鋼/鋁異種金屬雙熔池TIG熔釬焊接頭的顯微組織與力學性能

陳樹海，馬 柯,，黃繼華，夏 軍，張 華，趙興科

(1. 北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；2. 廣州市特種承壓設(shè)備檢測研究院，廣州 510100)

鋼/鋁異種金屬雙熔池TIG熔釬焊接頭的顯微組織與力學性能

陳樹海1，馬 柯1,2，黃繼華1，夏 軍1，張 華1，趙興科1

(1. 北京科技大學 材料科學與工程學院，北京 100083；2. 廣州市特種承壓設(shè)備檢測研究院，廣州 510100)

采用電弧加熱鍍鋅鋼板，通過熱傳導使鋁合金熔化，形成兩個互不接觸的熔池，實現(xiàn)鋼/鋁異種金屬搭接熔釬焊；利用掃描電鏡(SEM)與能譜(EDS)對連接界面的微觀組織進行觀察與分析。結(jié)果表明：在連接界面形成兩種金屬間化合物，一種為接近鋁合金母材呈針狀或絮狀的 FeAl3，另一種為接近鋼呈舌狀或條狀的 Fe2Al5；反應(yīng)層FeAl3的厚度在連接界面上的分布大致均勻；而反應(yīng)層Fe2Al5的厚度從焊縫中心向兩側(cè)逐漸變??；隨著焊接線能量的升高，接頭的承載能力呈先增大而后減小的趨勢，最高承載能力可達 177.2 N/mm，為鋁合金母材強度的84%。

TIG熔釬焊；鋼/鋁異種金屬；金屬間化合物；原子擴散

世界各國都在致力于汽車輕量化技術(shù)的研究，以應(yīng)對當前嚴峻的能源和環(huán)境壓力。鋼/鋁異種金屬的復合結(jié)構(gòu)能夠同時滿足輕量化和結(jié)構(gòu)性能的雙重要求，受到人們的廣泛關(guān)注[1?2]。釬焊、擴散焊和摩擦焊等方法雖然能夠?qū)崿F(xiàn)鋼/鋁異種金屬的焊接，但是受到了接頭形式或者真空環(huán)境的限制，特別是這些方法的柔性差，很難實現(xiàn)汽車工藝制造中拼焊板的焊接[3]。

近年來出現(xiàn)的熔釬焊的方法特別適合鋼/鋁等熔點相差較大的異種金屬之間的焊接[4]。利用該方法，可在焊接過程中將鋼始終保持為固態(tài)，而使鋁合金處于熔化狀態(tài)，即焊縫鋼一側(cè)為釬焊接頭，鋁合金一側(cè)為熔焊接頭。采用激光作為熔釬焊熱源，可以得到較高質(zhì)量的焊接接頭[5?6]，但是激光設(shè)備昂貴、操作復雜，在應(yīng)用過程中受到了很大的限制。相對于激光熔釬焊，鎢極氬弧焊(TIG)熔釬焊具有設(shè)備簡單、易于實現(xiàn)和成本低等優(yōu)點，是熔釬焊最重要的熱源之一[7]。在鋼/鋁異種合金焊接的過程中，連接界面處極易形成脆性的金屬間化合物(IMC)，是導致接頭力學性能快速下降的主要原因[4,7?9]。國內(nèi)外研究多集中在改善工藝參數(shù)方面，對鋼/鋁界面行為的研究較少，且不充分[10?11]。因此，研究界面附近的微觀組織特征及金屬間化合物的成長過程具有重要意義。

本文作者采用專門的工裝設(shè)計，將鍍鋅板置于鋁合金上方，通過TIG電弧加熱鍍鋅板，形成兩個互不接觸的熔池，實現(xiàn)鋁合金與鍍鋅鋼板的有效連接，即雙熔池鋼/鋁異種金屬TIG熔釬焊，并對該方法的焊接工藝和接頭承載能力進行了試驗研究，深入探討界面金屬間化合物及其成長機理。

1 實驗

試驗采用的母材為 100 mm×80 mm×1 mm厚5052鋁合金和鍍鋅鋼板，其化學成分如表1所列。

鍍鋅鋼板焊前采用丙酮清洗表面油污及雜質(zhì)；5052鋁合金依次進行堿洗、酸洗后烘干。試驗選用NOCOLOK釬劑配制酒精溶液，焊前將其均勻地涂抹在鋁合金表面，待干燥后立即進行焊接試驗。焊接電流為 70～120 A，焊速為 4～8 mm/s。焊接原理如圖1所示。

