焊絲成分對(duì)鋁/銅激光熔釬焊接頭組織和性能的影響

鄧呈敏，程?hào)|海，張華，王非凡，劉德博

(1.北京石油化工學(xué)院，北京，102617；2.北京市安全生產(chǎn)工程技術(shù)研究院，北京，102617；3.南昌航空大學(xué)，南昌，330063；4.北京宇航系統(tǒng)工程研究所，北京，100076)

0 序言

銅合金和鋁合金均具有較高的熱導(dǎo)率和電導(dǎo)率，同時(shí)具有良好的可加工性能以及高延展性，在電子、新能源汽車以及制冷散熱等行業(yè)具有廣泛的應(yīng)用[1].然而，中國(guó)銅資源較為稀缺，大部分銅資源于國(guó)外進(jìn)口，價(jià)格較為昂貴，而鋁資源豐富，價(jià)格便宜，還具有輕質(zhì)的優(yōu)點(diǎn)[2].因此，采用部分鋁代替銅，不僅能夠節(jié)約成本，還能減輕結(jié)構(gòu)質(zhì)量[3]，具有廣闊的應(yīng)用前景.然而，由于鋁/銅異種材料之間的物理化學(xué)性質(zhì)差異較大，在焊接接頭的制備中仍存在較多的難點(diǎn)，開(kāi)發(fā)適用于鋁/銅異種材料連接的焊接方法成為了國(guó)內(nèi)外研究的熱點(diǎn)，引起了學(xué)者們的廣泛關(guān)注.

目前，鋁/銅異種材料焊接方法主要有釬焊、壓焊、熔釬焊等[4-7].激光焊具有能量密度高、熱量精準(zhǔn)可控的特點(diǎn)[8]，在鋁/銅焊接時(shí)具有一定的優(yōu)勢(shì)，但是鋁和銅的化學(xué)相容性較差，極易形成金屬間化合物(intermetallic compound，IMC)[9-10]，導(dǎo)致鋁/銅激光焊接頭力學(xué)性能下降.IMC 的形成作為惡化鋁/銅異種材料焊接接頭力學(xué)性能的關(guān)鍵問(wèn)題之一，國(guó)內(nèi)外學(xué)者開(kāi)展了大量的研究對(duì)鋁/銅異種材料焊縫的組織和性能進(jìn)行調(diào)控.Hailat 等人[11]在接頭中添加錫箔，發(fā)現(xiàn)使用錫箔的試樣拉伸載荷為780 N，而不使用錫箔的樣品拉伸載荷僅為650 N，結(jié)果表明添加中間層錫箔可提高激光焊接頭的力學(xué)性能.Weigl 等人[12]在鋁/銅異種材料激光焊研究中使用鋁-硅基和銅-硅基合金填料來(lái)抑制接頭脆性相的形成.結(jié)果表明，合金填料的加入確實(shí)能降低脆性相的形成并顯著提高接頭的延展性.Feng 等人[13]通過(guò)添加AlCu5焊絲成功獲得了1060 鋁合金/T2 紫銅異種材料冷金屬過(guò)渡焊 (cold metal transfer，CMT)搭接接頭，表明焊絲中加入適當(dāng)含量的Cu 元素能改善接頭的潤(rùn)濕性能，銅側(cè)IMC 層主要金屬間化合物為Al2Cu 和Al4Cu9等，且IMC 層厚度隨著焊接過(guò)程中熱輸入的增大而呈現(xiàn)出線性增加的趨勢(shì)，接頭最大抗拉載荷可達(dá)983 N.

文中對(duì)鋁/銅異種材料進(jìn)行激光熔釬焊對(duì)接焊試驗(yàn)，通過(guò)添加不同成分配比的Zn-Al 焊絲作為中間填充金屬，對(duì)比分析了焊絲中Zn 元素含量對(duì)接頭成形、微觀組織結(jié)構(gòu)、界面成形以及力學(xué)性能的影響.文中研究目的在于揭示Zn-Al 焊絲中Zn 元素在鋁/銅異種材料激光熔釬焊過(guò)程中對(duì)焊縫組織性能調(diào)控機(jī)制，為激光熔釬焊在鋁/銅異種材料焊接領(lǐng)域的應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ).

