5083鋁合金/E36鋼熔釬焊接頭組織及力學(xué)性能

郭柏征， 閆德俊， 董紅剛

(1.大連理工大學(xué)，遼寧 大連 116024；2.中船黃埔文沖船舶有限公司，廣東省艦船先進(jìn)焊接技術(shù)企業(yè)重點(diǎn)實驗室，廣州 510715)

0 前言

熔釬焊方法是使用電弧、電子束或激光束作為熱源，通過控制熱輸入，實現(xiàn)低熔點(diǎn)側(cè)金屬熔焊連接、高熔點(diǎn)側(cè)金屬釬焊連接的新型焊接方法。熔釬焊兼具熔焊和釬焊的優(yōu)點(diǎn)，能有效控制接頭中金屬間化合物的生成，實現(xiàn)異種金屬之間的優(yōu)質(zhì)高效連接[10]。Xue等人[11]使用激光-MIG復(fù)合焊實現(xiàn)了2 mm厚的鋁/鋼熔釬焊，研究發(fā)現(xiàn)焊縫金屬在鋼側(cè)正面與背面的鋪展寬度和金屬間化合物層的厚度隨著焊接熱輸入的增加而增大，同時金屬間化合物的形態(tài)也會隨著熱輸入改變而發(fā)生改變。去掉余高的接頭最大抗拉強(qiáng)度可達(dá)200MPa，拉伸斷裂發(fā)生在鋁側(cè)熱影響區(qū)。Ye等人[12]采用MIG-TIG雙面焊實現(xiàn)了3 mm厚不開坡口的鋁/鋼熔釬焊。相比單一MIG焊，采用MIG-TIG雙面焊可以在更小的熱輸入下得到更好的雙面成形接頭，同時鋼側(cè)界面處Fe2Al5金屬間化合物層的厚度僅為2.03 μm。采用MIG-TIG雙面焊的接頭抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)148 MPa，是傳統(tǒng)MIG焊接頭抗拉強(qiáng)度的2.5倍。此外，Li等人[13]研究了I形、Y形和半V形三種鋼側(cè)坡口對2 mm厚的鋁/鋼激光熔釬焊接頭的影響。研究發(fā)現(xiàn)采用半V形坡口時，接頭具有較好的焊縫金屬鋪展性、最大的界面結(jié)合面積以及適當(dāng)?shù)慕饘匍g化合物分布，所得接頭抗拉強(qiáng)度最高。目前大多數(shù)研究集中在鋁/鋼薄板熔釬焊接頭組織與性能方面，而對于4 mm中厚板鋁/鋼對接接頭一次焊接成形的研究卻鮮有報道。文中以4 mm厚5083鋁合金/E36鋼熔釬焊對接接頭為對象，探究在預(yù)熱條件下不同焊接電流對接頭宏觀形貌、金屬間化合物層以及力學(xué)性能的影響。

1 試驗方法

焊接母材為船用5083鋁合金板與E36鋼板，其化學(xué)成分見表1。待焊母材尺寸均為150 mm×50 mm×4 mm，分別在鋁合金板與鋼板待焊側(cè)開30°坡口。焊接試驗前使用240號砂紙對待焊部位進(jìn)行打磨，用酒精溶液擦拭以除去油污，然后吹干待用。填充焊絲采用直徑2 mm的Zn-Al22藥芯焊絲，藥芯成分為65%質(zhì)量分?jǐn)?shù)的KAlF4與35%質(zhì)量分?jǐn)?shù)的K3AlF6。

表1 母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

焊接設(shè)備為NEWWAY VPTIG-300鎢極氬弧焊機(jī)，保護(hù)氣為99.99%高純氬氣，流量為20 L/min。工件放置在開有5 mm×1 mm成形槽的銅墊板上。由于鋁和鋼的熱膨脹系數(shù)分別為23.8×10-6K-1和12×10-6K-1，導(dǎo)致鋁/鋼異種金屬在弧焊過程中，接頭易產(chǎn)生變形。設(shè)置對接間隙既可以補(bǔ)償接頭變形所需的空間，又能改善焊縫金屬在鋼表面(尤其是背部)的鋪展。通過前期大量試驗表明，1.5 mm對接間隙不僅能避免接頭嚴(yán)重變形，而且能保證焊縫金屬在鋼表面順利鋪展。焊接過程中鎢極尖端對準(zhǔn)鋼側(cè)坡口下邊緣。焊前使用加熱板對5083鋁合金板和E36鋼板進(jìn)行預(yù)熱，預(yù)熱溫度為150 ℃。

