層中間還存在沿熔合線分布的微裂紋；在Q890鋼側(cè)中上部區(qū)域(區(qū)域B)，界面層厚度減小至9 μm，且界面層中未見明顯裂紋缺陷，在焊接過程中，激光-MIG復(fù)合熱源直接作用在中部區(qū)域，造成該區(qū)域的焊接熱輸入較大，從而導(dǎo)致該區(qū)域的界面層厚度增大、裂紋敏感性增加[11]。焊縫區(qū)(區(qū)域C)組織由尺寸均勻的細(xì)小等軸狀α-Al固溶體組成，鋼側(cè)熱影響區(qū)(區(qū)域D)由貝氏體和珠光體組成，鋁側(cè)熱影響區(qū)(區(qū)域E)由晶粒粗大的α-Al固溶體組成。

由圖5可知：鋼側(cè)坡口表面添加Al-Cu合金片后，焊接接頭中Q890鋼側(cè)界面層主要由舌狀相和細(xì)小絮狀相組成，厚度約為9 μm，界面層中未發(fā)現(xiàn)微裂紋存在，與無Al-Cu合金片的鋼側(cè)界面層相比，添加Al-Cu合金片后鋼側(cè)界面層的裂紋敏感性降低，組織得到改善；焊縫區(qū)由細(xì)小的等軸狀α-Al固溶體組成，鋼側(cè)熱影響區(qū)由貝氏體和珠光體組成，鋁側(cè)熱影響區(qū)由晶粒粗大的α-Al固溶體組成，均與未添加Al-Cu合金片時(shí)的相同。

圖4 無Al-Cu合金片焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructures of different regions in welded joint without Al-Cu alloy sheet: (a) overall morphology; (b) magnification of region A;(c) magnification of region B; (d) magnification of region C; (e) magnification of region D and (f) magnification of region E

圖5 有Al-Cu合金片焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.5 Microstructures of different regions in welded joint with Al-Cu alloy sheet: (a) interface layer; (b) weld zone;(c) heat affected zone on steel side and (d) heat affected zone on aluminum side

對有Al-Cu合金片和無Al-Cu合金片的焊接接頭界面層進(jìn)行元素線掃描，對界面層不同位置進(jìn)行EDS分析，線掃描和EDS分析位置如圖4(b)和圖5(b)所示。由圖6(a)可以看出：無Al-Cu合金片的焊接接頭中由Q890鋼至焊縫區(qū)域的鋁、鎂元素含量呈上升趨勢，而鐵元素含量呈降低趨勢，可知Q890鋼與焊縫之間存在鋁、鎂和鐵元素的互擴(kuò)散。結(jié)合Fe-Al二元相圖和表2的EDS分析結(jié)果可知，無Al-Cu合金片的焊接接頭中界面層的舌狀相和針狀相分別為Fe2Al5(位置A)和Fe4Al13(位置B)相，這些Fe-Al金屬間化合物屬于硬脆相，在外加應(yīng)力或焊接殘余應(yīng)力作用下容易萌生裂紋而成為接頭最薄弱區(qū)域[12]。由圖6(b)和表2可以看出：有Al-Cu合金片的焊接接頭中由Q890鋼至焊縫區(qū)域的鋁、鎂和鐵元素也存在互擴(kuò)散；銅原子置換Fe4Al13相中的鐵原子形成(Fe,Cu)4Al13相,抑制了該相的生長而形成細(xì)小絮狀，同時(shí)置換Fe2Al5相中的鐵原子形成(Fe,Cu)2Al5相。銅元素的加入抑制了Fe-Al金屬間化合物的生長[13]，從而減小了界面層厚度，同時(shí)銅原子的存在有助于抑制鐵原子向焊縫擴(kuò)散，改善Fe-Al金屬間化合物的組織特征和硬脆性，從而降低裂紋敏感性。

圖6 無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片焊接接頭界面層的元素線掃描結(jié)果Fig.6 Element linear scanning results of interface layer in welded joint without (a) and with (b) Al-Cu alloy sheet

圖7 無Al-Cu合金片焊接接頭界面層和有Al-Cu合金片焊接接頭焊縫區(qū)的XRD譜Fig.7 XRD patterns of interface layer in welded joint without Al-Cu alloy sheet (a-b) and of weld zone in welded joint with Al-Cu alloy sheet (c): (a) interface layer near heat affected zone on steel side and (b) interface layer near weld on steel side

