激光功率對鋁/鋼激光對接熔釬焊接頭組織與性能的影響

周 勇,孫有平,2,3,何江美,李旺珍,謝梓文

(廣西科技大學1.機械與汽車工程學院,2.廣西土方機械協同創新中心,3.廣西汽車零部件與整車技術重點實驗室,柳州 545006)

0 引 言

隨著科學技術與經濟的發展,輕量化已成為汽車[1-2]、海洋船舶、高端裝備的主要發展方向[3-4]。鋁合金具有密度小、比強度高等優點,是輕量化的理想材料。在不降低性能的前提下,采用鋁合金/鋼混合結構是輕量化的有效手段之一,因此必須解決鋁合金與鋼的連接問題。焊接仍是當前首選的連接方法,但在焊接過程中,二者的冶金反應會導致一系列金屬間化合物(IMC)的產生,這些IMC具有較高的硬度和脆性,會造成接頭性能的降低[5]。激光焊接具有能量密度集中、熱影響區面積小、可達性好、焊接速度快、變形小等優點,可較好地實現異種金屬的焊接[6-7]。對于熔點差異巨大的待焊材料,對低熔點金屬進行熔化焊、高熔點金屬進行釬焊的熔釬焊是一種方便、可行、高效的方法[8]。CAO 等[9]研究了在搭接結構下銅箔和鎳箔以及激光功率對鋁/鋼激光熔釬焊接頭組織和性能的影響,發現加入銅箔和鎳箔可有效降低界面處IMC的厚度,并且在2.2 kW的激光功率下可得到性能較佳的接頭。韓靖[10]研究了搭接方式對鋁/鋼激光焊接頭性能的影響,發現鋼上鋁下結構比鋼下鋁上結構的接頭性能更好。吳永亮等[11]在對接形式下研究了Al-Cu合金片對鋁/鋼激光-熔化極惰性氣體保護焊復合接頭組織的影響,發現加入合金片可有效降低IMC 層的厚度,IMC層中的Fe2Al5和Fe4Al13相在銅元素的作用下轉變為(Fe,Cu)2Al5和(Fe,Cu)4Al13相。周惦武等[12]研究發現:采用鋁表面預置AlSi12Mg1.5合金粉,鋁/鋼中間層預置錫粉的方法對鋁上鋼下的結構進行激光焊接后,接頭力學性能比未預置粉末接頭的好;在鋁表面預置AlSi12Mg1.5合金粉提高了激光的吸收率,改善了焊縫表面成形質量,而在鋁/鋼中間預置錫粉則有效降低了IMC層的厚度,并生成了FeSn和Fe3Sn等新相。目前,有關鋁/鋼激光搭接熔釬焊的研究報道較多,而有關激光對接熔釬焊工藝的研究報道則相對較少,且采用鋁銅系焊絲作為釬料的報道更少。基于此,作者選擇Er2319鋁合金焊絲為釬料,對6061鋁合金和Q235A鍍鋅鋼異種金屬進行激光對接熔釬焊接,研究了激光功率對接頭成形質量、顯微組織和力學性能的影響,擬為鋁/鋼異種金屬焊接在工業上的廣泛應用提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

焊接用母材為6061鋁合金板和Q235A鍍鋅鋼板,其中6061鋁合金板的熱處理狀態為T6態,尺寸為100 mm×50 mm×2 mm,Q235A鍍鋅鋼板的鍍鋅量為60 g·m-2,尺寸為100 mm×50 mm×1 mm,二者的化學成分見表1。釬料為Er2319鋁合金焊絲,直徑為1.2 mm,化學成分如表2所示。采用的焊接方式為對接,母材不開坡口。焊接前用帶有鋼絲刷的角磨機對鋁合金板焊接處進行打磨,然后用酒精沖洗,烘干,以去除氧化層與油污;用酒精去除鍍鋅鋼板上的油污。經過上述焊前處理的母材在2 h內完成焊接。