焊后試樣采用線切割的方法沿焊縫橫截面制成規(guī)格為15 mm×7 mm的試樣。采用4%(體積分數(shù))硝酸酒精和柯勒溶劑對鋼和鋁進行分別腐蝕。利用金相顯微鏡和掃描電鏡(SEM)觀察鋁/鋼TIG熔釬焊接頭組織形貌以及界面金屬間化合物，并進行能譜打點(Spot analysis)和線掃描(Line scanning analysis)觀察和分析，拉伸實驗在INSTRON?5569 萬能材料實驗機上進行，拉升速度為1.0 mm/min，采集頻率每秒5個點。

表1 試驗材料的化學成分Table 1 Chemical composition of experimental materials(mass fraction, %)

圖1 雙熔池TIG熔釬焊焊接過程示意圖Fig.1 Schematic illustration of TIG welding-brazing with dual weld pools

2 結(jié)果與分析

2.1 鋼/鋁異種金屬熔釬焊的界面組織

圖2 不同熱輸入條件下TIG熔釬焊焊縫截面的宏觀形貌Fig.2 Macrostructures of cross-section of steel/aluminum dissimilar metals joint by TIG welding-brazing under different heat inputs (FZ: fusion zone; HAZ: heat-affected zone): (a) 90 A, 6.0 mm/s; (b) 90 A, 4.0 mm/s

圖2所示為不同熱輸入條件下焊縫的宏觀截面形貌。從圖2可以看出，在焊接過程中，上部的鍍鋅鋼板和下部的鋁合金分別形成兩個互不接觸的熔池，避免了兩種金屬液相的混合，有效地抑制了金屬間化合物形成。當熱輸入較低時，鋼與鋁的熔化區(qū)域均較小，在接近連接界面處，鋁合金內(nèi)出現(xiàn)了空洞等缺陷(見圖2(a))。這主要是由于較低的熱輸入導致連接界面處溫度低，鋁合金熔液流動不充分，釬劑的反應(yīng)產(chǎn)物未完全揮發(fā)而混入鋁合金熔池。所以，為了減小接頭的內(nèi)部缺陷，應(yīng)該適當提高熱輸入。圖2(b)所示為較高熱輸入條件下的接頭宏觀截面，可明顯看出鋁合金熔池內(nèi)部的缺陷消失，焊縫成形良好。

圖3 鋼/鋁TIG熔釬焊界面微觀組織Fig.3 Interfacial microstructures of cross-section by steel/Al welding-brazing at different areas shown in Fig.2(b): (a) AreaⅠ; (b) Area Ⅱ; (c) Area Ⅲ

為進一步分析界面微觀組織的分布，分別對圖2(b)中Ⅰ、Ⅱ和Ⅲ所示的區(qū)域進行微觀組織觀察，其微觀組織形貌如圖3所示。由圖3可以發(fā)現(xiàn)，在鋁合金與鍍鋅鋼之間，生成厚度為5～15 μm的金屬間化合物過渡層，分析發(fā)現(xiàn)，化合物層包含金屬間化合物IMC-Ⅰ與 IMC-Ⅱ兩層?？拷X合金一側(cè)，IMC-Ⅰ呈針狀或絮狀向鋁合金方向生長，厚度為2～3 μm，在結(jié)合面各個區(qū)域的厚度差別不大；靠近鍍鋅鋼一側(cè)的IMC-Ⅱ以舌狀或條狀向鍍鋅鋼一側(cè)生長。與 IMC-Ⅰ相比，IMC-Ⅱ的厚度在結(jié)合面各個區(qū)域的差別較大，焊縫中心結(jié)合面(圖2(b)中Ⅰ處)為12～15 μm，以中心為界向兩側(cè)厚度均勻下降，圖2(b)中Ⅱ處的厚度為5～7 μm，再到鋁合金熔化區(qū)域邊緣(圖2(b)中Ⅲ處)，厚度下降為 2～3 μm。

2.2 界面元素分布及物相分析

為了進一步確定界面微觀組織的物相，對界面顯微組織進行線掃描，結(jié)果如圖4所示。對化合物層作線掃描分析發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e元素含量垂直于結(jié)合面方向從鍍鋅鋼向鋁合金一側(cè)下降，而Al元素含量則上升，在金屬間化合物層IMC-Ⅱ處，元素含量曲線出現(xiàn)平臺，基本保持不變，說明化合物層IMC-Ⅱ為單一穩(wěn)定的化合物。在IMC-Ⅰ處曲線沒有出現(xiàn)明顯的平臺，這可能是因為IMC-Ⅰ的厚度比較薄，且可能與IMC-Ⅰ針狀或絮狀的形態(tài)有關(guān)。為了確定各反應(yīng)層中的元素比例，對圖4(b)中的各點進行EDS能譜分析，其結(jié)果如表2所列。根據(jù)表2中EDS結(jié)果顯示IMC-Ⅰ(C區(qū))中Al、Fe摩爾比接近1:3，IMC-Ⅱ(B區(qū))中Al、Fe摩爾比接近2:5，結(jié)合文獻[12?13]可知，IMC-Ⅰ為FeAl3，IMC-Ⅱ為Fe2Al5。A區(qū)為固溶少量Al元素的鍍鋅鋼基體，而D區(qū)為鋁合金基體。組織中只發(fā)現(xiàn)微量Zn元素的存在，這是由于Zn的沸點較低(907 ℃)，在焊接過程中大量揮發(fā)。

