純鋁與鍍鋅鋼板MIG熔－釬焊工藝研究

國(guó)旭明， 汪建梅， 徐榮正

(沈陽(yáng)航空航天大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110136)

鋁/鋼異種金屬連接的復(fù)合結(jié)構(gòu)充分利用了鋁和鋼兩種金屬材料的固有優(yōu)勢(shì)，其輕量化、多功能性等特點(diǎn)在航空航天、汽車制造等領(lǐng)域具有廣泛應(yīng)用前景［1，2］。目前，鋁與鋼的焊接工藝方法主要包括固相焊、釬焊和熔化焊三類，對(duì)于釬焊和摩擦焊等連接方法來(lái)說(shuō)，盡管可以得到優(yōu)質(zhì)的焊接接頭，但對(duì)工件形狀和尺寸有較高要求，限制了其接頭的形狀和應(yīng)用范圍。由于鋁與鋼的物理、化學(xué)性能存在很大的差異，導(dǎo)致在熔化焊時(shí)得到的焊接接頭組織不均勻，有較大的殘余應(yīng)力存在，容易萌生裂紋，而且焊縫中易生成大量硬而脆的 Al－Fe金屬間化合物［3］。

為了解決鋁/鋼熔化焊界面易產(chǎn)生金屬間化合物問(wèn)題，國(guó)內(nèi)的李亞江等［4］提出在鋼一側(cè)鍍Zn，Ag等過(guò)渡層可以控制中間脆性金屬間化合物的形成;雷振等［5］提出大光斑激光－電弧復(fù)合熱源焊接方法以及石常亮等［6］采用的冷金屬過(guò)渡技術(shù)(CMT)，通過(guò)嚴(yán)格控制焊接的能量輸入來(lái)減少金屬間化合物的生成;Jácome 等［7］研究了釬料中 Si，Mn 的加入對(duì)接頭組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)Si可以有效地抑制金屬間化合物層(IMP)的形成。

基于以上的研究，本工作探索了純鋁與鍍鋅低碳鋼板的MIG熔－釬焊工藝，焊絲采用5183型的Al－5Mg和4043型的Al－5Si兩種焊絲，選擇合理的焊接工藝參數(shù)，實(shí)現(xiàn)了兩種材料的熔－釬焊，對(duì)所得焊接接頭的組織和力學(xué)性能進(jìn)行了分析，并對(duì)比了Mg，Si元素對(duì)焊接接頭的組織和性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)選用鍍鋅鋼板和純鋁板(1060)，尺寸分別為100mm×60mm×2mm和100mm×50mm×3mm。5183和4043焊絲的化學(xué)成分見(jiàn)表1，焊絲直徑為1.2mm。焊接接頭采用搭接方式，鋼板下、鋁板上，搭接長(zhǎng)度為15mm。焊前用鋼刷和砂紙將鋁板表面的氧化膜、油污清理干凈，然后用丙酮擦拭鋁板、鋼板表面。焊接設(shè)備采用Qunito 403MIG焊機(jī)的電弧釬焊模式，焊接電流為90A，焊接電壓為19V。

表1 焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of the welding wire(mass fraction/%)

焊接后，用線切割沿接頭橫斷面切取15mm×15mm的金相試樣，經(jīng)研磨和拋光，采用配比為1mL HF+1.5mL HCl+2.5mL HNO3+95mL H2O 混合酸進(jìn)行腐蝕。用OLYMPUS GX71金相顯微鏡、KYKY－2008B掃描電子顯微鏡觀察接頭的微觀組織，用能譜儀(EDS)分析金屬間化合物層的化學(xué)成分。將試件切割成70mm×6mm的條形試樣作拉伸性能測(cè)試，拉伸速率為1mm/min。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭的成形特點(diǎn)

圖1為鋁與鋼熔－釬焊的搭接接頭形貌。由于鋁與鋼的熔點(diǎn)相差較大(鋁的熔點(diǎn)是660℃，鋼的熔點(diǎn)是1400℃)，在電弧作用下，只有上側(cè)鋁板熔化，下側(cè)鋼板未熔化，所以焊接過(guò)程對(duì)鋁而言是熔化焊過(guò)程，對(duì)于鋼來(lái)說(shuō)是鋁及焊絲熔化后在鋼板表面潤(rùn)濕鋪展及反應(yīng)過(guò)程，形成圖1所示的典型的熔－釬焊接頭。所以焊接接頭由焊縫區(qū)和界面區(qū)組成。熔化的鋁板和焊絲冷卻結(jié)晶形成的區(qū)域?yàn)楹缚p區(qū)，焊縫區(qū)和未熔化的鋼板之間的區(qū)域?yàn)榻缑鎱^(qū)。在界面反應(yīng)的過(guò)程中，焊縫中心處的溫度最高，原子擴(kuò)散速率最快，所以Al－Fe金屬間化合物生長(zhǎng)最快，厚度比焊縫的兩側(cè)要大。

