DOI:10.14128/j.cnki.al.20264602.040
中图分类号:TG456.7
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激光功率对钢/铝焊接接头组织与性能的影响
0 引言
进入21世纪,轻量化制造已经成为机械领域关注点之一。就汽车工业而言,随着车身质量的减轻,燃油的消耗量和CO2排放量均会下降,对于资源节约和环境保护均有重大意义[1]。铝/钢连接不仅可以实现各组分材料自身的优势,也为轻量化制造提供新思路。然而钢/铝连接也是焊接领域难点之一。根本原因在于焊接过程形成钢/铝金属间化合物,如FeAl、Fe2Al5以及 FeAl3(Fe4Al13)等。上述金属间化合物硬度高、脆性大,极易诱发裂纹等缺陷,继而降低焊接接头力学性能[2]。激光-MIG复合焊接具有焊接速度快、电弧稳定性好、装配容忍度高等优势,可以抑制钢/铝焊接过程不稳定等工艺难题,减少焊接缺陷。
钢/铝金属间化合物(intermetallic compounds,IMCs)生成被认为是极其复杂的过程,不同类型间Fe/Al金属化合物生长机制和转变机制均存在较大差异。Xue等[3]采用激光-MIG复合热源对6061铝合金和SUS304不锈钢进行焊接,发现随着激光功率增加和焊接速度的降低,IMCs厚度均会升高。Lee等[4]采用激光-TIG复合焊接并结合三维模型模拟IMCs生成过程,确定了激光峰值温度主要影响Fe2Al5形核速率。王建军等[5]采用激光焊接DP590镀锌钢和6061铝合金,发现随着激光线能量增高,IMCs形貌由层片状和针状向岛状和骨架状过渡,后者往往导致接头性能降低。Kobayashi等[6]通过扩散钎焊探究Fe2Al5与FeAl生成过程,发现温度低于1 273 K时,IMCs界面会优先形成Fe2Al5,温度高于1 273 K时,IMCs界面在Fe2Al5上继续形成FeAl和Fe3Al。
除工艺参数外,焊缝区合金元素也可以对钢/铝金属间化合物生成规律产生影响。Zn元素有助于提高铝在钢表面润湿性,增加液态铝在钢表面润湿性[7],然而,Zn元素同时也提高金属间化合物生长速度。过快的反应速度往往加速Fe/Al金属间化合物(IMCs)的成长,恶化接头力学性能[8]。Si元素与Zn元素作用相反,Si元素加入优先在界面形成αh-Al7.1Fe2Si (τ5)和β-Al4.5FeSi (τ6)金属间化合物,抑制Fe原子向Al原子扩散效应,焊接接头IMCs生长速率显著减低[9]。Ni元素加入后在焊接接头界面处形成NixAly金属间化合物,抑制了Fe/Al冶金反应进行,从而减小IMCs厚度[10]。Y元素加入会在焊接接头界面处形成Fe23Y6、Al3Y、Al2Y3等韧性相,同时置换IMCs中Fe原子,抑制脆性相生成[11]。除此之外,Cu、Ti、Sn等元素均可生成中间产物抑制焊接接头Fe/Al原子相互扩散,从而抑制金属间化合物(IMCs)产生[12]。
鉴于激光功率对IMCs生成存在较大影响,本文将着重讨论不同激光功率对钢/铝异种金属熔焊接头微观组织与力学性能的影响,为深入了解IMCs形成机理提供理论支持。
1 试验材料与方法
本实验采用规格为120mm×100mm×2mm 6061铝合金和 120mm×100mm×1mm DP590 高强钢作为实验材料。其中6061铝合金为T4时效态,DP590高强钢经轧制后镀锌处理,镀锌层厚度为10 μm。MIG焊丝为直径 1.2mm ER5356(AlMg5),焊丝熔点为848～906 K,具有良好的耐腐蚀性与铝合金母材相容性。母材与焊丝化学成分如表1和表2所示。
表1 DP590高强钢化学成分
Table 1 DP590 high strength tempering chemical components
AlloyMnCrNiCPSiFeMass fraction/%1.5400.3700.0100.0840.0150.028Bal.
表2 6061铝合金和ER5653焊丝化学成分
Table 2 6061 Aluminum alloy and ER5653 welding wire chemical composition
AlloyMnSiTiMgZnCuNiAlMass fraction/%60610.150.800.151.200.250.15—Bal.ER53560.050.05—5.00——0.30Bal.
