茅衛(wèi)東，石銘霄，方超，戴宇峰，李盛良

摘要：對鋼/鋁接頭直接采用激光焊接時，接頭極易產生脆性Fe-Al金屬間化合物。針對該問題，采用激光雙道焊接方法研究了銀中間層對304不銹鋼/6061鋁合金焊接接頭微觀組織及力學性能的影響。結果表明，預置銀為中間層，采用雙道激光焊接工藝，焊后接頭成形良好;組織分析表明，焊縫區(qū)域明顯分為靠近鋁側的區(qū)域A和靠近鋼側的區(qū)域B，區(qū)域A由富銀相和富鋁相混合組成，區(qū)域B由純銀（區(qū)域B1）和奧氏體相（區(qū)域B2）組成。此外，焊縫中未出現(xiàn)脆性Fe-Al金屬間化合物。力學性能測試結果顯示，斷裂發(fā)生在接頭處的純銀區(qū)，抗拉強度為175.59 MPa，斷后伸長率約為3%。

關鍵詞：銀中間層;304不銹鋼;6061鋁合金;激光焊接;脆性金屬間化合物

中圖分類號：TG456.7? ? ? 文獻標志碼：A? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2021）10-0126-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.10.21

0? ? 前言

現(xiàn)代汽車工業(yè)發(fā)展中，汽車輕量化可提高動力經濟性，有助于節(jié)能減排，具有良好的經濟效益。不銹鋼具有強度高、耐蝕性好和抗疲勞性能優(yōu)良等特點，鋁合金具有密度低、塑性好、比強度高等特點。由于車身不同部位對材料強度有不同的要求，因此使用不銹鋼與鋁合金的焊接結構可以充分發(fā)揮兩種材料各自的性能優(yōu)勢，減輕質量，實現(xiàn)汽車輕量化[1]。鋼和鋁的熔點、導熱率和熱膨脹系數等熱物理性能差異巨大，焊接時常常出現(xiàn)裂紋、熔合困難等缺陷，并極易產生大量硬而脆的Fe-Al金屬間化合物[2]，顯著降低了焊接接頭強度、塑性和韌性，因此如何消除Fe-Al金屬間化合物是實現(xiàn)鋼/鋁異種金屬優(yōu)質、高效焊接的關鍵技術環(huán)節(jié)。

采用電子束焊[3]、熔釬焊[4-6]可實現(xiàn)鋼/鋁的連接，但接頭中仍有較多Fe-Al脆性金屬間化合物生成。釬焊[7]與壓力焊[8-9]過程中母材仍保持固態(tài)，可避免脆性Fe-Al金屬間化合物大面積生成，但這兩種方法受限于工件尺寸和形狀，焊接效率低，特別是接頭區(qū)的強度較低，難以滿足較高強度的使用要求。

激光焊接具有高能量密度、焊接位置精準可控、生產靈活性好等優(yōu)點，可以精確控制焊接熱輸入與加熱區(qū)域，抑制兩種材料直接熔合后生成大量金屬間化合物，廣泛應用于異種金屬焊接[2，10-12]。文中采用激光雙道焊接的工藝方法，研究了銀中間層對鋼/鋁焊接接頭微觀組織及力學性能的影響。

1 試驗方法

試驗母材為304不銹鋼（退火態(tài)）與6061鋁合金（固溶處理+人工時效），試板尺寸均為50 mm×

50 mm×2 mm。304不銹鋼和6061鋁合金的化學成分如表1、表2所示。304不銹鋼和6061鋁合金室溫（20 ℃）典型熱物理性能如表3所示。采用純銀作為中間層材料，尺寸為50 mm×2 mm×2 mm。

試驗用的激光焊接設備為額定功率6 000 W的IPG YLS-6000摻鐿多模光纖激光器，光斑直徑0.3 mm，焦距255 mm，波長1 075 nm。采用對接接頭，將Ag預置在鋼-鋁對接面處，并保證鋁-銀、銀-鋼對接面緊密接觸，無間隙，焊前去除焊件表面的氧化膜、油污和水分。激光雙道焊接工藝示意如圖1所示，第一道焊接鋁-銀對接面，第二道焊接銀-鋼對接面，保護氣體采用氬氣，氣體流量15 L/min，其他激光焊接工藝參數如表4所示。