1 試驗(yàn)方法

分別采用直徑為2 mm 的Zn-2%Al，Zn-5%Al和Zn-10%Al 藥芯焊絲(藥芯為CsAlF4)作為填充金屬，對(duì)尺寸為120 mm × 60 mm × 2 mm 的2A16鋁合金板和T2 紫銅板進(jìn)行激光焊對(duì)接試驗(yàn).選擇德國(guó)IPG Photonics Corporation 公司制造的IPG YLS-6000-CUT 型摻鐿光纖激光器，其額定輸出功率為6 kW，激光波長(zhǎng)為1.07 μm，光纖芯徑為100 μm，準(zhǔn)直和聚焦系統(tǒng)由焦距均為250 mm 的準(zhǔn)直鏡和聚焦鏡組成，經(jīng)聚焦后光斑直徑為0.1 mm，離焦量為+10 mm，光束偏移量為+0.25 mm (規(guī)定激光光束偏移鋁側(cè)為正).采用高純氬氣保護(hù)，氣體流量為35 L/min.經(jīng)過(guò)前期預(yù)試驗(yàn)后，選定最佳焊接工藝參數(shù)為：激光功率P=2 200 W，焊接速度v=12 mm/s.將焊后的試樣用線切割機(jī)沿垂直與焊縫方向截取，采用XQ-1 型熱鑲嵌機(jī)制作成大小為φ30 mm 的鑲嵌塊，對(duì)其進(jìn)行打磨、拋光.采用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)和能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)分析不同焊絲成分對(duì)接頭的宏觀成形、微觀組織以及界面IMC 的影響.接觸角θ是衡量焊絲潤(rùn)濕性的重要參數(shù)，測(cè)量方法為在氣-固-液三相交點(diǎn)處固液表面切線和液氣表面切線經(jīng)過(guò)液體內(nèi)部所形成的夾角，如圖1 所示.按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》使用WDW-100 型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)接頭進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min，每組參數(shù)拉伸3 組試樣，將得到的3 組參數(shù)求其平均值，算出對(duì)應(yīng)的抗拉強(qiáng)度.采用丹麥司特爾生產(chǎn)的Dure Scan 型全自動(dòng)維氏顯微硬度計(jì)沿接頭橫截面水平方向中心線進(jìn)行硬度測(cè)試(從銅母材側(cè)到銅側(cè)界面層到焊縫一直到鋁母材側(cè))，維氏硬度加載載荷1.96 N，保持時(shí)間10 s，測(cè)試點(diǎn)間距為0.5 mm，對(duì)焊接試樣硬度進(jìn)行分區(qū)測(cè)試.

圖1 接觸角θ 測(cè)量示意圖Fig.1 Schematic of contact angle θ

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭成形

圖2 為激光功率P=2 200 W、焊接速度v=12 mm/s 時(shí)不同成分焊絲條件下所得的鋁/銅熔釬焊接頭.從圖2 可知，添加Zn-2%Al 焊絲的鋁/銅接頭焊縫正面成形不連續(xù)，且寬窄不均勻，背面成形較好.添加Zn-5%Al 焊絲的接頭焊縫正面成形相比于添加Zn-2%Al 焊絲的接頭更為連續(xù)，但背面成形較差，焊縫較窄.添加Zn-10%Al 焊絲的接頭則能在焊縫正面觀察到均勻美觀且具有金屬光澤的魚鱗紋，且焊縫背面連續(xù)，高度與母材保持一致.通過(guò)調(diào)節(jié)焊絲成分可以改善接頭的宏觀成形，獲得均勻、美觀具有金屬光澤的連續(xù)焊縫.