表1 母材的化學成分Table 1 Chemical composition of base metals

表2 Er2319焊絲的化學成分Table 2 Chemical composition of Er2319 welding wire

在WFF3000型激光自動送絲焊接平臺上完成激光對接熔釬焊試驗,試驗平臺由YLS-3000K光纖激光器、光纖傳輸系統、激光焊接頭、六軸工業機器人、焊接夾具臺和冷水機組成。焊接時不保留焊接間隙,使用純度99.999%氬氣對熔池進行保護,正面采用激光同軸送氣,背面采用氣管直接送氣,保護氣體流量均為12 L·min-1。由于鋁合金板的激光反射率較高,因此激光向鋁合金板傾斜5°左右[13]。由于2塊板材的厚度不一致,為了使二者的中心線平行,在板材下方添加木墊板。以焊縫和激光所在平面為送絲平面,焊絲與激光的夾角約為60°,焊絲到達焊縫的位置為激光焦點的位置,激光焦點均偏置于鋁合金側0.2 mm 處,具體的焊接方法如圖1所示。焊接參數如下:焊接速度20 mm·s-1、送絲速度40 mm·s-1、離焦量0,激光功率分別為1.0,1.1,1.2,1.3,1.4 kW。

圖1 激光對接熔釬焊接方法示意Fig.1 Schematic of laser butt welding-brazing method

1.2 試驗方法

焊接完成后,采用線切割方法在接頭上垂直于焊縫方向切取金相試樣,經熱鑲嵌、打磨、拋光后,用凱勒試劑腐蝕鋁合金側30 s,用純凈水沖洗風干,再用體積分數4%的硝酸酒精溶液腐蝕鋼側15 s,用純凈水沖洗風干。用DMI3000M 型光學顯微鏡觀察接頭界面鋼板上表面、下表面和對接位置鋁合金側的顯微組織,具體位置如圖2所示。按照GB/T 228-2008,在接頭上以焊縫為中心垂直于焊縫方向切取拉伸試樣,試樣尺寸如圖3所示,在ETM105D型萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為0.5 mm·min-1,測3次取平均值。利用SIGMA 型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察接頭的微觀形貌,并利用其附帶的能譜儀(EDS)進行微區成分分析。

圖2 接頭顯微組織觀察位置示意Fig.2 Diagram of microstructure observation position of joint

圖3 拉伸試樣的尺寸Fig.3 Size of tensile specimen

2 試驗結果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖4可以看出,當激光功率為1.0 kW 時,由于激光能量偏低,只能熔化焊絲和部分母材,因此僅在表層形成焊接熔池,無法焊透整個母材。當激光功率為1.1～1.3 kW 時,均可形成無裂紋和氣孔的均勻連續焊接接頭。當激光功率為1.4 kW 時,由于激光功率過大,向熔池內輸送的能量過高,導致深熔焊接,焊道變窄,同時鋁合金的大量熔化造成熔池塌陷;能量過高導致部分鋼母材也發生熔化,界面處產生大量硬脆的IMC,造成焊接裂紋的產生;能量過高也會導致焊接時大量合金元素的蒸發燒損,焊接飛濺嚴重[14]。觀察發現,焊縫正面容易發生焊接飛濺,而背面一般均不會發生飛濺。當激光功率為1.1 kW 時,焊縫正面鋪展面積較大,背面鋪展面積較小,焊縫區較窄;當激光功率加大至1.2 kW 時正面和背面的鋪展面積接近。當激光功率加大至1.3 kW 時,焊道平滑,焊縫正面余高較低,出現下塌現象,鋪展面積較小,焊縫背面呈現水滴狀,說明整體的焊接能量偏高。接頭焊縫正面和背面的潤濕鋪展情況會影響接頭的性能,以焊縫正面和背面的焊道寬度差值來衡量整體潤濕鋪展性能,該差值越小,焊縫的整體潤濕鋪展性能越好[15]。由表3可以看出,隨著激光功率由1.1 kW 增大到1.3 kW,焊縫正面和背面焊道寬度差值先變小后變大,可知焊縫的整體潤濕鋪展性能呈先變好后變差的趨勢。

圖4 不同激光功率下焊縫正面和背面的外觀Fig.4 Appearance of weld front(a,c,e,g,i)and back(b,d,f,h,j)at different laser powers

表3 不同激光功率下焊道的平均寬度Table 3 Average width of weld bead at different laser powers

2.2 顯微組織

由圖5可以看出:當激光功率為1.1 kW 時,由于在焊接過程中鋼板一直處于固態,因此接頭界面處鋼側的組織與母材無明顯區別;界面處存在一層不均勻但連續的IMC層,呈現上層薄、中間厚、下層薄的狀態,鋼側IMC 層平滑且連續,而鋁合金側IMC層主要由一層稀薄的細小等軸晶層和大量細密的針狀晶構成;鋼板上表面鋁合金側焊縫組織由近界面的一層薄的細晶區以及遠離界面的細小枝晶和等軸晶構成;鋼板下表面鋁合金側焊縫組織則主要由破碎的水滴狀和針狀枝晶與等軸晶構成;對接位置鋁合金側焊縫組織主要由粗大的水滴狀枝晶和細小的等軸晶組成。