焊后采用電子探針(EPMA，JXA-8350F Plus，JEOL)和掃描電鏡(SEM，Zeiss SUPRA55)對焊接接頭的微觀組織和斷口形貌進(jìn)行觀察分析。采用線切割的方法沿垂直于焊縫方向切取尺寸為100 mm×10 mm×4 mm的拉伸試樣，采用萬能拉伸試驗機(jī)(DNS-100)對試樣進(jìn)行拉伸測試，拉伸速率為1 mm/min。

2 試驗結(jié)果

2.1 宏觀形貌

圖1為焊接電流從100 A增加到130 A時的接頭橫截面形貌。從圖中可以看出，隨著焊接電流增加，鋁合金熔化量逐漸增多，熔合區(qū)寬度逐漸增大，甚至超過3 mm。鋼側(cè)釬焊接頭的正面與背部成形逐漸得到改善，焊縫金屬在鋼側(cè)正面與背部的潤濕鋪展寬度逐漸增大。焊接電流為130 A時出現(xiàn)圖1d白色箭頭所示的焊縫下塌現(xiàn)象。分析認(rèn)為，在焊接過程中，由于預(yù)熱導(dǎo)致鋼板與鋁合金板的初始溫度升高，促使液態(tài)的焊縫金屬在鋼側(cè)的鋪展性得到提升，鋁合金熔體在E36鋼板表面的鋪展性得以改善。隨著焊接電流進(jìn)一步升高，電弧壓力以及熔滴沖擊力增加，鋁合金熔化量過大，熔池更易下塌。此外，隨著焊接電流的增加，焊縫中氣孔數(shù)量及尺寸也逐步增加。這是因為當(dāng)焊接電流增大時，焊縫金屬過熱程度增加，熔池后方焊縫金屬高溫停留時間也隨之延長，使得更多氫氣或水蒸氣進(jìn)入焊縫。當(dāng)焊縫金屬冷卻時，氣體來不及完全逸出，殘留在焊縫中形成氣孔。

圖1 5083鋁合金/E36鋼對接接頭橫截面形貌

2.2 典型接頭微觀組織

圖2為焊接電流為110 A時鋁/鋼熔釬焊接頭微觀組織，表2所示為圖2中標(biāo)注位置的定量分析結(jié)果。為表述方便，根據(jù)電弧作用位置不同將鋼側(cè)界面進(jìn)行分區(qū)，如圖1b所示，鋼側(cè)坡口頂部為A區(qū)，鋼側(cè)坡口底部為B區(qū)，焊縫中心為C區(qū)。