2.2 焊接接頭界面微觀組織特征

圖2顯示了填充焊絲分別為ER5183和ER4043時(shí)焊縫與鍍鋅鋼板界面層的微觀組織形貌。可見(jiàn)焊縫金屬由α－Al基體與晶界分布的共晶相組成。焊縫區(qū)與鍍鋅鋼板的界面處形成了厚度不均勻的反應(yīng)層。對(duì)圖3中的不同化合物層進(jìn)行EDS分析，結(jié)果列于表2中。由于電弧溫度較高，而鋅的揮發(fā)溫度僅為906℃，極易揮發(fā)，所以該區(qū)域沒(méi)有檢測(cè)到Zn元素。當(dāng)填充焊絲為5183時(shí)，金屬間化合物層厚度約為6 ～8μm，由 θ－Al3Fe和 η－Al5Fe2兩相組成，且靠近焊縫區(qū)一側(cè)和靠近鍍鋅鋼板一側(cè)都參差不齊，表明焊接過(guò)程中反應(yīng)層向兩側(cè)生長(zhǎng)，靠近鍍鋅鋼板一側(cè)呈齒狀，靠近鋁焊縫一側(cè)有絮狀組織并向內(nèi)部生長(zhǎng)。當(dāng)填充焊絲為4043時(shí)，金屬間化合物層厚度約為3 ～5μm，由 θ－Al3Fe，η－Al5Fe2和 AlFeSi三相組成，反應(yīng)層也向兩側(cè)生長(zhǎng)，靠近鍍鋅鋼板一側(cè)反應(yīng)層(η－Al5Fe2相)比較平直，比填充5183焊絲的反應(yīng)層薄。

圖1 焊接接頭的橫截面圖Fig.1 Cross－section of the aluminum/steel lap joint

表2 金屬間化合物的化學(xué)成分(原子分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Composition comparison of IMC(atom fraction/%)

兩種焊絲焊接獲得的界面層形態(tài)存在顯著差異主要是由于填充焊絲中合金元素不同所致。在焊接接頭中界面金屬間化合物層的生長(zhǎng)順序是由生成相的吉布斯自由能ΔG決定的，吉布斯自由能低的化合物首先析出，根據(jù)熱力學(xué)公式可以計(jì)算出Al－Fe化合物的吉布斯自由能，宋建嶺等［8］計(jì)算得出各金屬間化合物形成的吉布斯自由能隨溫度的變化規(guī)律分別為:

可見(jiàn)鋁和鋼TiG熔釬焊過(guò)程中，ΔGO(Al3Fe)＞ΔGO(Al5Fe2)＞ΔGO(AlFeSi)。

在電弧釬焊過(guò)程中，鍍鋅鋼板直接與液態(tài)鋁合金溶液接觸，在界面接觸區(qū)Al，F(xiàn)e兩種元素進(jìn)行相互擴(kuò)散，形成擴(kuò)散層。當(dāng)界面附近原子濃度達(dá)到飽和時(shí)，首先在界面處形成了吉布斯自由能較低的η－Al5Fe2相晶核，然后晶核長(zhǎng)大，隨著Al原子的繼續(xù)擴(kuò)散和不斷增加，形成了θ－Al3Fe相。