圖5 1.1 kW 激光功率下接頭界面處的顯微組織Fig.5 Microstructures of interface of joint at laser power of 1.1 kW:(a)overall interface;(b)amplification of upper surface of steel plate;(c)amplification of butt position and(d)amplification of lower surface of steel plate

由圖6可見,當激光功率達到1.2 k W 時,界面處的IMC層呈現上層薄、中間厚、下層薄的不均勻狀態。鋼板上表面鋁合金側焊縫的組織以等軸晶為主,鋼板下表面鋁合金側焊縫的組織包括由界面處向鋪展在鋼板表面的鋁合金焊縫內部生長的針狀枝晶以及遠離界面的等軸晶。對接位置鋁合金側焊縫的組織由少量的針狀晶和大量的等軸晶組成。

圖6 1.2 kW 激光功率下接頭界面處的顯微組織Fig.6 Microstructures of interface of joint at laser power of 1.2 kW:(a)overall interface;(b)amplification of upper surface of steel plate;(c)amplification of butt position and(d)amplification of lower surface of steel plate

由圖7可見,當激光功率為1.3 kW 時,接頭焊縫中存在氣孔缺陷,IMC形貌與1.1,1.2 kW 下相似。鋼板上表面鋁合金側焊縫組織以等軸晶為主,而下表面鋁合金側焊縫的針狀枝晶組織已經貫穿了鋪展在鋼板表面的鋁合金基體,等軸晶消失。對接位置鋁合金側焊縫組織主要為粗大的針狀枝晶,且其長度遠大于1.1,1.2 kW 下。

不同激光功率下接頭焊縫的主要組織為針狀枝晶和等軸晶。針狀枝晶的生長方向垂直于鋼板表面,主要原因是鋁合金具有較好的熱傳導性能,在垂直于鋼板方向具有較大的冷卻速率,晶粒會沿著散熱最快的方向生長。當激光功率過高(1.3 k W)時,熔池存在的時間變長,這為枝晶的生長創造了有利條件,因此焊縫中會形成貫穿枝晶。當激光功率為1.2 k W 時,熔池存在的時間較短,鋼板界面位置有較大的過冷度,而由于在焊接過程中進行了填絲處理,熔池中存在著一部分難熔的懸浮質點,而這些懸浮質點和熔池邊緣鋁合金側未熔化母材的晶粒等相界面可以降低臨界晶核的形核功[16],從而促進等軸晶的形成。

2.3 界面成分

由圖8可知,當激光功率為1.1 kW 時,接頭對接位置界面處的IMC層厚度最大,為20.76μm,鋼板上表面和下表面界面處的IMC 層厚度分別為4.48,6.00μm。鋼側IMC層邊緣平滑,而鋁合金側則呈鋸齒狀。

由圖9可知,當激光功率為1.2 kW時,接頭對接位置界面處的IMC層厚度最大,為16.7μm,鋼板上表面和下表面界面處的IMC 層厚度分別為3.70,3.13μm,其形貌與1.1 kW 激光功率下無明顯1區厚0別度μm。與鋁 以形/內鋼貌時異有,種 接關金[頭17屬-1會8的]。有接當較頭I佳性M能 的C主 力層要 學厚與 性度I能M控C

[19制]層;的在當IMC層與母材界面呈平滑狀態時,會降低連接界面的咬合面積,降低接頭力學性能,而若呈鋸齒狀態時,則可以增加連接界面的咬合面積,提高接頭力學性能。由圖10可以發現,在接頭對接位置界面處鋼中的鐵元素向鋁合金焊縫中產生了擴散。

圖10 1.2 kW 激光功率下接頭對接位置界面處的線掃描位置和結果Fig.10 Line scan position(a)and result(b)at interface of butt position of joint at laser power of 1.2 kW