圖2 不同成分焊絲條件下接頭的宏觀形貌Fig.2 Macroscopic appearance of joints under different wire composition.(a) Zn-2%Al front；(b) Zn-2%Al back；(c) Zn-5%Al front；(d) Zn-5% back；(e) Zn-10%Al front；(f) Zn-10%Al back

圖3 為激光功率P=2 200 W、焊接速度v=12 mm/s 時(shí)不同焊絲成分下所得鋁/銅熔釬焊接頭的截面形貌.從圖5 可以看出，接頭具有熔焊和釬焊兩種特征，在Al 側(cè)母材發(fā)生完全熔化形成彎曲的熔合線，而Cu 側(cè)母材不熔化或者少量熔化，與液態(tài)焊縫金屬發(fā)生固液相互作用形成釬焊連接.材料的潤(rùn)濕性是評(píng)價(jià)固液相互作用的重要參數(shù)，表現(xiàn)為固液之間接觸角的大小.通過(guò)對(duì)焊縫金屬與母材之間的接觸角的測(cè)量可知，添加3 種焊絲條件下接頭的接觸角分別為78°，55°和31°，接觸角越小說(shuō)明材料的潤(rùn)濕性能越好.這是由于焊絲中Zn 含量的降低，而Al 含量相對(duì)提高，而Al 和Cu 之間極易發(fā)生化合反應(yīng)，形成IMC，使得固液相互作用增強(qiáng).而接觸角的減小，也使得焊縫與母材之間的過(guò)渡更為平滑，降低焊縫余高的高度，這也意味著Zn-10%Al 焊絲能與焊接工藝匹配，獲得成形美觀、寬窄均勻的接頭.

圖3 不同焊絲成分條件下接頭截面形貌Fig.3 Cross-section appearance of joints under different wire composition.(a) Zn-2%Al；(b) Zn-5%Al；(c) Zn-10%Al

2.2 微觀組織及界面成形

圖4 為激光功率P=2 200 W、焊接速度v=12 mm/s 時(shí)，添加Zn-10%Al 焊絲條件下接頭各區(qū)域顯微組織.從圖4a 可以明顯觀察反應(yīng)界面層的形成，主要由I 層連續(xù)板條狀組織和II 層非連續(xù)鋸齒狀組織組成.界面層厚度較薄，且部分II 層組織分布于鄰近的焊縫中，界面層組織與焊縫中心區(qū)的組織存在較大的不同.焊縫中心區(qū)主要由α-Al 固溶體、β-Zn 固溶體以及樹(shù)枝狀的α-Al+β-Zn 共晶組織形成，如圖4b 所示.這是由于Zn 和Al 之間不會(huì)發(fā)生化合反應(yīng)，只能以共晶形式存在，當(dāng)Zn 和Al 達(dá)到飽和就會(huì)以固溶體的形式析出.同時(shí)，由于液態(tài)焊縫金屬在凝固過(guò)程中會(huì)優(yōu)先在Al 母材上形核、長(zhǎng)大，產(chǎn)生大量Zn-Al 共晶組織，并以柱狀晶形態(tài)沿垂直與熔合線方向朝焊縫中擇優(yōu)生長(zhǎng)，如圖4c所示.

圖4 鋁/銅激光熔釬焊典型接頭各區(qū)域顯微組織Fig.4 Microstructure on each regions of Al/Cu laser welding-brazing joints.(a) Cu side brazing zone；(b) weld center zone；(c) Al side fusion zone