圖2 5083鋁合金/E36鋼對接接頭微觀組織形貌

表2 圖2中標(biāo)注位置的定量分析結(jié)果

由圖2a可知，A區(qū)中鋼側(cè)界面呈明顯的分層特征，即靠近鋼側(cè)的白色區(qū)域I區(qū)和靠近焊縫的灰色區(qū)域II區(qū)。將圖2a的I區(qū)與II區(qū)進(jìn)一步放大如圖2d，2e所示，I區(qū)主要是由白色的Γ1與δ-FeZn10混合相(點(diǎn)1)和淺灰色的δ-FeZn10與Fe基固溶體混合相(點(diǎn)2)組成。II區(qū)主要由深灰色柱狀相(點(diǎn)3)組成，其成分組成為68Al-27Fe-5Zn(原子分?jǐn)?shù)，%)，可能為η-Fe2Al5Znx金屬間化合物。Tan等人[14]使用Zn基焊絲制備鋁/鋼熔釬焊接頭時也發(fā)現(xiàn)了同樣現(xiàn)象。在η-Fe2Al5Znx層靠近焊縫處生成一層顏色更深的化合物(點(diǎn)4)，其成分為71Al-23Fe-6Zn(原子分?jǐn)?shù)，%)，推斷其可能為Fe4Al13相。在圖2e中，發(fā)現(xiàn)在η-Fe2Al5Znx層中晶界處生成少量條帶狀白色相(點(diǎn)5)，通過成分分析發(fā)現(xiàn)其為8Al-6Fe-86Zn(原子分?jǐn)?shù)，%)，根據(jù)Al-Fe-Zn三元相圖，可能為δ-FeZn10相。δ-FeZn10相分散在η-Fe2Al5Znx層中，這種現(xiàn)象在Tan[14]和Yang等人[15]的研究中也有報道。焊縫主要由灰白色的網(wǎng)狀相(點(diǎn)6)與深灰色塊狀相(點(diǎn)7)組成，可能分別為η-Zn基固溶體和Al基固溶體，這與Yang等人[16]研究結(jié)果相似。文中所用焊絲為鋅基藥芯焊絲Zn-Al22，因此在鋼側(cè)釬焊界面發(fā)生的冶金反應(yīng)與熱鍍鋅過程相似。根據(jù)熱鍍鋅的Zn-擴(kuò)散模型[17]，焊縫金屬中的Zn會穿過Fe-Al金屬間化合物層從而擴(kuò)散到鋼板母材，因此Fe-Zn金屬間化合物會在η-Fe2Al5Znx金屬間化合物中以及鋼側(cè)界面處形成[15]。B區(qū)微觀組織如圖2b所示，附著在鋼側(cè)界面的深灰色相(點(diǎn)8)及焊縫中的條狀相(點(diǎn)9)均為η-Fe2Al5Znx，說明在B區(qū)發(fā)生了界面層金屬間化合物脫落。C區(qū)焊縫微觀組織如圖2c所示，焊縫中除η-Zn基固溶體和Al基固溶體之外還分布著少量條狀η-Fe2Al5Znx深灰色相(點(diǎn)10)。

2.3 焊接電流對接頭金屬間化合物的影響

不同焊接電流下鋼側(cè)坡口不同位置的金屬間化合物層如圖3所示。當(dāng)焊接電流為100 A時，坡口頂部和中部的η-Fe2Al5Znx層剝落，坡口底部η-Fe2Al5Znx層厚度達(dá)到10 μm。當(dāng)焊接電流為110 A時，坡口頂部生成厚達(dá)30 μm的η-Fe2Al5Znx層，并且η-Fe2Al5Znx層中分布的白色δ-FeZn10相增多，坡口中部和底部的η-Fe2Al5Znx層由于發(fā)生剝落導(dǎo)致其厚度較焊接電流為100 A時更薄。當(dāng)焊接電流為120 A時，坡口頂部、中部和底部的η-Fe2Al5Znx層均超過30 μm，且開始出現(xiàn)裂紋；坡口中部和底部在η-Fe2Al5Znx層和鋼基體界面之間生成連續(xù)的Fe-Zn金屬間化合物層，并有裂紋產(chǎn)生。當(dāng)焊接電流為130 A時，鋼側(cè)坡口頂部鋼基體與η-Fe2Al5Znx層之間出現(xiàn)連續(xù)的Fe-Zn金屬間化合物層，并存在裂紋。出現(xiàn)上述現(xiàn)象的原因是當(dāng)焊接電流增大時，焊縫溫度升高，鋼基體中Fe的擴(kuò)散隨之增加，其與焊縫金屬中的Al和Zn反應(yīng)生成η-Fe2Al5Znx和Fe-Zn金屬間化合物增多。同時由于電弧位置對準(zhǔn)鋼側(cè)下邊緣，導(dǎo)致焊接過程中鋼側(cè)坡口底部溫度最高，除了焊接電流為110 A時坡口底部出現(xiàn)η-Fe2Al5Znx層剝落，其余接頭坡口底部的η-Fe2Al5Znx層厚度相比頂部和中部更大。當(dāng)焊接電流超過120 A時，在較大內(nèi)應(yīng)力作用下η-Fe2Al5Znx層和連續(xù)的Fe-Zn金屬間化合物層出現(xiàn)裂紋。