焊后使用線切割機沿垂直于焊接方向截取金相試樣，經打磨、拋光、腐蝕后進行組織分析。采用光學顯微鏡（VHX-900）觀察焊縫低倍微觀組織，采用掃描電子顯微鏡（JSM-6480）觀察高倍微觀組織。采用X射線衍射儀（D8 Advance）分析接頭相組成，使用能譜儀（TN-4700）分析接頭化學成分，并且對接頭進行了拉伸試驗和顯微硬度測試，以評價銀作為中間層的鋼/鋁激光焊焊接接頭的力學性能。使用HX-1000標準顯微硬度計，選用的壓力為100 g，打點間隔為0.15 mm，壓緊時間為10 s，HX-1000標準顯微硬度計通過計算壓痕對角線的長度，并與標準進行對比從而計算出壓痕所在位置組織的實際顯微硬度值。拉伸試驗時，將試樣兩端母材裝夾在CMT5205型電子萬能試驗機的上下裝夾裝置。拉伸過程中，記錄試樣拉斷時的最大載荷，并根據測量出的有效板厚計算接頭的抗拉強度。接頭抗拉強度由3個接頭抗拉強度平均值確定，加載速率為2 mm/min。

2 試驗結果與討論

2.1 焊縫表面成形

焊縫正反兩面成形情況如圖2所示。正面兩道焊縫均成形良好，波紋均勻且細致美觀，表面未見有氣孔、裂紋等明顯缺陷;反面焊縫亦成形良好，兩道焊縫均已完全熔透。

2.2 接頭微觀組織

接頭橫截面的宏觀形貌如圖3所示。由圖可知，焊縫明顯分為兩個區(qū)域：靠近鋁一側為區(qū)域A、靠近鋼一側為區(qū)域B，兩個區(qū)域中間有明顯的界面分開。鋁與區(qū)域A的熔合線呈曲線，沿著板厚方向焊縫的熔寬有明顯變化，中間部分熔寬小。區(qū)域A和區(qū)域B之間的界面較為平直，區(qū)域B中明顯分為剩余銀區(qū)（B1）和局部熔化的不銹鋼區(qū)（B2），B1與B2的界面呈鋸齒狀。

圖4a為區(qū)域A與鋁合金界面的掃描電鏡圖像，區(qū)域A與鋁合金界面處熔合良好，有界面反應層存在，結合EDS分析結果可知，靠近鋁合金界面處的區(qū)域A中的暗色組織為富鋁相（圖4a與表5中點1），亮色組織為富銀相（圖4a與表5中點2），二者構成典型的層片狀組織，進一步結合Ag-Al二元合金相圖[14]分析可知，富鋁相為α（Al）固溶體，富銀相為ξ固溶體。

由于區(qū)域A與鋁合金的界面反應層中Al含量較多，位于Ag-Al相圖的過共晶合金區(qū)，在熔池冷卻過程中，先從液相中結晶出α（Al）先共晶相，當溫度繼續(xù)下降發(fā)生共晶轉變時，形成了層片狀的共晶組織，其共晶α（Al）相依附于先共晶相長大難以分辨，因此在顯微形貌中發(fā)現(xiàn)富鋁相與富銀相二者以層片狀分布于區(qū)域A中，并且暗色富鋁相的數量較多。

圖4b為區(qū)域A中心區(qū)域的掃描電鏡圖像，結合EDS分析結果可知，圖4b中大量亮色的卵形晶粒為富銀相（圖4b與表5中點3），而沿晶界析出的為富鋁相（圖4b與表5中點4）。這是由于區(qū)域A中心區(qū)域距鋁合金較遠，Al含量降低，在激光熱源作用下，熔化后的熔池中液態(tài)金屬成分位于Ag-Al相圖中亞共晶合金區(qū)并且遠離共晶成分點，在熔池冷卻過程中先共晶相（ξ固溶體）數量較多，導致共晶成分中的ξ相依附于先共晶相長大，α（Al）相則沿著晶界析出，形成所謂的離異共晶現(xiàn)象。

圖4c為區(qū)域A和區(qū)域B1界面的掃描電鏡圖像，可以發(fā)現(xiàn)，界面處的晶粒形態(tài)和分布與區(qū)域A中的晶粒相同，并結合EDS分析結果（圖4c與表5中區(qū)域5、6）發(fā)現(xiàn)晶粒的相組成與區(qū)域A也相同，因此推測該界面處組織形成過程與區(qū)域A中組織的形成過程相同。

圖4d為區(qū)域B1與區(qū)域B2界面處的掃描電鏡圖像，可以看到有清晰的界面線，結合EDS分析結果可知，區(qū)域B1為純銀區(qū)（圖4d與表5中區(qū)域7），區(qū)域B2成分與母材相同為奧氏體區(qū)（圖4d與表5中區(qū)域8）。根據Ag-Fe相圖[14]可知，二者在液態(tài)、固態(tài)均互不相溶，因此在焊接過程中母材加熱熔化形成了鋼液與銀液，在隨后的冷卻過程中，鋼液首先凝固形成奧氏體區(qū)（區(qū)域B2），銀液隨后凝固形成純銀區(qū)（區(qū)域B1），產生明顯的分層現(xiàn)象。