本实验采用钢/铝搭接方式进行,焊接示意图如图1所示,其中6061铝合金在上,DP590双相镀锌钢在下。焊接过程采用激光引导电弧方式进行,并且焊接过程始终保持激光和电弧处在同一平面,焊接时该平面向左偏转30°,激光束通过激光枪头垂直照射钢/铝搭接处,焊枪与激光头夹角为15°。电弧焊枪焊丝干伸长14mm,并保持距搭接边缘2mm。采用氩气作为保护气,气体流速为15 L/min,并使用压缩空气作为激光焊枪保护气。焊接前采用短脉冲激光对铝板进行表面处理,除去表面氧化膜,并使用丙酮对 6061 铝合金进行擦拭。DP590镀锌钢用2 000目砂纸进行适当打磨,并使用丙酮擦拭。试验参数如表3所示,在其他参数保持不变情况下,探究不同激光功率(1 100 W、1 300 W、1 500 W、1 700 W)对宏观成型、接头不同区域组织形貌及力学性能影响。
图1 激光-电弧复合焊枪与焊接模式图
(a)激光焊枪与电弧焊枪配置示意图;(b)钢/铝搭接方式与取样位置示意图
Fig.1 Laser-arc hybrid welding torch and welding mode diagram
(a)Schematic diagram of laser welding gun and arc welding gun configuration; (b)schematic diagram of overlap mode and sampling position
表3 焊接试验参数
Table 3 Welding test parameter
No.Laser power/WWelding speed/(m·min-1)Wire feed rate/(m·min-1)Defocusing amount/mmLaser-arc distance/mm11 1003.04.00221 3003.04.00231 5003.04.00241 7003.04.002
焊接后,沿焊缝垂直方向取样进行组织和力学性能测试,实验所获得的搭接接头如图2所示,接头分为3个区域,分别为焊缝中心、铝侧热影响区和钢/铝钎焊区域,同时按图中标识进行测量。焊接接头采用体积比为V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶2∶7的腐蚀液进行金相腐蚀,采用QUANTA 250扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)观察不同区域组织变化情况。使用Bulehler维氏显微硬度计对焊缝区域进行显微硬度测试,接头硬度值参考ASTM M6标准进行,加载力为200 g,加载时间为10 s,测量点间距为0.1mm。使用 CMT5105型万用拉力机进行拉伸实验,拉伸标准为GB/T 228.1-2021 《金属材料 拉伸试验 第1部分:室温试验方法》。
图2 接头观测区域
(a:焊缝中心;b:热影响区;c:钎焊区域;l1:熔宽;l2:熔深;l3:钢中渗入量;θ:成型角度
Fig.2 Joint observation area
(a:weld center; b:heat affected zone; c:brazing area; l1:weld width; l2:weld depth; l3:theamount of infiltration in steel; θ:forming angle)
2 试验结果与分析
2.1 激光功率对接头宏观形貌影响
图3为不同激光功率下焊道表面形貌及接头截面图像,从焊道表面形貌可以看出,随着激光功率的增加,焊道表面形貌存在较大差异。当激光功率为1 100 W时,焊道出现多个未熔合区域。截面形貌观察到焊趾处存在裂纹,裂纹沿接头垂直方向向钢中扩展。随着激光功率增大到1 300 W,焊道成型趋于饱满,截面观察到裂纹,未发现气孔等缺陷。激光功率逐渐增大到1 500 W,焊缝表面铺展性进一步增加,然而焊道后端出现部分气孔,截面未观察到裂纹和气孔等缺陷。激光功率增大到1 700 W时,焊道后端存在过烧区域,焊道前端同时存在气孔。图4为不同激光功率下钢熔化量及熔宽、熔深及钢渗入量测量的结果。随着激光功率增加,接头截面熔宽和接头熔深及钢渗入量均呈现先增大后减小的趋势。根据截面测量结果并结合焊缝宏观形貌分析表明,激光能量主要影响焊丝在钢表面的铺展性。当激光功率为1 100 W时,焊接热输入不足导致熔滴过渡不稳定,焊丝无法在钢表面完全铺展,因此出现部分未熔合区域。随着激光功率逐渐提高,焊接热输入增加,激光-电弧耦合作用趋于良好,此时熔滴过渡稳定,焊道形貌改善。随着激光能量继续增加,体系热输入过大,导致焊丝在高功率激光作用下气化,未能在钢表面成型,因此出现过烧区域。钢中渗入量主要受激光功率影响,激光由1 100 W增加至1 500 W时,钢中渗入量呈线性增高趋势。激光功率为1 700 W,此时激光优先作用于熔化焊丝表面,镀锌钢表面受激光作用降低,因此出现钢渗入量降低趋势。
