銅/鎳箔中間層對鋁/鋼激光焊接接頭組織與力學性能的影響

曹雪龍,王 剛,邢 昌,檀財旺,蔣俊俊

（1．安徽工程大學 機械與汽車工程學院，安徽 蕪湖 241000；2．哈爾濱工業(yè)大學（威海） 材料科學與工程學院，山東 威海264209）

21世紀的主題是節(jié)能環(huán)保，為了達到節(jié)能環(huán)保的目的，輕量化生產勢在必行。為了降低產品質量，在生產制造時使用了很多鋁合金部件，但全部使用鋁合金材料成本太高，產品的強度和硬度也難以達到要求。生產實踐發(fā)現，使用鋁/鋼異種金屬焊接[1-3]形成的復合結構，可以有效地解決這一問題，將其應用于工業(yè)生產中，既可以控制生產成本，也能夠達到產品的質量要求。但是鋁和鋼這兩種材料的固溶度非常低，它們的熔點、密度、熱膨脹系數等物理和化學性能相差很大，易反應生成Fe-Al二元脆性相，導致其焊接接頭的力學性能難以達到要求。

為了改善鋁/鋼異種金屬的焊接性，國內外研究者們采用了各種方法進行實驗。管倩倩等[4]使用光纖激光器，實現了DC04低碳鋼與6061鋁合金的焊接，實驗結果表明，激光焊接鋁/鋼異種金屬時，焊接速率是主要影響因素，通過調整焊接速率和激光的功率，焊接接頭的力學性能有所改善。周利等[5]采用攪拌摩擦焊的方法對鋁/鋼異種金屬進行焊接，實驗發(fā)現，在鋁/鋼攪拌摩擦焊的界面處形成的飛邊結構既有機械結合也有冶金結合，焊接接頭的整體性能良好。楊明等[6]采用爆炸焊的方法，通過在基板上預制燕尾槽，獲得了比普通的鋁/鋼爆炸焊焊接接頭力學性能更優(yōu)的焊接接頭。張思文等[7]采用含Cu復合釬劑進行鋁/鋼異種金屬熔釬焊實驗，其結果表明鋁/鋼焊接接頭的組織有很大改善，力學性能也提高很多。Narsimhachary等[8]在不同激光功率下對6082鋁合金和鍍鋅鋼板進行了激光釬焊，最終發(fā)現在激光功率為4000 W時，焊接試樣的抗拉強度最高。Ibrahim等[9]使用Al-Mg合金作為中間層，采用電阻點焊的工藝對鋁、鋼薄板進行焊接實驗，有效改善了鋁/鋼異種激光焊接的焊接性。Xia等[10]采用激光釬焊的工藝，分別使用純 Al、AlSi5、AlSi12作為中間層進行6061-T6鋁合金和DP590鋼的焊接實驗，實驗結果表明中間層材料的添加，使焊接接頭的強度得到提高，并且降低了所需要的激光功率，節(jié)約成本，其中使用AlSi5作為中間層材料時得到的焊接接頭具有最高的抗拉強度。王楠楠等[11]使用AlSi12作為中間層對A6061鋁合金和Q235低碳鋼進行了電阻點焊，實驗結果證明中間層起到抑制界面金屬間化合物生長的效果。以上研究者們所做研究雖然使得鋁/鋼異種金屬的焊接性有所改善，在不同程度上提高焊接接頭的力學性能，但普遍存在的問題是：在焊縫區(qū)依然有很多Fe-Al二元脆性相存在，嚴重影響著焊接接頭的力學性能；另外，如攪拌摩擦焊[12-13]、爆炸焊[14]等對焊接件的形狀有著嚴格的要求，因此局限性較大，難以應用于工業(yè)生產。對比目前的研究結果發(fā)現，激光焊接由于熱輸入低、能量集中、焊接速率快，可以將焊接過程中的冶金反應限制在一個很短的時間內，有效抑制脆性金屬間化合物產生，且不受焊接件形狀的限制；另外Chen等分別使用Ni箔片[15]和Cu箔片[16]做中間層，采用激光焊接的工藝方法對鋁/鋼異種金屬進行焊接，實驗結果證明Ni箔片與Cu箔片的分別加入，都可以有效的抑制Fe-Al二元金屬間化合物的產生，提高焊接接頭的力學性能。