當(dāng)填充焊絲為5183時(shí)，焊絲中所含的Mg不與Fe發(fā)生反應(yīng)，只是固溶到Al基體中或與鋁反應(yīng)生成 Al－Mg 共晶，Mg 元素不參與 Al－Fe 金屬間化合物的形成過(guò)程，焊接接頭中界面化合物層的生長(zhǎng)順序如圖4a所示。由于原子的各向異性擴(kuò)散，且在η－Al5Fe2相長(zhǎng)軸方向(垂直于界面方向)擴(kuò)散速率最快［9］，最終導(dǎo)致 η－Al5Fe2相以舌狀鍥入鋼基體中(如圖3a所示)。填充焊絲為含有5%Si元素的4043時(shí)，由于AlFeSi相的吉布斯自由能較η－Al5Fe2和θ－Al3Fe相低，AlFeSi相在界面的晶界處首先形核并長(zhǎng)大，隨著原子的不斷擴(kuò)散，Al原子穿過(guò)初生層與Fe反應(yīng)，在AlFeSi相與Fe的界面處形成η－Al5Fe2相，在AlFeSi相的外側(cè)，鋁與溶解在鋁合金溶液中的鐵反應(yīng)生成θ－Al3Fe相，即在AlFeSi相與焊縫的界面形成θ－Al3Fe相，金屬化合物層的結(jié)構(gòu)示意圖如圖4b所示。填充焊絲4043中的Si元素，一方面使得界面處率先析出吉布斯自由能更低的AlFeSi三元化合物層，阻礙了液態(tài)鋁合金溶液與鋼表面的直接接觸，且AlFeSi相生長(zhǎng)較慢［8］，另一方面還能降低 Al原子在 α－Fe 中的活度系數(shù)［10，11］，而抑制了η－Al5Fe2相形成和長(zhǎng)大。因此，鋼側(cè)金屬間化合物層較平直且薄。當(dāng)加熱完成后，隨著溫度降低，鐵在鋁中的溶解度降低，溶解于液態(tài)鋁合金中的Fe原子將以富鋁化合物的形式析出，在原有 θ－Al3Fe相上生成了針片狀或絮狀的Al3Fe相，所以與填充5183焊絲相比，填充4043焊絲時(shí)，鋁一側(cè)金屬間化合物層厚度幾乎沒(méi)變。

圖4 金屬間化合物層的結(jié)構(gòu)圖解 (a)ER 5183;(b)ER 4043Fig.4 Schematic representation of structural IMP composition (a)ER 5183;(b)ER 4043

2.3 接頭的力學(xué)性能

在對(duì)搭接接頭進(jìn)行拉伸測(cè)試時(shí)，拉力并不在一條直線上，應(yīng)力狀態(tài)較為復(fù)雜，為了減小剪切力，采用側(cè)向加緊，進(jìn)行拉伸，其焊接接頭的斷裂照片如圖5所示。拉伸斷口呈兩種斷裂方式，填充5183焊絲，接頭斷在焊縫與鋼的釬接界面處;填充4043焊絲，接頭斷裂在焊縫區(qū)。

圖5 接頭斷裂宏觀照片F(xiàn)ig.5 Macrographs of fractured joint

表3 接頭的拉剪強(qiáng)度Table 3 Shear strength of the welding joint

兩種填充焊絲焊后接頭拉剪強(qiáng)度見(jiàn)表3。填充4043焊絲，獲得的最大拉剪強(qiáng)度為132.6 MPa。雷振［12］等研究發(fā)現(xiàn)金屬間化合物層的厚度太薄或太厚都會(huì)影響焊接接頭的性能，其厚度在1.5～4μm范圍為最佳，此時(shí)焊接接頭中的Al和Fe原子擴(kuò)散比較充分，故接頭強(qiáng)度最高。填充4043焊絲，其含有一定的Si元素在某種程度上提高了熔化的鋁及焊絲的流動(dòng)性、潤(rùn)濕性，此時(shí)界面處有效潤(rùn)濕的區(qū)域較大，Al，F(xiàn)e原子充分?jǐn)U散，生成一定厚度致密的金屬間化合物層，形成了鋁鋼的有效連接，同時(shí)AlFeSi相雖然是脆性相，但較θ和η相有較高的強(qiáng)度，所以釬接界面處強(qiáng)度較高，接頭斷裂在焊縫處;填充5183焊絲獲得的拉剪強(qiáng)度較小，由顯微組織照片可以看出反應(yīng)生成的金屬間化合物層較厚且疏松，界面結(jié)合強(qiáng)度較低，此處為整個(gè)焊接接頭相對(duì)薄弱的位置，所以此時(shí)在釬接界面處斷裂。

3 結(jié)論

(1)MIG熔－釬焊可以實(shí)現(xiàn)純鋁板(1060)與鍍鋅鋼板兩種異種材料的有效連接，搭接形式的焊接接頭由焊縫區(qū)，界面區(qū)和母材三部分組成。

(2)與Mg元素相比，焊縫中Si元素一方面參與形成吉布斯自由能更低的AlFeSi三元化合物層，阻礙液態(tài)鋁合金溶液與鋼表面的直接接觸;另一方面，降低了Al原子在α－Fe中的擴(kuò)散速率，從而有效地抑制金屬間化合物層的生長(zhǎng)。

(3)填充4043焊絲，獲得的拉剪強(qiáng)度最大為132.6MPa，此時(shí)整個(gè)焊接接頭相對(duì)薄弱的位置在焊縫處。

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