圖4 界面的顯微組織及線掃描Fig.4 Microstructure(a) and line scanning(b) of interface

表2 界面處不同區(qū)域的成分Table 2 Compositions of different areas of interface

2.3 接頭的力學性能

在對搭接接頭進行抗拉強度測試的過程中，焊縫區(qū)域會發(fā)生扭轉(zhuǎn)，應(yīng)力狀態(tài)較為復雜，且斷裂位置可能沿結(jié)合面，也可能斷裂發(fā)生在鋁合金或鍍鋅鋼內(nèi)，無法單獨采用剪切強度或者抗拉強度評價接頭性能。所以，本文作者提出采用單位長度的最大載荷，即試樣斷裂前承受的最大拉力與焊縫長度之商來表征搭接接頭的承載能力，即

式中：Tp為單位長度的最大載荷，N/mm；F為試樣斷裂前承受的最大拉力，N；L為焊縫長度，mm。

圖5所示為線能量對接頭最大承載能力的影響。由圖5可以發(fā)現(xiàn)，接頭的承載能力隨著線能量的增加呈現(xiàn)先增加而后下降的趨勢。在較低的線能量條件下，結(jié)合面處溫度較低，鋁合金熔化量少，Al和Fe原子的擴散不夠充分，且在某些區(qū)域，液態(tài)鋁對固態(tài)鋼未形成有效的潤濕，未能形成可靠連接，這一點在前面的接頭宏觀截面形貌當中已經(jīng)得到確認。隨著線能量的增加，鋁合金的熔化量加大，流動性增強，結(jié)合面處未有效潤濕的區(qū)域不斷減少，而且Al和Fe原子充分擴散，形成了一定厚度的金屬間化合物層，形成有效的連接。當線能量為244 J/mm時，接頭的承載能力達到最高值，可達177.2 N/mm。若線能量過大，鋁合金大量熔化，而鋼在鋁合金熔液中劇烈溶解，同時，Al原子在鍍鋅板中的快速擴散，使得脆性金屬間化合物厚度急劇增加，甚至產(chǎn)生大量的裂紋，導致接頭的承載能力急劇下降。當上層鍍鋅板熔穿時，下層的鋁合金由于汽化甚至會發(fā)生劇烈飛濺。

圖5 線能量對接頭最大承載能力的影響Fig.5 Effect of line energy on maximum load ability of joint

3 討論

TIG熔釬焊過程中，電弧加熱鍍鋅板上表面，在熱傳導的作用下，下部的鋁合金發(fā)生熔化。而鍍鋅鋼板上的鍍鋅層除絕大部分揮發(fā)外，僅有小部分混入鋁合金熔池。根據(jù)Fe-Al相圖，F(xiàn)e原子在固相Al中的溶解度幾乎為 0，而在液態(tài)鋁中的溶解度隨著溫度的升高急劇加大。在焊接過程中，鍍鋅鋼下表面直接與液態(tài)鋁合金熔液接觸，F(xiàn)e原子不斷溶于鋁合金熔液中，當界面附近液相區(qū)域的Fe原子濃度達到飽和時，首先在界面處結(jié)晶析出形成自由能最低的 FeAl3[14?15](見圖6(a))。FeAl3沿結(jié)合面方向擴展，形成化合物層IMC-Ⅰ，并在一定度上阻斷了 Fe原子繼續(xù)向鋁合金熔液中溶解。Al原子體積較小，能通過 IMC-Ⅰ向鍍鋅鋼基體內(nèi)擴散，使得IMC-Ⅰ的厚度進一步增加。在IMC-Ⅰ與鍍鋅鋼基體界面處，F(xiàn)e和Al原子的相互擴散使得界面前沿Fe和Al摩爾比有所降低，當二者比例達到Fe2Al5中Fe、Al摩爾比時，會形核出Fe2Al5的微小晶核(見圖6(b))。Fe2Al5具有特殊斜方晶體結(jié)構(gòu)，其點陣在C軸上晶格空位濃度可達30%，這就使Al原子沿特定的最佳結(jié)晶學方向有較大的選擇流動性和變形性，即易沿 C軸方向擴散[16?17]。Al原子在 Fe2Al5中的快速擴散使得 FeAl3的生長受到抑制，F(xiàn)e2Al5以垂直于結(jié)合面，向鍍鋅鋼基體一側(cè)快速生長，甚至可跨越數(shù)十晶粒尺度，最終以舌狀及條狀的形態(tài)鍥入鍍鋅鋼基體，形成IMC-Ⅱ(見圖6(c))。當結(jié)合面溫度下降到鋁合金的熔化溫度以下，殘余液相發(fā)生凝固，溶解于液態(tài)鋁合金中的Fe原子將以金屬間化合物FeAl3呈針狀或絮狀的形態(tài)沿界面結(jié)晶析出(見圖6(d))。

