钢/铝异种合金激光深熔焊接头界面金属间化合物的EBSD研究

韦竺施，崔 丽，贺定勇，王智慧，陈 俐

(1 北京工业大学 材料科学与工程学院，北京 100124；2 中国航空制造技术研究院,北京 100024)

近年来，为了提高能源效率，减轻环境污染，钢/铝合金异种材料的焊接结构在汽车、船舶等工业中得到了越来越多的应用。然而，由于钢、铝合金两种材料在物理及化学性质中存在很大的差异，焊接过程中接头界面容易产生大量的富铝Al5Fe2，Al3Fe等脆性高的金属间化合物(IMC)，严重地降低了钢/铝合金异种接头的力学性能[1]。为了解决此问题，国内外的学者们探究各种可行的焊接方法来抑制IMC过度生长。新近发展起来的熔钎焊方法[2-6]被研究人员认为是一种连接异种合金的有效焊接方法。目前，熔钎焊主要采用的热源有电弧和激光[7]。与电弧熔钎焊相比，激光熔钎焊具有能量密度高，能量集中可控，焊接速率快等优势，可以有效减少界面处IMC的生长时间，有利于IMC层厚度的控制[8]。因此，激光熔钎焊得到了研究人员越来越多的关注。

根据激光能量吸收机制的不同，一般将激光熔钎焊接分为激光热导熔钎焊和激光深熔钎焊两大类[9]。已有研究表明，受热传导的限制，激光热导熔钎焊仅适合于薄板焊接[10-12]。而与激光热导熔钎焊不同，激光深熔钎焊则采用聚焦的激光直接作用在一种母材一侧，并实现深熔，通过热传导或者激光直接辐照的方式使低熔点母材熔化，同时熔化的低熔点母材作为钎料与未熔化高熔点母材形成钎焊接头[1]。在激光深熔钎焊过程中，低熔点母材的熔化是通过深熔机制实现的，激光的能量利用率以及焊接效率都较激光热导熔钎焊有很大的提高，因此采用深熔焊的机制可以实现较大厚度材料的对接接头的连接[13]。

目前对于异种合金激光深熔焊接的研究表明，钢/铝合金接头界面产生的脆性IMC对接头的力学性能产生不利的影响[1]。国内外研究人员采用添加焊丝、金属粉末等填充材料的方法来抑制界面生成过厚的IMC层，从而获得良好力学性能的焊接接头[3,14]。在不添加填充材料的情况下，Fan等[15]对1mm厚的Al99.5铝合金和0.75mm厚的DC01钢薄板进行了搭接接头的激光焊接，研究了激光功率对界面IMC层的影响，结果表明：激光焊接热循环是影响焊接接头界面IMC形成的主要因素，随着焊接功率的增加，界面IMC层的厚度成线性增加。与填充材料的激光焊接相比，无填充材料的激光焊具有焊接过程中调控参数少，可操作性好，焊接效率高，应用范围广等优势，因此无填充材料的钢/铝合金激光深熔焊接越来越得到了研究人员的关注[16]，而目前对于无填充材料的激光深熔焊接钢/铝异种合金的研究鲜见报道。

为了提高钢/铝合金接头力学性能，国内外研究人员已对接头界面IMC组织进行了较为深入的研究，主要采用OM、SEM/EDS能谱及XRD等微观分析方法对钢/铝合金接头界面组织形态、物相及厚度进行了研究[17]。一般认为，IMC的厚度对焊接接头的力学性能有重要影响，厚度范围在3～10μm时可获得良好的接头强度及韧性[18]。Mori等[19]提出，η相(Al5Fe2)和θ相(Al13Fe4)是界面形成的最主要IMC。近年来，电子背散射衍射(EBSD)技术在晶粒取向、取向差分布、织构分析、相鉴定等方面具有明显的优势，因而已在材料学微观组织结构及微织构表征中广泛应用[20]。但是，EBSD 技术用于异种合金界面微观组织演变的研究则非常有限。Springer等[21]采用EBSD方法对钢/铝合金界面在不同温度及时间下产生的IMC进行了相关研究，结果表明，在固(钢)-液(铝)扩散过程中η相是最主要的IMC，在η相于母相Al之间也存在较薄的θ相(Al13Fe4)，这些研究结果可为本工作钢/铝异种合金接头界面IMC组织研究提供参考。

综上所述，目前已有的钢/铝合金激光熔钎焊研究大多集中在添加填充材料的激光熔钎焊方面，且多为薄板搭接接头[5，22-23]，而对于无填充材料的中厚板钢/铝合金对接接头激光熔钎焊的研究鲜见报道。为此，本工作采用无任何填充材料的激光深熔焊接的方法，对6mm厚的5083铝合金和Q235钢对接接头进行焊接工艺实验，借助OM及EBSD对焊接接头界面IMC组织形态、物相及晶粒大小进行深入研究，并揭示焊接工艺参数激光偏移量对接头界面组织的影响规律，为中厚板钢/铝合金对接接头激光焊接的应用提供理论基础。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

焊接实验采用母材为6mm厚的5083铝合金和Q235钢板，尺寸为150mm×100mm，其化学成分如表1所示，接头形式为对接。

表1 母材的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of base materials (mass fraction/%)

1.2 焊接实验

钢/铝合金激光深熔焊连接原理如图1所示，焊接过程中，聚焦的激光直接作用在钢表面，形成小孔特征的深熔焊缝，激光能量通过钢侧固态HAZ传到钢/铝合金界面处使低熔点的铝合金熔化，熔化的液态铝合金在固态钢表面润湿铺展，形成冶金结合的熔钎焊接头。其中，激光偏移量(laser offset)为激光光斑中心相对于接头界面的距离[24]。