表2 圖4(b)和圖5(b)中不同位置的EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù))

Table 2 EDS analysis results of different positions in Fig.4(b) and Fig.5(b) (atom)%

位置AlFeCuA76.5823.42B71.4228.58C76.7121.661.63D71.5927.291.12

由圖7可知：無Al-Cu合金片焊接接頭近鋼側(cè)熱影響區(qū)界面層的物相包括鐵、Fe2Al5和Fe4Al13相，近焊縫界面層的物相包括鋁、Fe4Al13和Fe2Al5相。結(jié)合EDS分析結(jié)果可知，無Al-Cu合金片焊接接頭界面層中近鋼側(cè)熱影響區(qū)的物相為Fe2Al5相，而近焊縫側(cè)為Fe4Al13相；有Al-Cu合金片焊接接頭焊縫區(qū)中除含有α-Al固溶體外，還存在因部分銅元素進(jìn)入焊縫而形成的強(qiáng)化相Al2Cu。

2.3 力學(xué)性能

由圖8可知：無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片的焊接接頭的硬度分布均很不均勻，界面層的硬度均最高，分別為393，334 HV，這主要與靠近鋼側(cè)熱影響區(qū)界面層中出現(xiàn)了硬脆Fe-Al金屬間化合物有關(guān)[14]；兩種焊接接頭中鋁側(cè)熱影響區(qū)的硬度均最低，這主要與該區(qū)域在焊接熱循環(huán)作用下形成了粗大的晶粒有關(guān)[15]。無Al-Cu合金片的焊接接頭中焊縫區(qū)平均硬度約為76 HV；鋼側(cè)熱影響區(qū)硬度分布不均勻，靠近界面層區(qū)域硬度相對較高，且在熱影響區(qū)中出現(xiàn)了硬度谷值(約252 HV)，這可能與熱影響區(qū)軟化有關(guān)[16]。有Al-Cu合金片的焊接接頭中焊縫區(qū)的平均硬度約為81 HV，比無Al-Cu合金片的高約5 HV，這與焊縫區(qū)形成了強(qiáng)化相Al2Cu有關(guān)；鋼側(cè)熱影響區(qū)也同樣存在因軟化而出現(xiàn)的硬度谷值，這是因?yàn)锳l-Cu合金片的加入并不會(huì)改變焊接熱輸入的大小[17]。

圖8 無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片焊接接頭的硬度分布曲線Fig.8 Hardness distribution curves of welded joints without (a) and with Al-Cu alloy sheet (b)

圖9 無Al-Cu合金片焊接接頭界面層的生長模型Fig.9 Growth model of interface layer of welded joint without Al-Cu alloy sheet: (1) 1st stage; (b) 2nd stage;(c) 3rd stage and (d) 4th stage

無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片的焊接接頭的拉伸斷裂位置均在界面層，平均抗拉強(qiáng)度分別為61，128 MPa。對比可知，添加Al-Cu合金片后焊接接頭的抗拉強(qiáng)度提高了109.8%，這主要與界面層中(Fe,Cu)4Al13相和(Fe,Cu)2Al5相的形成減小了界面層厚度，改善了界面層的組織結(jié)構(gòu)，降低了裂紋敏感性有關(guān)。

2.4 分析與討論

無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片的焊接接頭在拉伸過程中均在界面層處斷裂，表明含有Fe-Al金屬間化合物的界面層是焊接接頭最薄弱的部位，因此有必要對其生長機(jī)制進(jìn)行分析。由圖9可以看出：鋼側(cè)坡口表面未添加Al-Cu合金片時(shí)，在激光-MIG復(fù)合焊接過程的第1階段，鐵和鋁原子以不同速率向界面層擴(kuò)散，但是鐵原子向鋁液中的擴(kuò)散速率更快；在第2階段，鐵和鋁原子在界面層中達(dá)到一定濃度時(shí)相互反應(yīng)并形成生長動(dòng)力學(xué)系數(shù)較大的Fe2Al5相；在第3階段，F(xiàn)e2Al5相在界面處形成連續(xù)的金屬間化合物層，在界面層的阻礙作用下，鐵和鋁原子的擴(kuò)散速率減小，并在靠近液態(tài)焊縫側(cè)形成針狀Fe4Al13相，而在靠近鋼側(cè)熱影響區(qū)形成舌狀Fe2Al5相；在第4階段，鐵和鋁原子繼續(xù)擴(kuò)散，導(dǎo)致靠近焊縫的Fe4Al13相呈粗大針狀，而靠近鋼側(cè)熱影響區(qū)的Fe2Al5相呈寬大舌狀，同時(shí)在界面層中形成了裂紋缺陷。