圖5 為不同成分焊絲下獲得的接頭釬焊界面層的SEM 形貌.界面層厚度和形態(tài)會(huì)隨著焊絲中Zn 含量的變化而變化.圖5 中顯示了測(cè)量區(qū)的平均厚度變化.對(duì)于添加Zn-2%Al 焊絲和Zn-5%Al 焊絲的接頭，界面層形態(tài)類似，I 層為連續(xù)板條狀組織，II 層為連續(xù)鋸齒狀組織，但隨著Zn 含量的下降，厚度由2.06 μm 增加至3.16 μm，如圖5a～圖5d所示.而如圖5e 和圖5f 所示，添加Zn-10%Al 焊絲的接頭，界面層厚度增加至7.02 μm.此外，界面層形態(tài)發(fā)生了較大的改變，I 層還是連續(xù)板條狀組織，但I(xiàn)I 層部分組織脫離I 層界面層逐漸以筍狀形態(tài)朝焊縫中心擴(kuò)散生長(zhǎng).界面層與鄰近焊縫區(qū)形成了類似“機(jī)械咬合”連接，這種機(jī)械咬合形式的連接使得界面層和鄰近焊縫區(qū)的結(jié)合更為緊密，對(duì)接頭強(qiáng)度提高具有一定作用.通過(guò)EDS 能譜分析對(duì)界面層結(jié)構(gòu)進(jìn)行定量分析，表1 為圖5 中標(biāo)記各點(diǎn)EDS分析結(jié)果.通過(guò)對(duì)各點(diǎn)的元素比例進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)添加Zn-2%Al 焊絲的Cu 側(cè)界面層化合物主要由I 層板條狀CuZn 化合物和II 層鋸齒狀A(yù)l2Cu 化合物組成，鄰近界面的焊縫區(qū)中存在α-Al，β-Zn 固溶體以及α-Al+β-Zn 共晶組織；添加Zn-5%Al 焊絲時(shí)，Cu 側(cè)界面層依舊主要由CuZn和Al2Cu 化合物構(gòu)成，但發(fā)現(xiàn)少量焊縫區(qū)的α-Al和β-Zn 固溶體擴(kuò)散到了界面處，說(shuō)明此時(shí)Al 和Zn 元素含量在界面層達(dá)到飽和，但缺少Cu 元素與其發(fā)生化合反應(yīng)，只能以固溶體的形式析出.然而，添加Zn-10%Al 焊絲時(shí)，Cu 側(cè)界面層還是由CuZn和Al2Cu 化合物組成，而鄰近界面處的焊縫區(qū)中除了α-Al+β-Zn 共晶組織之外，還生成了Al4Cu9和CuZn5化合物.這是由于Zn-10%Al 焊絲的潤(rùn)濕性較強(qiáng)，熔化后與Cu 母材發(fā)生了較強(qiáng)的固液相互作用，Cu 母材溶解的量增加，擴(kuò)散距離變長(zhǎng)，在Zn 和Al 濃度更高的區(qū)域發(fā)生化合物反應(yīng)，故界面中只有少量的Al4Cu9和CuZn5形成.

圖5 界面區(qū)SEM 及放大圖Fig.5 SEM and magnification of interface layer.(a) interface of Zn-2%Al；(b) enlarged view at the interface of Zn-2%Al；(c) interface of Zn-5%Al；(d) enlarged view at the interface of Zn-5%Al；(e) interface of Zn-10%Al；(f) enlarged view at the interface of Zn-10%Al

表1 圖5 中IMC 層中各點(diǎn)的EDS 分析結(jié)果 (原子分?jǐn)?shù)，%)Table 1 EDS analysis results of each point of IMC layer in Fig.5