本文采用添加Ni/Cu箔片復合中間層的鋁鋼異種金屬激光焊接的方法，在實驗的基礎上分析了鋁/鋼異種金屬焊接接頭的組織與力學性能。

1 實驗材料及方法

采用6061鋁合金板和不銹鋼板，板料尺寸均為 1 mm × 50 mm × 80 mm（成分見表 1 和表 2），以厚度為0.1 mm的Ni箔片以及厚度分別為0.02 mm和0.05 mm的Cu箔片做中間層。實驗前，采用1500目的砂紙輕輕打磨板料表面以去除表面的氧化層，并用丙酮清洗板料表面以去除油污。

由于鋁對激光的反射率很高，本次實驗采用鋼上鋁下的搭接形式進行焊接，且中間層放置時，將Cu箔片放在Ni箔片的下側。添加Ni箔片和Cu箔片做中間層時，同樣使用丙酮對其進行清洗以去除表面油污。夾具固定好板料后，用焊接激光器（KUKA YLS-6000）進行焊接實驗，工藝參數為：功率為 2300 W，焊接速率為 30 mm/s，離焦量為 0，在焊接過程中采用氬氣（Ar）對板料正反面同時進行保護，保護氣體的流量為20 L/min。添加中間層的激光焊接示意圖如圖1所示。

表1 6061 鋁合金化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of 6061 aluminum alloy（mass fraction/%）

表2 不銹鋼化學成分表（質量分數/%）Table 2 Chemical composition of stainless steel（ mass fraction/%）

圖1 鋁/鋼激光焊接示意圖Fig. 1 Schematic diagram of aluminum/steel laser welding

完成焊接實驗后，將試樣切割為標準抗拉伸剪切實驗試樣，萬能試驗機測量拉伸強度。將線切割后得到的焊縫橫截面進行打磨、拋光后制成金相試樣，使用體積比為 2%HF、2%H2O2、10%HNO3、86%H2O的腐蝕液腐蝕10 s，沖洗后吹干，掃描電子顯微鏡（S-4800）觀察焊縫橫截面并分析其形貌特征，掃描電子顯微鏡自帶能譜儀分析焊縫橫截面各區(qū)域的元素分布，X射線衍射儀（D8 FOCUS）分析焊接接頭的主要物相。

2 結果與分析

圖2（a）為添加0.1 mm厚Ni箔片做中間層的焊接試樣，圖 2（b）和 2（c）為在添加 0.1 mmNi箔片的基礎上分別添加0.02 mm和0.05 mmCu箔片的焊接試樣。圖2可以看出，焊縫的整體形貌良好，三個試樣的焊縫均未出現飛濺。其中添加0.02 mmCu箔片的焊接試樣形貌最好，焊縫無氣孔、飛濺產生，焊縫頂面更為平滑、均勻。只有Ni箔片做中間層和添加了0.05 mmCu做中間層的焊接試樣，焊縫表面較粗糙，且可以觀察到氣孔。由此可見0.02 mmCu箔片與 0.1 mm Ni箔片作復合中間層時，鋁/鋼異種激光焊接的焊接工藝更加穩(wěn)定。

2.1 改變Cu箔片厚度對焊接接頭組織的影響

圖2 焊接試樣 （a）0.1 mmNi箔片；（b）0.1 mmNi/0.02 mmCu 箔片；（c）0.1 mmNi/0.05 Cu 箔片Fig. 2 Welded samples （a）0.1 mmNi foil；（b）0.1 mmNi/0.02 mmCu foil；（c）0.1 mmNi/0.05 Cu foil