由圖10可以看出：鋼側(cè)坡口表面添加Al-Cu合金片后，在激光-MIG焊接過程的第1階段，鐵、鋁和銅原子同時(shí)以不同速率向界面層擴(kuò)散，但由于鐵和銅原子具有相似的原子結(jié)構(gòu)，因此銅原子對鐵原子的擴(kuò)散具有抑制作用；在第2階段，在銅原子的抑制作用下，界面前沿鐵原子濃度比無Al-Cu合金片時(shí)的有所減小，并在近鋼側(cè)熱影響區(qū)的界面層中形成Fe2Al5相，而在近焊縫的界面層中形成Fe4Al13相；在第3階段，銅原子的加入抑制了具有擇優(yōu)生長方向的Fe4Al13相的生長，同時(shí)阻礙了鐵原子向焊縫側(cè)的進(jìn)一步擴(kuò)散，此時(shí)近焊縫的界面層中Fe4Al13相主要呈絮狀而非粗大針狀，而近鋼側(cè)熱影響區(qū)界面層中Fe2Al5相因鋁原子擴(kuò)散未受明顯影響而繼續(xù)長大呈舌狀；在第4階段，F(xiàn)e-Al金屬間化合物表面不斷富集銅原子而發(fā)生元素置換，界面層中的Fe-Al金屬間化合物演變?yōu)?Fe,Cu)4Al13相和(Fe,Cu)2Al5相，從而改善了界面層中金屬間化合物的硬脆性，降低了裂紋敏感性，使得焊接接頭的拉伸性能得到顯著改善。

圖10 有Al-Cu合金片焊接接頭界面層的生長模型Fig.10 Growth model of interface layer of welded joint with Al-Cu alloy sheet: (1) 1st stage; (b) 2nd stage; (c) 3rd stage and (d) 4th stage

3 結(jié) 論

(1) 無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片的激光-MIG復(fù)合焊接頭均具有典型的熔釬焊特征，接頭中未出現(xiàn)焊接氣孔、夾渣或未熔合等缺陷，焊接接頭均由鋼側(cè)熱影響區(qū)、界面層、焊縫區(qū)和鋁側(cè)熱影響區(qū)組成；無Al-Cu合金片的焊接接頭界面層由舌狀相Fe2Al5和粗大針狀相Fe4Al13組成，厚度約為18 μm，界面層中存在微裂紋；有Al-Cu合金片的焊接接頭界面層由舌狀相(Fe,Cu)2Al5和細(xì)小絮狀相(Fe,Cu)4Al13組成，厚度約為9 μm，界面層中未見明顯微裂紋，焊縫區(qū)、鋼側(cè)熱影響區(qū)和鋁側(cè)熱影響區(qū)的組織與無Al-Cu合金片時(shí)的相似。

(2) 無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片的焊接接頭的硬度分布很不均勻，界面層的硬度最高，最高硬度分別為393，334 HV，且有Al-Cu合金片的焊接接頭焊縫區(qū)的平均硬度比無Al-Cu合金片的高約5 HV，這與焊縫區(qū)形成了強(qiáng)化相Al2Cu有關(guān)；無Al-Cu合金片和有Al-Cu合金片的焊接接頭均在界面層處斷裂，有Al-Cu合金片的焊接接頭的抗拉強(qiáng)度約為128 MPa，比無Al-Cu合金片的提高了109.8%，這主要與界面層中(Fe,Cu)4Al13相和(Fe,Cu)2Al5相的形成減小了界面層厚度，改善了界面層的組織結(jié)構(gòu)，降低了裂紋敏感性有關(guān)。