2.3 力學(xué)性能

圖6 為不同成分焊絲對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度的影響.從圖6 可知，隨著焊絲中Zn 含量的下降，接頭的抗拉強(qiáng)度是逐漸增加的趨勢(shì).當(dāng)添加Zn-2%Al焊絲時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度為137 MPa.隨著Zn 含量的下降，添加Zn-5%Al 焊絲的接頭抗拉強(qiáng)度增至179 MPa.而當(dāng)添加Zn-10%Al 焊絲時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度會(huì)進(jìn)一步增至204 MPa.這是由于隨著焊絲中Zn 元素含量的下降，焊絲的潤(rùn)濕性逐漸增加，液態(tài)焊縫金屬與Cu 母材之間的相互作用增強(qiáng)，溶解了更多的Cu 元素并朝焊縫中擴(kuò)散.隨著Cu 含量的增加，焊縫中的化合物反應(yīng)增加，形成的界面層厚度也逐漸加厚，并界面層逐漸形態(tài)改變，與焊縫區(qū)形成更為緊密的“機(jī)械咬合”連接，提高了接頭的力學(xué)性能.此外，隨著焊絲中Zn 含量的增加，焊縫與母材之間的過(guò)渡更為平滑，焊縫余高更小，能一定程度上減小應(yīng)力集中對(duì)接頭力學(xué)性能的影響.

圖6 不同焊絲成分對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度的影響Fig.6 Effect of different wire composition on tensile strength of joints

圖7 為不同焊絲成分所得到的鋁/銅激光熔釬焊接頭的顯微硬度分布.從圖7 可以發(fā)現(xiàn)，接頭顯微硬度從銅側(cè)母材到界面層逐漸升高，而從界面層至鋁母材處又呈現(xiàn)出逐漸下降的趨勢(shì)，最大值出現(xiàn)在界面化合物層處.鋁合金母材和銅母材的顯微硬度分別約為63.5～ 73.9 HV 和54.6～ 67.2 HV 之間，而焊縫區(qū)的顯微硬度則約在157.8～ 240.2 HV之間，說(shuō)明焊縫中可能存在一些金屬間化合物.但是當(dāng)焊縫中存在孔隙等缺陷時(shí)，顯微硬度會(huì)發(fā)生突變.添加Zn-10%Al 焊絲的接頭中焊縫整體顯微硬度高于前兩種焊絲，說(shuō)明焊縫中金屬間化合物的形成對(duì)接頭顯微硬度具有較大的影響.

圖7 不同焊絲成分對(duì)接頭顯微硬度的影響Fig.7 Effect of different wire composition on microhardness of joints

3 結(jié)論

(1) 隨著焊絲中Zn 含量的降低，焊縫與Cu 母材之間的接觸角由78°逐漸下降至31°，說(shuō)明焊絲的潤(rùn)濕性不斷增強(qiáng)，導(dǎo)致界面固液相互作用增強(qiáng)，能與焊接工藝更好匹配，故添加Zn-10%Al 焊絲的接頭表面成形連續(xù)、均勻美觀且寬窄一致.

(2) 微觀組織表明，接頭可分為Cu 側(cè)界面層、焊縫區(qū)和Al 側(cè)熔合區(qū).界面層中形成了板條狀CuZn 和鋸齒狀A(yù)l2Cu 化合物.焊縫中心區(qū)則形成了大量樹(shù)枝狀的α-Al+β-Zn 共晶組織和飽和析出α-Al 和β-Zn 固溶體，而Al 側(cè)熔合區(qū)的共晶組織以柱狀晶的形式存在.

(3) 隨著焊絲中Zn 含量的降低，界面化合物層厚度由2.06μm增至7.02μm，且界面層部分Al2Cu 化合物會(huì)脫離界面I 層向焊縫中心區(qū)遷移，表現(xiàn)為向焊縫生長(zhǎng)的筍狀結(jié)構(gòu).同時(shí)，隨著焊絲潤(rùn)濕性能的提高，鄰近界面的焊縫區(qū)中還會(huì)形成少量彌散分布的Al4Cu9和CuZn5化合物.

(4) 接頭抗拉強(qiáng)度隨著Zn 含量的降低而逐漸提高，添加Zn-10%Al 焊絲的接頭具有最大抗拉強(qiáng)度，為204 MPa；接頭焊縫區(qū)顯微硬度明顯高于兩側(cè)母材，焊縫區(qū)顯微硬度最大值出現(xiàn)在界面層處，且焊縫區(qū)的整體顯微硬度值隨著Zn 含量的降低而逐漸增大.