圖 3（a）（b）為只添加厚度為 0.1 mm 的 Ni箔片做中間層的鋁/鋼異種金屬激光焊接焊縫橫截面的宏觀形貌圖，圖 3（c）（d）為圖 3（b）中 P1、P2 區(qū)域的微觀形貌圖。表 3為圖 3（c）和 3（d）中A~E區(qū)EDS成分分析結果。由圖3（a）可知，焊接熔池具有明顯的上寬下窄的“匙孔”指狀特征，母材和焊縫熱影響區(qū)受到熱應力的影響產生了一定的形變，并且在焊縫區(qū)出現細小裂紋，裂紋擴展比較明顯，未產生氣孔和夾雜物等缺陷，整體形貌良好。

圖3 0.1 mmNi做中間層時焊縫橫截面形貌圖 （a），（b）宏觀形貌圖；（c）熱影響區(qū)P1區(qū)域形貌放大圖，（d）熱影響區(qū)P2區(qū)域形貌放大圖Fig. 3 Transverse morphologies of weld seam with 0.1 mmNi as interlayer （a），（b）macro figure；（c）enlarged morphology of heat affected zone P1，（d）enlarged morphology of heat affected zone P2

通過對圖 3（c）和 3（d）的 EDS（表 3）和 XRD（圖4）的分析結果可以得知，其中A區(qū)和E區(qū)的元素組成接近鋁合金母材和不銹鋼母材。由于Ni中間層的加入，生成了部分新相，取代了原本的Fe-Al二元脆性相，晶粒細小且分布均勻；在靠近鋁合金母材的一側，產生了一些針狀組織，其中部分針狀組織在界面層發(fā)生斷裂，游離并自由形核形成了少量新的針狀物質，對這些針狀物質進行EDS、XRD分析后可以發(fā)現，其組成多為Fe、Al以1∶2比例形成的 FeAl2脆性金屬間化合物[17]，其中Ni的含量非常低，可以忽略不計；在靠近不銹鋼母材的一側，產生了不同的Fe-Ni-Al三元相和不同的 Fe-Ni、Al-Ni二元新相[18]，通過對 C、D、E 區(qū)域的EDS分析可知，其中游離的晶體元素組成比例多為 Ni、Al以 1∶3 和 0.9∶1.1 的比例形成的二元韌性相NiAl3和Ni0.9Al1.1。

表3 圖 3（c）和 3（d）中 A~F 區(qū) EDS 成分分析（原子分數/%）Table 3 EDS component analysis in A-F zone in Figs. 3（c）and 3（d）（atomic fraction/%）

圖4 焊縫橫截面的 XRD 衍射圖成分分析Fig. 4 XRD diffraction diagram composition analysis of weld cross section

在加入Ni 箔片做中間層的基礎上，加入厚度為0.02 mm的Cu箔片做復合中間層，進行鋁/鋼異種金屬的激光焊接實驗，不改變其他工藝參數的條件下，得到了如圖5所示的焊縫橫截面的宏觀形貌圖及微觀組織的圖片，其中圖5（a）（b）為添加厚度為0.1 mm的Ni箔片和0.02 mm的Cu箔片做中間層的鋁/鋼異種金屬激光焊接焊縫橫截面的宏觀形貌圖，圖 5（c）（d）為圖 5（b）中 P1、P2區(qū)域的微觀形貌圖。

由圖 5（a）和 5（b）可以看出，焊縫的整體形貌良好，形成明顯的上寬下窄的“匙孔”指狀特征，焊縫寬度增加，母材并未產生形變，焊縫區(qū)無裂紋和氣孔、夾雜物等缺陷，焊縫區(qū)并未產生任何針狀組織。

圖5 0.1 mmNi/0.02 mmCu 做中間層時焊縫橫截面形貌圖 （a），（b）宏觀形貌圖；（c）熱影響區(qū) P1 區(qū)域形貌放大圖，（d）熱影響區(qū)P2區(qū)域形貌放大圖Fig. 5 Transverse morphologies of weld cross section with 0.1 mmNi/0.02 mmCu as interlayer （ a），（b）macro figure；（c）enlarged morphology of heat affected zone P1，（d）enlarged morphology of heat affected zone P2