图3 不同激光功率下焊缝及截面宏观形貌
(a)1 100 W;(b)1 300 W;(c)1 500 W;(d)1 700 W
Fig.3 Macroscopic morphology of weld and cross section under different laser power
(a)1 100 W; (b)1 300 W; (c)1 500 W; (d)1 700 W
图4 平面显微镜测量结果
Fig.4 Measurement results of plane microscope
图5为激光功率下接头焊趾处成型角度,由于焊丝在钢成型角度主要受润湿作用影响,本文以成型角度变化反映润湿角度变化。当激光功率为1 100 W时,成型角度为89.29°,随着激光功率不断提高,成型角度随之降低。研究表明[13],液滴润湿角度处于0°<θ<90°时,随着润湿角减小,润湿作用增强。这是因为激光作用在焊丝上的能量增加,有利于焊丝在搭接区域铺展。同时,激光能量的增加有助于降低液态铝熔化时表面张力,增大界面润湿作用,因此适当增加焊接热输入有助于提高液态铝在钢表面的润湿性。
图5 不同激光功率下成型角度
Fig.5 Forming angle under different laser power
2.2 激光功率对接头显微组织影响
图6为不同激光功率下焊接接头焊缝中心的显微组织,该区域对应图2中A区域。不同激光功率下焊缝组织存在一定差异。激光功率为1 100 W时,焊缝中心主要由针状IMCs和板条状IMCs组成。由于针状组织内应力较大,组织出现明显不相容。激光功率为1 300 W时,焊缝中心组以板条状IMCs和针状IMCs为主,同时出现部分颗粒状IMCs。当激光功率增加到1 500 W,焊缝中心组织由板条状IMCs和胞状IMCs组成;激光功率为1 700 W时,此时出现连续的金属间化合物(IMCs),同时观察到大量颗粒状IMCs和层片IMCs。同时在激光功率为1 100 W和1 500 W时观察到少量Al(Zn)组织。由于激光-电弧复合热源温度较高,镀锌层在极短时间内发生熔化,Al原子会与Zn原子优先形成Al(Zn)共晶。随着温度继续升高,大部分Zn元素发生气化,因此,焊缝中心仅观察到少量Al(Zn)组织。Zn元素在形成Al(Zn)共晶过程中,有效增加了Al原子在钢表面的迁移效率,显著增强Al在钢表面的润湿性[14]。由于Zn/Al元素反应需要较大能量,当激光功率为1 100 W时,生成IMCs相没有足够能量进行生长,仅以短小针状存在于焊缝中心。激光功率的逐渐增大,有利于焊缝中心组织由短小针状向较为粗大的板条状过渡。
图6 不同激光功率下的焊缝中心显微组织
(a)1 100 W;(b)1 300 W;(c)1 500 W;(d)1 700 W
Fig.6 Microstructure of weld center under different power
(a)1 100 W; (b)1 300 W; (c)1 500 W; (d)1 700 W
图7为不同激光功率下焊接接头铝热影响区的显微组织,该区域对应图2中B区域。当激光功率为1 100 W时,热影响区组织除针状IMCs和板条状IMCs外,还观察到平面连续IMCs和岛状IMCs组织。图8为激光功率为1 100 W时岛状组织扫描图像及线扫描结果,由线扫描结果可知,岛状IMCs中心组织为 Fe2Al5,岛状IMCs边缘组织为FeAl3。岛状IMCs生长主要分为两个阶段,由于Fe2Al5吉布斯自由能小于FeAl3吉布斯自由能,形核初期,岛状IMCs以Fe2Al5为主,并且在热源作用下开始生长,生长过程中FeAl3逐渐取代Fe2Al5成为优势相[15]。激光功率为1 300 W时,铝热影响区未出现IMCs连续组织,仅以针状IMCs分布在铝母材中,因此组织出现明显不相容性。当激光功率为1 500 W时,此时热影响区未出现岛状组织,说明其与母材相容性较好。当激光功率为1 700 W时,热影响区以平面IMCs和岛状IMCs为主,同时在平面IMCs中观察到穿晶裂纹。当激光功率为1 700 W时,体系热输入较大,Fe原子有足够热量进行长程扩散,因此平面IMCs能够连续生长,造成力学性能恶化[16]。
图7 不同激光功率下的热影响区显微组织
(a)1 100 W;(b)1 300 W;(c)1 500 W;(d)1 700 W
Fig.7 Microstructure of heat affected zone under different laser power