為了進一步確定焊縫相組成類型，對焊接接頭的焊縫區(qū)域進行XRD衍射分析，結果如圖5所示。焊縫相主要由富鋁相、富銀相和奧氏體組成，未出現(xiàn)Fe-Al脆性金屬間化合物，XRD分析結果與能譜分析結果相一致。

2.3 接頭力學性能

拉伸試驗的典型結果如圖6所示?？梢钥闯鲈嚇釉诤缚p處發(fā)生斷裂，試樣抗拉強度為175.59 MPa，斷后伸長率接近為3%。

在掃描電子顯微鏡下觀察斷口顯微形貌（見圖7），發(fā)現(xiàn)斷口處存在較多韌窩，呈現(xiàn)微孔聚集性斷裂特征，為典型的韌性斷裂。EDS分析結果顯示Ag所占原子比為100 at.%，因此確定斷裂位置在純銀區(qū)（區(qū)域B1）。

焊接接頭顯微硬度分布曲線如圖8所示，顯微硬度分布極不均勻，區(qū)域B1顯微硬度最低，是接頭中最薄弱的區(qū)域，因此焊接接頭在該區(qū)域發(fā)生斷裂，這主要是因為區(qū)域B1由強度較低的銀組成。

3 結論

（1）采用2 mm厚度的銀作為中間層，通過激光雙道焊接的方法實現(xiàn)了鋼/鋁異種金屬的焊接，焊縫成形良好，表面無氣孔、裂紋等缺陷。

（2）采用銀作為中間層，抑制Fe與Al的互擴散，避免生成脆性金屬間化合物。顯微組織主要是由富銀相ξ與富鋁相的混合物、銀和奧氏體組成。

（3）焊接接頭的抗拉強度為175.59 MPa，斷裂發(fā)生在純銀區(qū)，為韌性斷裂，純銀區(qū)（B1區(qū)）是接頭中力學性能最薄弱的區(qū)域。

參考文獻：

[1]龍江啟，蘭鳳崇，陳吉清.車身輕量化與鋼/鋁一體化結構新技術的研究進展[J]. 機械工程學報，2008，44（6）：27-35.

[2]韋竺施，崔麗，賀定勇，等.鋼/鋁異種合金激光深熔焊接頭界面金屬間化合物的EBSD研究[J]. 材料工程，2018（7）：113-120.

[3]張秉剛，何景山，曾如川，等. LF2鋁合金與Q235鋼加入中間Cu層電子束焊接接頭組織及形成機理[J]. 焊接學報，2007（6）：37-40.

[4]雷振，秦國梁，林尚揚，等.基于激光-MIG復合熱源的5A02鋁合金/鍍鋅鋼熔-釬焊[J]. 機械工程學報，2009，45（3）：94-98.

[5]Xue J Y，Li Y X，Chen H，et al. Wettability，microstructure and properties of 6061 aluminum alloy/304 stainless steel butt joint achieved by laser-metal inert-gas hybrid welding-brazing[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2018（28）：1938-1946.

[6]Liu J，Jiang S C，Shi Y，et al. Laser fusion-brazing of aluminum alloy to galvanized steel with pure Al filler powder[J]. Optics & Laser Technology，2015（66）：1-8.

[7]Liu S，Suzumura A，Ikeshoji T T，et al. Brazing of Stain-less Steel to Various Aluminum Alloys in Air[J]. JSME Inter-national Journal Series A，2005，48（4）：420-425.

[8]Wang T H，Komarasamy M，Liu K M，et al. Friction stir butt welding of strain-hardened aluminum alloy with high strength steel[J]. Materials Science and Engineering：A，2018（737）：85-89.

[9]王希靖，鄧向斌，王磊. Q235鋼板與6082鋁合金攪拌摩擦焊工藝[J]. 焊接學報，2016，37（1）：99-102.

[10]石銘霄，趙健，陳書錦，等. 激光偏束焊對鈮/鋼接頭組織及性能的影響[J]. 焊接學報，2017，38（3）：41-44.

[11]Yan F，Wang X W，Chai F，et al. Improvement of microst-ructure and performance for steel/Al welds produced by magnetic field assisted laser welding[J]. Optics & Laser Technology，2019（113）：164-170.

[12]Li L Q，Xia H B，Tan C W，et al. Influence of laser power on interfacial microstructure and mechanical properties of laser welded-brazed Al/steel dissimilar butted joint[J]. Journal of Manufacturing Processes，2018（32）：160-174.

[13]林剛，林慧國，趙玉濤. 鋁合金應用手冊[M]. 北京：機械工業(yè)出版社，2006：465.

[14]唐仁政，田榮璋. 二元合金相圖及中間相晶體接頭[M]. 長沙：中南大學出版社，2009：11，19.