Q235鍍鋅鋼與5052鋁合金CMT焊接工藝*

張楠楠，徐曉歡，寧學(xué)輝，張 悅，李德元

(沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870)

鋼結(jié)構(gòu)車身框架與鋁合金外殼相結(jié)合，可以同時(shí)滿足安全節(jié)能及環(huán)保的目的.但Fe、Al性質(zhì)差異較大，焊后應(yīng)力較大，因而易導(dǎo)致裂紋[1]，加之焊接過程中會形成硬脆的金屬間化合物，故而會影響焊接接頭性能.因此，國內(nèi)外專家學(xué)者嘗試采用各種手段如摩擦焊、擴(kuò)散焊、爆炸焊、激光焊、電弧焊、釬焊等對鋁/鋼進(jìn)行焊接.雖然部分焊接接頭質(zhì)量可以達(dá)標(biāo)，但由于存在各種弊端，如對工件形狀要求較高，生產(chǎn)效率不高，危險(xiǎn)性較高，熱輸入可控性差等因素，限制了鋁/鋼焊接在生產(chǎn)制造業(yè)中的推廣.

相比于其他焊接方法，冷金屬過渡(CMT)熔釬焊方法在異種金屬焊接中具有獨(dú)特優(yōu)勢，可采取數(shù)字化方法調(diào)控送絲過程與熔滴過渡，可采用焊絲回抽分離熔滴與焊絲，且焊接質(zhì)量較好，操作簡便.本文采用CMT方法進(jìn)行鋼鋁薄板的搭接實(shí)驗(yàn)，重點(diǎn)研究焊接速度、送絲速度和氣體種類對焊縫宏觀形貌、焊接接頭微觀組織和力學(xué)性能的影響[2].

1 材料和方法

利用Fronius公司生產(chǎn)的TPS3200系列CMT焊機(jī)并采用鋁上鋼下搭接10 mm的方法焊接5052鋁合金和Q235鍍鋅鋼板，兩者尺寸均為200 mm×100 mm×1 mm.焊絲采用直徑為1.2 mm的ER5183Al-Mg焊絲.焊前需用砂紙和丙酮去除母材表面氧化膜和油污.具體焊接工藝參數(shù)如表1所示.表1中1～9組為Ar氣保護(hù)下的焊接工藝參數(shù)，10～12組為CO2保護(hù)下的焊接工藝參數(shù)，氣體流量保持為12.5 L/min，焊槍角度設(shè)定為90°.

表1 焊接工藝參數(shù)Tab.1 Welding technological parameters

完成焊接后，將試件制成金相試樣和拉伸試樣，鋼側(cè)腐蝕劑為鉻酸硫酸鈉溶液+硝酸酒精，鋁側(cè)為氫氟酸.采用XJP-100型金相顯微鏡、日本Hitachi公司所產(chǎn)的S-3400N型掃描電子顯微鏡及能譜分析儀對鋁合金和鍍鋅鋼板的熔釬焊接頭的顯微組織進(jìn)行觀察分析.利用WDW-100型微控電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)進(jìn)行常溫拉伸性能測試.利用HVS-5型顯微硬度計(jì)對熔釬焊接頭的金屬間過渡層、母材熱影響區(qū)、母材基體進(jìn)行顯微硬度測試.

2 結(jié)果和分析

2.1 焊縫的宏觀形貌

CMT參數(shù)調(diào)節(jié)屬于一元化方式，即通過改變送絲速度的大小決定電流和電壓.焊接速度和送絲速度綜合影響焊接熱輸入.不同焊接參數(shù)下的焊縫宏觀形貌如圖1所示.焊縫表面缺陷隨著送絲速度即熱輸入的增大而增大，當(dāng)熱輸入較大時(shí)，出現(xiàn)了咬邊和焊瘤，焊縫變得粗糙，焊縫金屬填充量增大，焊縫變寬[3].當(dāng)采用CO2作為保護(hù)氣體且采用第11組參數(shù)時(shí)，焊縫高度降低，釬料潤濕角變小，鋪展性較好，但焊縫發(fā)黑且粗糙不連續(xù)，表面存在凹坑、未熔合及咬邊等嚴(yán)重缺陷(見圖1d).