(a)1 100 W; (b)1 300 W; (c)1 500 W; (d)1 700 W
图8 1 100 W 铝热影响区岛状IMCs显微形貌及线扫描结果
(a)岛状IMCs显微图像;(b)岛状IMCs扫描结果
Fig.8 Microscopic morphology and line scan results of island-like IMCs in 1 100 W aluminum side heat affected zone
(a)Island-like IMCs microscopic image; (b)island-like IMCs scan results
图9为不同激光功率下焊接接头钎焊区域显微组织,该区域对应图2中C区域。钎焊区域具有与母材较好的相容性,仅在激光功率为1 700 W时,IMCs层与镀锌钢结合处出现裂纹。图10为不同激光功率下焊接接头钎焊区IMCs元素分布图,不同激光功率形成的IMCs均由Fe3Al、Fe2Al5、FeAl3组成。靠近钢一侧在IMCs成分以Fe3Al为主,随着界面Fe/Al反应进行,IMCs层中Fe原子不足,开始生成富铝相IMCs,最终形成FeAl3。同时由于Fe2Al5和Fe3Al性质差异较大,导致IMCs层出现低塑性液化裂纹[17]。图11为不同激光功率下焊接接头钎焊区域IMCs厚度统计结果,当激光功率从1 100 W增加至1 500 W,IMCs厚度呈现升高的趋势,激光功率为1 700 W时,IMCs厚度减小,这是因为体系出现低塑性液化裂纹,Fe/Al无法通过扩散生成IMCs,因此界面层厚度减小。
图9 不同激光功率下钢/铝钎焊区域显微组织
(a)1 100 W;(b)1 300 W;(c)1 500 W;(d)1 700 W
Fig.9 Microstructure of steel/aluminum brazing area under different laser power
(a)1 100 W; (b)1 300 W; (c)1 500 W; (d)1 700 W
图10 钎焊区域元素分布图
(a)1 100 W;(b)1 300 W;(c)1 500 W;(d)1 700 W
Fig.10 Element distribution map of soldering area
(a)1 100 W; (b)1 300 W; (c)1 500 W; (d)1 700 W
图11 不同激光功率下焊接接头钎焊区厚度
Fig.11 IMCs thickness under different laser power
2.3 激光功率对接头显微硬度影响
图12为不同激光功率下焊接接头显微硬度云图。随着激光功增大,焊接接头整体硬度均得到明显提升。不同激光功率下硬度最高区域均为铝/钢界面,不同激光功率下最高硬度分别为 543.9 HV、624.1 HV、824.4 HV、921.1 HV。硬度最低区域为铝热影响区。由扩散定律可知,激光能量提高有利于Fe原子在熔池内进行扩散。随着激光功率由1 100 W增大到1 300 W,硬度显微云图出现多个硬度不连续区域。此时激光能量主要提高Fe原子在熔池中的扩散能力,此时组织仍以Fe2Al5为主[18]。当激光功率由1 300 W增大到1 500 W时,焊接接头平均硬度明显增加。此时液态熔池仍以Fe原子和铝原子结合生成Fe2Al5为主,部分Fe2Al5在热源作用下生成FeAl3,造成组织硬度偏高[19]。当激光功率为1 700 W时,焊缝中心组织硬度进一步增大,此时激光热输入较大,熔池内有足够能量进行Fe原子扩散与IMCs成长,由于IMCs脆性较大,造成力学性能下降。
图12 不同激光功率下焊接接头显微硬度云图
(a)1 100 W;(b)1 300 W;(c)1 500 W;(d)1 700 W
Fig.12 Microhardness nephogram of welded joint under different laser power
(a)1 100 W; (b)1 300 W; (c)1 500 W; (d)1 700 W
2.4 激光功率对接头拉伸性能影响