由圖11和表4可知:接頭位置1處的鋁含量很高,推斷其物相為α-Al相,主要由鋁合金母材和焊絲熔化形成;根據位置2的EDS分析結果以及鋸齒狀形貌[20-21],推斷其為θ-Fe4Al13相;經過鐵、鋁原子比例的計算,推斷出位置3的物相為η-Fe2Al5相,位置4 為FeAl和FeAl2的混合相,位置5 則為α-Fe相。研究[22-23]發現,在鋁/鋼界面層的形成過程中,液態的鋁液接觸到固態的鋼材表面后,鋁原子開始向鋼中擴散,一般會優先形成η-Fe2Al5相,然后覆蓋在鋼表面;但是在該試驗中最靠近鋼側的IMC層中傾向于形成FeAl、FeAl2這2種化合物,這是由焊接過程中熔池浸潤時間以及焊接時的熔池溫度決定的。當溫度為700℃、浸潤時間為2～30 s時,鋼與鋁合金之間的IMC層主要為Fe4Al13,而當溫度達到800℃、浸潤時間為2 s時,在Fe4Al13相與鋼之間會產生介穩相FeAl2[24],之后FeAl2又將轉變為Fe2Al5與FeAl[25]。隨著熱源的離去,在FeAl和FeAl2相的界面上開始生成η-Fe2Al5相,η-Fe2Al5相具有阻礙鋼與鋁合金間原子擴散的作用[26];此時的鋁液繼續與暴露的固態η-Fe2Al5相界面發生反應,生成θ-Fe4Al13相,直至熱源完全離去。

圖11 1.2 kW 激光功率下接頭對接位置界面處的EDS分析位置Fig.11 EDSanalysis positions at interface of butt position of joint at laser power of 1.2 kW

表4 圖11中不同位置的EDS分析結果Table 4 EDSanalysis results of different positions shown in Fig.11

2.4 拉伸性能與斷口形貌

當激光功率低于1.1 kW 時,由于激光功率過低,無法形成有效接頭,此時拉伸性能很差,因此無法獲取相應的試驗數據;當激光功率高于1.3 kW時,接頭內產生較大的焊接裂紋,在切取試樣時接頭產生了斷裂,因此也無法獲取有效數據。當激光功率為1.1,1.2,1.3 k W 時,接頭的抗拉強度分別為97.54,107.42,69.87 MPa,可見抗拉強度隨著焊接功率的增加呈先升后降的趨勢。1.2 kW 激光功率下接頭焊道正面和背面的潤濕鋪展性能最佳,成形質量最好,界面處的IMC層厚度最小,因此接頭的拉伸性能最佳。

拉伸時1.1,1.2,1.3 kW 激光功率下的試樣均斷裂于接頭對接位置以及鋪展在鋼板上的鋁合金處,如圖12所示。

圖12 1.2 kW 激光功率下接頭的拉伸斷裂位置Fig.12 Fracture position of joint at laser power of 1.2 kW after tension

由圖13可以發現,1.1,1.2 k W 激光功率下接頭的斷裂類型均為韌脆混合斷裂。在接頭鋼板上表面鋪展的鋁合金撕斷處的斷口中存在大小不一、深度不一的韌窩,斷裂類型為典型的韌性斷裂,但是對接界面處的斷口為平滑的臺階狀斷裂平面,斷裂類型為典型的解理斷裂。

3 結 論

(1) 以Er2319焊絲為釬料對6061鋁合金和Q235A鍍鋅鋼進行激光對接熔釬焊后,當激光功率在1.1～1.3 kW 時,二者之間均可形成有效連接,且當激光功率為1.2 k W 時,接頭成形質量最好,焊縫中無明顯的氣孔、裂紋等缺陷。

(2) 在1.1,1.2 kW 激光功率下接頭焊縫區的組織為細小的等軸晶和破碎的水滴狀枝晶,1.3 kW 激光功率下主要為粗大的針狀晶組織;1.2 k W 激光功率下接頭界面處的IMC層厚度小于1.1 kW 激光功率下,且鋼板上下表面界面處的IMC 層厚度在10μm 以內,鋁合金側界面處生成鋸齒狀Fe4Al13相,鋼側界面處為平滑狀Fe2Al5相。

(3) 隨著激光功率的增加,接頭的抗拉強度先增大后減小,當激光功率為1.2 kW 時,接頭的抗拉強度最大,為107.42 MPa,接頭在對接位置以及鋪展在鋼板上的鋁合金處斷裂,斷裂類型為韌脆混合斷裂,其中對接位置發生解理斷裂,而在鋼板表面鋪展的鋁合金處發生韌性斷裂。