圖1 不同工藝參數(shù)下焊縫的宏觀形貌Fig.1 Macro morphologies of weld under different technological parameters

2.2 焊縫的微觀形貌

2.2.1 釬焊區(qū)微觀形貌

不同工藝參數(shù)下焊接接頭釬焊區(qū)的微觀組織形貌如圖2所示.由圖2可見，兩種金屬間存在5～6 μm的過渡層，晶體的生長方向與過冷度有關(guān)，鋁的熱導(dǎo)率較大，靠近鋁側(cè)金屬冷卻快，結(jié)晶時(shí)過冷度較大，晶體由于缺少足夠的生長時(shí)間而呈棉絮狀或針狀向鋁基體側(cè)生長.相反，鋼側(cè)晶體呈粗大舌狀或條狀向鋼側(cè)生長.對比圖2a、b可知，熱輸入越大，過渡層金屬向基體生長得越明顯且厚度越大，此現(xiàn)象在陳滿驕[4]對鋁/鋼異種金屬焊接研究中也得以證實(shí).對比圖2b、c可知，不同于Ar氣保護(hù)，CO2會與熔池金屬發(fā)生反應(yīng)，釬焊連接區(qū)過渡層呈現(xiàn)出更為明顯的棉絮狀生長形態(tài)，焊接接頭處縮孔變得更為粗大.同時(shí)由于CO2熱量高于Ar氣，導(dǎo)致過渡層周圍組織粗大.

2.2.2 熔焊區(qū)微觀形貌

不同工藝參數(shù)下焊接接頭熔焊區(qū)的微觀形貌如圖3所示.對比圖3a、b可知，氣孔數(shù)量及大小隨熱輸入的增大而減小，這是因?yàn)檩^高的熱輸入可以延長熔池的存在時(shí)間，從而為氣體溢出提供更多時(shí)間，而且第二相析出、形核時(shí)間更為充裕，因而第二相數(shù)量更多、尺寸更大.對比圖3b、c可知，采用CO2保護(hù)時(shí)第二相的數(shù)量和形態(tài)都有所增大.

圖2 不同工藝參數(shù)下釬焊區(qū)的微觀形貌Fig.2 Micro morphologies of brazing zone under different technological parameters

2.3 微觀組織成分分析

異種金屬之間反應(yīng)生成化合物的速度遠(yuǎn)大于金屬間過渡層的分解速度以及液態(tài)鋁合金向固態(tài)鋼側(cè)的擴(kuò)散速度，因此，鋼鋁之間相互擴(kuò)散的結(jié)果是在二者界面處形成化合物層[5].

通過對焊接接頭進(jìn)行SEM和EDS分析后發(fā)現(xiàn)，焊接接頭的釬焊連接區(qū)過渡層會生成一種致密的灰色新相即Fe-Al金屬間化合物，且該新相厚度低于10 μm.Ar氣組金屬間過渡層形貌如圖4所示.由圖4a、b可知，在焊接過程中鍍鋅鋼板、過渡層Ⅰ區(qū)、過渡層Ⅱ區(qū)和鋁側(cè)熔焊連接區(qū)中Al、Mg元素含量逐漸增大，而Fe元素變化趨勢與之相反.在擴(kuò)散過程中Al、Mg和Fe元素互擴(kuò)散現(xiàn)象尤為明顯.焊接接頭的過渡層中生成了致密的金屬間化合物.