图13和表4为不同激光功率下拉伸试验结果,由于1 700 W时焊道中后端存在过烧区域,无法通过线切割获得完整试样。随着激光功率增加,接头拉伸性能呈现先上升后降低的趋势。拉伸结果显示不同激光功率下的断裂均为解理断裂。不同激光功率下断口形貌如图14所示,当激光功率为1 100 W时,接头平均剪切强度为72.7 N·mm-1,断裂区域位于钢/铝界面处。随着激光功率增加,平均剪切强度分别为 119.2 N·mm-1、 55.7 N·mm-1、49.3 N·mm-1,断裂区域分别位于焊缝中心、铝热影响区、钢/铝界面。激光功率为1 100 W时,断口平整度较高,从图中可以看出,断裂区域存在两种不同组织形貌,第二相以岛状镶嵌在基体内,通过对不同组织放大倍数观察,基体组织观察到沿晶裂纹,同时观察到一些微小气孔,由于裂纹和气孔存在使得力学性能降低;通过对第二相观察,组织形貌以颗粒状为主,分布较为均匀。然而,第二相并未与基体形成有效的冶金结合。表5展示了不同激光功率下接头组织元素分布情况。激光功率为1 100 W时,推测断口组织以FeAl为主,第二相岛状组织Zn与Mg元素含量相比基体有所升高。这是因为此时激光功率较低,Zn元素受气化作用较小,造成部分Zn元素残留。同时,Mg元素Zn元素近似比例为1∶2,推测点4存在MgZn2。MgZn2和Al(Zn)固溶体韧性均优于Fe/Al金属间化合物[20],因此,岛状组织对Fe/Al金属间化合物生成存在一定抑制作用。激光功率由1 300 W升高至1 700 W时,断口组织具有较大的解理平面和针状相。随着激光功率提高,断口处针状相增多。由于针状相生长角度不同,生长过程中出现大量空位,造成力学性能较差。通过对断口组织点扫描可知,点5扫描结果说明该处组织成分为Al(Zn)固溶体,同时分布一定数量的FeAl3;1 500 W断口图像中点7和点8中Al元素分布少于1 300 W图像点5和点6,根据EDS结果推测该处组织主要为FeAl3,由于FeAl3脆性较高,因此,为了保证接头性能,需严格控制热输入。
图 13 不同激光功率下拉伸试样最大剪切强度
Fig.13 The maximum shear strength of tensile specimens under different laser power
图14 不同激光功率下拉伸破坏断口
(a)1 100 W;(b)1 300 W;(c)1 500 W;(d)1 700 W
Fig.14 Tensile failure fracture under different laser power
(a)1 100 W; (b)1 300 W; (c)1 500 W; (d)1 700 W
表4 激光功率对接头力学性能的影响
Table 4 The influence of laser power on the mechanical properties of joints
Laser power/WShear strength/(N·mm-1)Fracture location1 10072.7steel/aluminum interface1 300119.2weld center1 50055.7aluminum side heat affected zone1 70049.3steel/aluminum interface
表5 断口扫描结果
Table 5 Fracture scanning results
PointAtomic percent/%Mg-KSi-KZn-KFe-KAl-KProduced phase10.130.213.5744.8551.24FeAl20.220.152.1346.3951.11FeAl30.840.0016.680.6581.83Al(Zn)+FeAl43.440.256.441.8186.96α-Al+MgZn250.021.3520.8413.2763.76FeAl3+Al(Zn)61.120.001.2813.9681.21FeAl3+α-Al70.020.001.2438.2460.36Fe2Al580.250.020.9426.1073.59FeAl390.260.710.0424.2074.79FeAl3100.950.430.3013.4284.89α-Al+FeAl3
3 结论
(1)采用激光-电弧复合热源可以获得无裂纹、成型良好钢/铝异种接头,当激光功率为1 500 W时,焊缝表面成型较好,焊趾处无裂纹产生。
(2)通过扫描电镜观察,焊缝中心组织主要为板条状Fe2Al5和针状FeAl3,随着激光功率增加,板条状Fe2Al5含量增加;热影响区组织为岛状IMCs和板条状IMCs。通过对岛状组织扫描,显微组织主要为Fe2Al5和FeAl3;钎焊区域显微组织主要为FeAl3、Fe2Al5、Fe3Al。激光功率为1 700 W时,由于出现低塑性液化裂纹,IMCs厚度反常减小。
(3)激光功率增加有利于Fe原子扩散,从而增加IMC含量。断口组织除Fe2Al5和FeAl3外,激光功率为1 100 W时,还存在Al(Zn)共晶。激光功率为1 500 W时,接头最高硬度824.4 HV,断裂位置靠近Fe2Al5和FeAl3交界处。
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