通過 EDS分析結果（表 4）可知，圖 5（c）和5（d）中E區(qū)域的元素組成接近鋁合金母材，A區(qū)域接近不銹鋼母材，圖 5（c）和 5（d））可以看出，在靠近鋁合金母材一側，焊縫區(qū)形成了如齒輪一樣的形貌，這種犬牙交錯的形貌使得兩相界面緊緊地“咬合”在一起。C區(qū)域只有微量的Fe元素存在，大多數由Al元素和Cu元素組成，根據XRD（圖6）分析可知，相組成多數為CuAl2和CuAl5二元韌性相[19]。在 D區(qū)域和 F區(qū)域產生少量的 FeAl和FeAl3二元脆性金屬間化合物，大部分由CuAl5二元韌性相組成，并未出現以FeAl2為主的針狀組織。

圖6 焊縫橫截面的 XRD 衍射圖Fig. 6 XRD diffraction diagram of weld cross section

2.2 改變Cu箔片厚度對焊接接頭力學性能的影響

圖7 為在室溫下使用萬能試驗機對焊接接頭進行拉伸實驗后的照片。圖8為抗拉伸剪切實驗結果的柱狀圖，實驗時每組測試三個試樣，取其最大剪切力的平均值。其中添加0.02 mmCu做中間層的焊接接頭的力學性能最好，在進行拉伸實驗時其承受的最大剪切力為1754.72 N；只加入Ni箔片的鋁/鋼激光焊接接頭的最大剪切力為778.41 N，加入0.05 mm厚Cu做中間層的鋁/鋼激光焊接接頭的最大剪切力為734.97 N。0.02 mm厚Cu箔片的加入，使得鋁/鋼異種金屬焊接接頭的力學性能大幅提升，但改變Cu箔片的厚度可以發(fā)現，當Cu箔片的厚度增加到0.05 mm時，焊接接頭的力學性能并未提高，與只添加0.1 mm厚度Ni箔片做中間層時的焊接接頭的力學性能相比，力學性能更差。

表4 圖 5（c）和 5（d）中 A~F 區(qū) EDS 成分分析（原子分數/%）Table 4 EDS component analysis in A-F zone in Figs. 5（c）and 5（d）（atomic fraction/%）

圖7 拉伸試樣斷裂照片 （a）0.1 mmNi箔片；（b）0.1 mmNi/0.02 mmCu 箔片；（c）0.1 mmNi/0.05 mmCu 箔片Fig. 7 Photo of tensile specimens after fracture （ a）0.1 mmNi foil； （ b） 0.1 mmNi/0.02 mmCu foil；（c）0.1 mmNi/0.05 mmCu foil

圖8 拉剪實驗結果柱狀圖Fig. 8 Bar chart of tensile shear test results

圖9 為拉伸斷口的組織形貌圖片，從圖9（a）和圖 9（c）可知，只添加 0.1 mm的 Ni箔片做中間層時，和添加 0.1 mmNi箔片與0.05 mm的Cu箔片做復合中間層時，斷口表面都未找到明顯的韌窩，只有大面積河流狀和臺階狀的撕裂棱。由圖9（b）可知在添加 0.1 mmNi箔片與 0.02 mm 的 Cu 箔片做復合中間層時，斷口表面出現大面積由于塑性變形產生的顯微空洞，即韌窩。結合表5中的EDS分析結果發(fā)現，斷口中的物相組成與圖4和圖6的XRD圖譜吻合。

2.3 討論分析

金屬Ni作為鋁/鋼異種金屬激光焊接的中間層材料使用，對鋁/鋼異種金屬焊接接頭性能的提升，已經得到了廣泛的驗證。本研究從金屬Cu、Ni可以無限固溶、金屬Cu在母材Al中的溶解度較大，且Cu與Fe之間沒有形成金屬間化合物的相存在的角度，在加入Ni箔片做中間層的基礎上，同時加入Cu箔片做復合中間層進行鋁/鋼異種金屬激光焊接實驗。由于采用激光熱傳導焊接工藝，中間層金屬箔片的厚度不宜過厚，因此選擇了0.02 mm和0.05 mm兩種不同厚度的Cu箔片進行對比實驗，并對實驗結果進行了如下分析。