圖3 不同工藝參數(shù)下熔焊區(qū)的微觀形貌Fig.3 Micro morphologies of fusion zone under different technological parameters

Ar氣保護(hù)下焊接接頭釬焊連接區(qū)組織成分分析結(jié)果如表2所示，且表2中數(shù)據(jù)皆為原子分?jǐn)?shù).結(jié)合表2和Fe-A1二元合金相圖可知，過渡層Ⅱ區(qū)生成了Fe3Al與FeAl.Fe3Al和FeAl的高溫強(qiáng)度與蠕變性能在金屬材料中具有很大優(yōu)勢，且其抗氧化和耐腐蝕性能較好[6].陳樹海等[7]在對鋼/鋁異種金屬焊接研究中亦發(fā)現(xiàn)此類金屬間化合物的形成.此外，過渡層Ⅰ區(qū)形成了FeAl3，少量FeAl2和Fe2A15存在于過渡層Ⅰ區(qū)和過渡層Ⅱ區(qū)之間，較多α-Al出現(xiàn)在焊縫熔化區(qū).在熔池金屬凝固過程中當(dāng)發(fā)生共晶反應(yīng)時(shí)，在枝晶邊界上形成Al-Mg共晶，并附著在熔焊連接區(qū)鋁側(cè)母材上.通過能譜測量，在釬焊連接區(qū)并未發(fā)現(xiàn)Zn元素，這是因?yàn)楹附訒r(shí)電弧溫度在Zn的沸點(diǎn)溫度(906 ℃)之上，在焊接過程中Zn元素可以帶走熱量并降低熱輸入[8]，維持電弧穩(wěn)定性的同時(shí)引導(dǎo)焊縫成形.在焊接過程中大多數(shù)Zn聚集在焊縫尖端并形成富鋅區(qū)，導(dǎo)致釬焊連接區(qū)很難檢測到Zn元素.

圖4 Ar氣組金屬間過渡層形貌Fig.4 Morphologies of intermetallic transition layer in Ar gas group

表2 Ar氣組釬焊連接區(qū)組織成分分析Tab.2 Analysis of structural components for brazing joint area in Ar gas group %

2.4 工藝參數(shù)對金屬間過渡層厚度的影響

崔佃忠[9]發(fā)現(xiàn)，熔釬焊接頭的使用性能受金屬間過渡層的影響較大.不同送絲速度對金屬間過渡層厚度的影響如圖5a所示.由圖5a可見，熱輸入越大，熔池的存在時(shí)間越長，從而為Fe和Al的相互擴(kuò)散創(chuàng)造了更多的時(shí)間和條件，同時(shí)金屬間過渡層厚度也隨之增大.同時(shí)，熱輸入增大會使電流增加，影響焊縫成形和熔深，此觀點(diǎn)在徐國建等[10]的研究中也得以證實(shí).采用不同保護(hù)氣體時(shí)，焊接速度對金屬間過渡層厚度的影響如圖5b所示.由圖5b可見，CO2氣體的加入對Al-Fe相的生成具有促進(jìn)作用，Ar氣組的金屬間過渡層厚度隨著焊接速度的增大而減少，而CO2保護(hù)下厚度變化與之相反.

圖5 工藝參數(shù)對金屬間過渡層厚度的影響Fig.5 Influence of technological parameters on thickness of intermetallic transition layer

2.5 焊接接頭力學(xué)性能

2.5.1 送絲速度的影響

不同送絲速度對焊接接頭力學(xué)性能的影響如圖6所示.當(dāng)送絲速度過小或過大時(shí)，都會降低焊接接頭的抗拉強(qiáng)度.當(dāng)送絲速度為4.5 m/min時(shí)，焊接接頭抗拉強(qiáng)度最佳(見圖6a)，此時(shí)焊接接頭的塑性也較好(見圖6b).焊接接頭各部分區(qū)域的硬度隨著送絲速度的增大而降低(見圖6c)，這是由于第二相因合金的高溫加熱而析出，導(dǎo)致焊接接頭硬度和強(qiáng)度下降.但鋼鋁兩側(cè)母材基體的硬度低于過渡層的硬度，這是由于在過渡層中生成了Al-Fe相，硬度較高的Al-Fe相可使過渡層發(fā)生硬化.