圖3 不同焊接電流下鋼側(cè)坡口不同位置界面微觀組織

2.4 力學(xué)性能與斷口分析

不同焊接電流下接頭抗拉強(qiáng)度如圖4所示。焊接電流為100 A，接頭抗拉強(qiáng)度為95 MPa；焊接電流升高到110 A時，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值120 MPa；隨著焊接電流繼續(xù)升高，接頭抗拉強(qiáng)度逐漸減小，當(dāng)焊接電流為120 A和130 A時，接頭抗拉強(qiáng)度分別為100 MPa和96 MPa。當(dāng)焊接電流為110 A時，接頭抗拉強(qiáng)度最大，達(dá)到120 MPa。

不同焊接電流下，接頭斷裂路徑如圖5所示,斷口形貌如圖6所示。接頭斷裂路徑主要有兩種形式。第一種為焊接電流100 A時，接頭沿著鋼側(cè)上表面及坡口釬焊界面和焊縫處發(fā)生斷裂。圖6a為焊接電流100 A時鋼側(cè)接頭上表面(I區(qū))，可以看出斷裂發(fā)生于鋼側(cè)基體與η-Fe2Al5Znx層界面。圖6d為II區(qū)斷口形貌，脆性斷裂發(fā)生在η-Fe2Al5Znx層與鋼基體之間。第二種為焊接電流大于100 A時，斷裂發(fā)生于鋼側(cè)坡口釬焊界面，并沿著界面穿過焊縫金屬。由圖6b，6c可知，III區(qū)與IV區(qū)斷裂發(fā)生于η-Fe2Al5Znx金屬間化合物層之間，為脆性斷裂。圖6f為焊縫斷口形貌，其中可見明顯韌窩，為韌性斷裂。

圖4 不同焊接電流下的接頭抗拉強(qiáng)度

根據(jù)上述結(jié)果，焊接電流為110 A時接頭抗拉強(qiáng)度最大，主要原因為：①焊接電流為110 A時，鋼側(cè)坡口中部和底部的η-Fe2Al5Znx層向焊縫剝落而導(dǎo)致厚度較薄，雖然鋼側(cè)坡口頂部η-Fe2Al5Znx層較厚，但是η-Fe2Al5Znx層中存在分散的δ-FeZn10金屬間化合物，提高了其抗拉強(qiáng)度。據(jù)Yang等人[15]研究發(fā)現(xiàn)，δ-FeZn10與η-Fe2Al5Znx的納米硬度分別為3.08 GPa與11.17 GPa，因此分散在層狀η-Fe2Al5Znx金屬間化合物中較軟的δ-FeZn10會起到緩解應(yīng)力集中、抑制裂紋擴(kuò)展的作用。②當(dāng)焊接電流為110 A時，液態(tài)焊縫金屬在鋼側(cè)上表面與下表面均鋪展良好，焊縫成形好，焊縫中氣孔較少。

圖5 接頭斷裂路徑

圖6 斷口形貌

3 結(jié)論

文中研究了在150 ℃預(yù)熱溫度下，焊接電流對5083鋁合金/E36鋼熔釬焊接頭成形、界面金屬間化合物層以及抗拉強(qiáng)度的影響。

(1)實現(xiàn)了4 mm厚5083鋁合金與E36鋼的熔釬焊焊接。當(dāng)焊接電流為110 A時，由于焊縫成形良好、鋼側(cè)η-Fe2Al5Znx層較薄以及在η-Fe2Al5Znx層中分布著抑制裂紋擴(kuò)展的δ-FeZn10相，接頭抗拉強(qiáng)度最大，達(dá)120 MPa。

(2)在鋼側(cè)釬焊界面存在兩種形式的Fe-Zn金屬間化合物，一種為分散在η-Fe2Al5Znx層中的δ-FeZn10相；另一種為焊接電流達(dá)到120 A后出現(xiàn)在鋼板基體與η-Fe2Al5Znx層之間的連續(xù)的由Γ1相與δ-FeZn10混合相組成的金屬間化合物層。