圖6 金屬間化合物形的成及生長示意圖Fig.6 Schematic diagram showing formation and growth of intermetallic phase: (a) Initial formation of FeAl3; (b) Formation of Fe2Al5; (c) Formation of IMC-Ⅱ; (d) Formation of needle or floccule-like FeAl3

Fe2Al5主要由反應(yīng)擴散形成，其厚度主要受 Al原子的擴散控制。在界面反應(yīng)的過程中，焊縫中心處的溫度最高，Al原子擴散速度最快，因此，F(xiàn)e2Al5的生長最快，厚度要比焊縫的兩側(cè)大。而 FeAl3的長大主要受Fe的溶解控制，在液態(tài)鋁合金中結(jié)晶析出。因此，相對于Fe2Al5，F(xiàn)eAl3在界面各處厚度分布較為均勻。離散的FeAl3連接成層片狀后阻礙了Fe原子在液態(tài)鋁合金中的溶解，而Fe2Al5的快速生長又抑制FeAl3向鍍鋅鋼一側(cè)生長，使得最終形成的 FeAl3的厚度有限。界面各處FeAl3的厚度均小于Fe2Al5的，這種厚度差異的特征越靠近焊縫中心越明顯。

FeAl3與 Fe2Al5均為脆性化合物，厚度過度增加會導致接頭力學性能急劇下降。線能量對二者的形成和長大有明顯的影響。線能量過小或過大都不利于形成良好的接頭，在保證鋼/鋁異種合金冶金結(jié)合的前提下，選擇合理的工藝參數(shù)，盡可能地控制界面金屬間化合物的厚度，是實現(xiàn)鋼/鋁異種合金可靠連接的關(guān)鍵。

4 結(jié)論

1) 隨著焊接線能量的升高，接頭的承載能力呈先增大而后減小的趨勢，最高的承載能力可達 177.2 N/mm，為鋁合金母材強度的84%。

2) 界面金屬間化合物由接近于鋁合金一側(cè)的針狀或絮狀 FeAl3反應(yīng)層和接近鋼一側(cè)的舌狀或條狀的Fe2Al5反應(yīng)層組成。其中，反應(yīng)層 FeAl3的厚度在連接界面上的分布大致相同；而反應(yīng)層Fe2Al5的厚度從焊縫中心向兩側(cè)逐漸變薄。

3) Fe2Al5主要由反應(yīng)擴散形成，其厚度主要受Al原子的擴散控制；而FeAl3的長大主要受Fe的溶解控制，在液態(tài)鋁合金中結(jié)晶析出。

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Microstructure and mechanical property of joint by TIG weldingbrazing with dual weld pools for steel/aluminum dissimilar metals

CHEN Shu-hai1, MA Ke1,2, HUANG Ji-hua1, XIA Jun1, ZHANG Hua1, ZHAO Xing-ke1
(1. School of Material Science an Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;2. Guangzhou Special Equipment Inspection and Research Institute, Guangzhou 510100, China)

In order to achieve overlap tungsten inert gas (TIG) welding-brazing of galvanized steel/aluminum dissimilar metals, the galvanized steel was heated by TIG arc, which melted the aluminum through heat conduction, and then two isolated weld pools were formed. The interfacial microstructures of the joints are observed by a scanning electron microscope (SEM) and a energy dispersive spectrometer (EDS). The results indicate that two intermetallic compounds form along the interface. One is FeAl3, needle or floccule-like, close to the aluminum alloy base metal. The other is Fe2Al5, tongue or strip-liked, close to the steel. The thickness of the FeAl3compound layer has little difference along the interface, but the thickness of Fe2Al5compound layer gradually decreases from the weld center to both sides. With the increase of the welding heat input, the load ability of the joints increases first and then decreases, the highest value reaches 177.2 N/mm, which is 84% of that of the Al alloy base metal.

TIG welding-brazing; steel/aluminum dissimilar metal; intermetallic compounds; atom diffusion

TG456.7

A

1004-0609(2011)12-3076-06

國家自然科學基金資助項目(51004009)

2010-09-15；

2010-11-24

陳樹海，講師，博士；電話：010-62334859；E-mail: shchenhit@gmail.com

(編輯 龍懷中)