2.5.2 焊接速度的影響

不同焊接速度下焊接接頭的抗拉強(qiáng)度如圖7所示，且焊接速度分別對應(yīng)第4、5、6組參數(shù).由圖7可見，焊接速度偏大或偏小均會減弱焊接接頭的抗拉強(qiáng)度.當(dāng)焊接速度為0.45 m/min時(shí)，可獲得最高抗拉強(qiáng)度128.3 MPa，此時(shí)金屬間過渡層硬度為179.4 HV，厚度約為5.04 μm,且焊接接頭的失效位置位于鋁側(cè)熔焊區(qū)的熱影響區(qū).

圖6 送絲速度對力學(xué)性能的影響Fig.6 Effect of wire feeding speed on mechanical properties

圖7 焊接速度對抗拉強(qiáng)度的影響Fig.7 Influence of welding speed on tensile strength

2.5.3 氣體種類的影響

Ar氣組選用7、8、9組參數(shù)，CO2組選用10、11、12組參數(shù)，氣體種類對焊接接頭力學(xué)性能的影響如圖8所示.在CO2氣保護(hù)下進(jìn)行試樣拉伸實(shí)驗(yàn)后發(fā)現(xiàn)，斷裂均發(fā)生在鋁側(cè)熱影響區(qū).CO2保護(hù)下隨著熱輸入的變化，焊接接頭抗拉強(qiáng)度的波動范圍表明，熱輸入對鋁合金焊接接頭的軟化程度影響較小，CO2保護(hù)下焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和塑性明顯高于Ar氣保護(hù)的情況，當(dāng)選用第11組參數(shù)時(shí)，最大抗拉強(qiáng)度可達(dá)133 MPa(見圖8a).此外，焊接接頭斷裂前屈服現(xiàn)象明顯(見圖8b).進(jìn)行硬度比較時(shí)發(fā)現(xiàn)，選擇CO2保護(hù)下的第11組參數(shù)時(shí)，焊接接頭的硬度值更高可達(dá)194.6 HV，通過測量可知此時(shí)金屬間過渡層厚度約為5.68 μm.CO2保護(hù)下焊接接頭各區(qū)域的硬度值變化與Ar氣保護(hù)時(shí)相似，且兩側(cè)母材的硬度值低于過渡層的硬度值(見圖8c).常云龍等[11]利用縱向磁場對CO2焊接電弧進(jìn)行研究，同樣發(fā)現(xiàn)了這種變化的規(guī)律性.

圖8 氣體種類對力學(xué)性能的影響Fig.8 Influence of gas type on mechanical properties

3 結(jié) 論

本文研究了工藝參數(shù)對鋁/鋼熔釬焊接頭宏觀、微觀組織及力學(xué)性能的影響，得出以下結(jié)論：

1)在Ar氣保護(hù)下焊接接頭的最大抗拉強(qiáng)度為128 MPa，金屬間過渡層硬度為179.4 HV，其厚度約為5.04 μm.CO2氣體保護(hù)下焊接接頭的最大抗拉強(qiáng)度為133 MPa，金屬間過渡層硬度為194.6 HV，其厚度約為5.68 μm.

2)Ar氣保護(hù)下焊接接頭熔化區(qū)主要由α-Al相和Al-Mg共晶相組成，而過渡層中則生成了致密的金屬間化合物，其主要產(chǎn)物為FeAl、Fe3Al、FeAl3、FeAl2和Fe2A15.

3)隨著送絲速度的增加，熱輸入量增大，導(dǎo)致熔池存在時(shí)間延長，使得Fe和Al有更多的時(shí)間進(jìn)行相互擴(kuò)散，金屬間形成的過渡層也隨之增大.

4)采用CO2保護(hù)可以有效促進(jìn)金屬間化合物的生成，使得焊接接頭的抗拉強(qiáng)度、塑性和硬度均有所提高.