Cu箔片厚度的增加，使Cu-Al界面上溫度相對降低，Cu元素向鋁合金母材中的擴散效率降低，晶粒共生現象變得不明顯，同時由于溫度降低，液相化合物均質化過程變得更加艱難，元素擴散不均勻，難以析出更多的強化相，因此當加入厚度為0.05 mm的Cu箔片時，鋁/鋼異種金屬激光焊接接頭的力學性能降低，效果比只添加Ni箔片做中間層時差。

在焊接過程中，由于熔融狀態(tài)下的Cu具有非常良好的流動性，根據Cu-Al二元相圖[20]分析可知，當界面層的溫度從室溫升高到232~548 ℃時，在中間層界面上形成較少的Al-Cu合金液體，使Fe、Al界面上熔融金屬的流動效果變好。由EDS的分析可知，低熔點合金液體良好的流動性，降低了熔池中Al元素與Fe元素的相互擴散作用，對焊接接頭的致密度和組織形態(tài)都有很好的改善作用；就Fe-Cu二元相圖而言，沒有形成金屬間化合物的相存在，只存在富鐵或富銅的固溶體[21]。且由于金屬Ni的熔點高于金屬Cu和不銹鋼與鋁合金母材的熔點，在高速的激光焊接過程中對Fe元素與Al元素的相互擴散起到良好的物理阻隔作用，因此結合表4和圖6的EDS、XRD分析結果可以認為，在加入Cu箔片做中間層后，金屬間化合物層大部分由Al-Cu和Fe-Al二元相組合而成。

圖9 拉伸剪切實驗斷口表面形貌圖 （a）0.1 mmNi箔片；（b）0.1 mmNi/0.02 mmCu 箔片；（c）0.1 mmNi/0.05 mmCu箔片Fig. 9 Fracture surface morphologies of tensile shear tests （a）0.1 mmNi foil；（b）0.1 mmNi/0.02 mmCu foil；（c）0.1 mmNi/0.05 Cu foil

表5 圖 9 中斷口 EDS 而分析結果（原子分數/%）Table 5 EDS analysis results of the fracture in Fig 9（atomic fraction/%）

對比只添加Ni箔片做中間層時的焊接接頭的組織形貌和EDS分析結果可以發(fā)現，在加入Cu箔片之后，焊縫區(qū)的原子比例發(fā)生了明顯的變化，其中Al元素的分布更加均勻，且相對來說所占比例有所提高。根據Al-Cu二元相圖[20]可以發(fā)現，在焊縫區(qū)的Cu元素的含量，足以與Al元素反應形成金屬間化合物。由相關文獻可知[19]，圖5（c）中C區(qū)域的近似網絡結構，是近共晶結構，大部分由α-Al和CuAl2組成，表4和圖6中EDS、XRD的檢測結果也對其進行了驗證。這種網絡狀的結構與圖5（c）中B區(qū)域的齒狀結構形成了如齒輪嚙合一樣的形貌，通過EDS分析結果可知，B區(qū)域同樣是Al-Cu二元韌性相，這兩相區(qū)域緊密地結合在一起，對焊接接頭力學性能的提升起到重要的作用。相反，Fe元素的擴散受到了阻礙，在焊接過程中由于熔融Cu含量的增加，有效地阻礙熔池中Fe元素向鋁合金母材一側的擴散，改變鋁/鋼異種金屬激光焊接界面層的相結構和組織形態(tài)，從而改善焊接接頭的力學性能。

根據Al-Cu二元相圖[20]，在進行激光焊接時，焊縫區(qū)發(fā)生了固溶強化作用，因為Cu-Al界面在空間上遠離激光熱源，所以其反應是由焊接熔池的熱傳導作用導致的。伴隨著界面溫度的升高，Cu-Al界面間溶質原子相互擴散的能力增強，當溫度達到565 ℃附近時，Cu元素向鋁合金母材中的擴散速率最高。激光焊接的時間非常短，能量集中，界面溫度升高與降低的速率都非常快，幾乎沒有時間停留在激光焊接的過程中，只能形成少量的鋁基固溶體，造成晶格畸變，阻礙了位錯的運動，起到固溶強化的作用，使得焊接接頭的強度和韌性都得到了良好的改善。

當溫度達到548.2 ℃（共晶溫度），此時的液相為低熔點液相，組成非常不均勻，在Al-Cu界面上，靠近Cu的一側Cu濃度很高，靠近Al的一側Al濃度很高。在液相中原子的擴散系數很高，所以即使在初期相對較低的溫度狀態(tài)下，液相混合物的均質化過程也會進行得非?？?。與此同時，液相中的Cu原子和Al原子之間的原子擴散仍在相互作用，當Cu-Al組合物達到共晶組合物的標準時，附近的母材Al開始發(fā)生溶解，進一步阻礙了Fe元素向鋁合金母材擴散。此時，由于激光的向前移動，界面層的溫度降低，當降低到液相的熔點以下時則開始結晶，最終共晶產物CuAl2與α-Al在界面層中沉淀，進一步改善了鋁/鋼異種焊接的焊接性。

分析其斷裂機理，結合圖7與圖9可以看出，在只添加Ni箔片做中間層時，試件在焊縫處斷裂，未發(fā)現明顯的頸縮現象，得到的斷口上只發(fā)現大面積的撕裂棱，其斷裂方式可能為解理斷裂，對斷口進行EDS掃描分析可知，斷口中的物相有大量的FeAl2脆性相。在加入0.02 mm厚度的Cu箔片與0.1 mm厚度的Ni箔片做復合中間層時，焊接試樣斷裂發(fā)生在母材與焊縫的結合處，母材未發(fā)生斷裂，只產生了少量彎曲形變。如圖9（b）所示，斷口上發(fā)現了大面積的韌窩，整體斷口較為平整，其斷裂方式可能為韌性斷裂，斷口的EDS掃描結果顯示其中的物相主要為CuAl2、CuAl5韌性相，并未發(fā)現FeAl2二元脆性相，焊接接頭的力學性能得到了很大的提升。將Cu箔片的厚度增加到0.05 mm時，抗拉伸剪切實驗結果與只添加Ni箔片做中間層時相似，斷口未發(fā)現頸縮現象，斷口無明顯韌窩，存在大面積的撕裂棱，可能為解理斷裂，EDS掃描結果顯示其斷口物相組成只有極少量CuAl2韌性相，接近不銹鋼母材，力學性能與未添加Cu箔片時相比更差。

3 結論

（1）Cu箔片與Ni箔片做復合中間層的加入，進一步改善了在鋁/鋼異種激光焊接過程中鋁和鋼的冶金反應，對比只添加Ni箔片做中間層時，由FeAl2二元脆性相構成的針狀組織完全消失，Fe-Al界面主要以α-Al和CuAl2共晶組織和一定量的CuNi二元韌性相組成，改善了鋁/鋼異種焊接的焊接性。

（2）由于Ni箔片的高熔點和Cu箔片的良好的流動性，在焊接過程中對Fe元素的擴散起到了物理阻隔作用，進一步減少了Fe-Al二元脆性相的產生。

（3）0.02 mmCu箔片的加入使得焊接接頭的最大剪切力提高至1754.72 N，觀察到焊接反應區(qū)形成了像齒輪一樣的形態(tài)，緊密嚙合。

（4）當Cu箔片的厚度增加到0.05 mm時，由于Cu箔片的厚度增加，其相對溫度降低，Cu元素與Al母材的相互擴散作用降低，均質化過程難以進行，焊接接頭的力學性能降低，其最大剪切力只有 734.97 N。