图1 钢/铝异种合金激光深熔焊接原理示意图Fig.1 Schematic diagram of steel/Al dissimilar alloys by using laser keyhole welding

焊前，首先用砂纸去除材料表面的氧化膜，再用丙酮将材料表面油污清洗干净，最后放在 100℃左右的干燥箱中进行烘干或者风干。焊接采用IPG YLS-6000光纤激光器，激光波长为1070nm，最大输出功率6kW，采用连续输出激光模式，外光路系统采用200μm的芯径光纤，聚焦焦距为250mm，配合可六轴联动ABB机械手来完成焊接。激光采用能量密度分布为高斯分布的圆形光斑，当激光离焦量为0mm时，光斑直径为0.3mm。焊接时，激光偏移量对钢/铝合金激光深熔钎焊焊缝成形具有重要的影响，正确选择激光偏移量，可以对钢/铝合金界面有效地分配热输入量。因此，激光焊接工艺参数保持不变(激光功率为3250W，焊接速率为1.0m/min，离焦量为0mm)，改变激光偏移量的数值，分别在激光偏移量为0.3mm 和0.7mm条件下进行焊接，研究激光偏移量对接头界面IMC组织的影响。焊接过程中，使用高纯度氩气对焊接熔池和接头背面同时进行保护，气体流量为15L/min。

1.3 界面组织微观分析

采用OM及EBSD来研究接头界面IMC组织特征，分析激光偏移量及界面沿厚度方向不同位置对IMC组织形态、相组成、晶粒面积及平均厚度的影响。EBSD测试时采用FEI QUANTA FEG 650场发射扫描电镜，在加速电压为20kV条件下进行。激光偏移量为0.3mm接头的扫描步进长度为0.5μm，激光偏移量为0.7mm接头的扫描步进长度为0.2μm，采用Channel软件进行数据计算及分析。实验测得钢/铝合金界面的IMC物相的晶格常数如表2所示，其中，测定的θ-Al13Fe4为Al3Fe在焊接条件下的非平衡态相，与平衡态Al3Fe的晶体结构相同[25-26]。

表2 实验测得的钢/铝合金接头界面金属间化合物的物相Table 2 Identified IMC phases at the steel/Al interface

2 结果与分析

2.1 钢/铝合金接头微观组织

图2为典型的钢/铝合金激光深熔焊接头横截面形貌。由图可见，在两种激光偏移量下，接头钢侧形成了具有典型深熔焊特征的焊缝，与铝合金形成了良好的冶金结合接头，且接头无可视的气孔、裂纹缺陷，表明采用无任何填充材料的激光深熔焊接方法可以有效连接6mm厚的钢/铝合金对接接头。此外，激光偏移量为0.3mm的接头焊缝熔宽、在钢侧、铝侧的热影响区面积都明显大于激光偏移量为0.7mm的接头，表明激光偏移量为0.3mm时在接头界面处的热输入明显高于0.7mm的接头。这是由于激光偏移量直接影响着钢传递至铝合金的热量，从而影响钢/铝界面处的温度、铝合金的熔化量及液态铝合金在钢上的润湿铺展以及热影响区的宽度[27]。

图2 不同激光偏移量的钢/铝合金激光深熔焊接头横截面形貌 (a)0.3mm；(b)0.7mm Fig.2 Cross sectional views of the steel/Al alloy laser keyhole welding joints with different laser offsets (a)0.3mm;(b)0.7mm

图3 钢/铝合金激光深熔焊接接头组织形貌 (a)接头横截面及不同区域组织的示意图；(b)图(a)中钢侧热影响区“A”区组织；(c)图(b)中虚线位置的高倍组织；(d)图(b)中虚线位置的高倍组织；(e)图(a)中钢侧焊缝“B”区组织；(f)图(a)中Al合金侧“C”区组织；(g)图(f)中虚线位置的高倍组织Fig.3 Microstructures of steel/Al alloys butt joints produced by laser keyhole welding (a) cross section of the joint;(b)the enlarged zone “A” in fig.(a);(c)high magnification microstructure of zone marked by dashed line in fig.(b);(d)high magnification microstructures of zone marked by red dashed line in fig.(b);(e)the enlarged zone “B” in fig.(a);(f)the enlarged zone “C” in fig.(a);(g)high magnification microstructure of zone marked by dashed line in fig.(f)

图3为钢/铝合金激光深熔焊接头的典型微观组织。图中选取了钢/铝合金接头焊缝、热影响区不同区域、不同位置的“A”,“B”及“C”3个选区进行分析，相应的高倍金相照片如图3(b)～(g)所示。图3(b)是钢侧热影响区“A”区组织，图3(c)和图3(d)分别为图3(b)中虚线位置的组织形貌。由图可见，靠近钢焊缝的热影响区晶粒以粗大的马氏体相为主。与母材晶粒相比，马氏体晶粒明显长大。而靠近母材侧的热影响区出现了粒状贝氏体组织。已有文献表明，此区域是接头强度薄弱位置之一[28]。图3(e)为钢侧焊缝“B” 区的组织，晶粒呈粗大的柱状晶形态，并沿着垂直于焊缝的最大温度梯度的方向优先生长，靠近熔池边缘的柱状晶晶粒尺寸在100～200μm之间，靠近焊缝中心位置的晶粒逐渐变为等轴晶。图3(f)为接头Al侧“C” 区的显微组织。由于Al合金的熔点明显低于钢，所以由钢传向Al合金的激光能量使Al合金熔化凝固结晶。图3(g)为图3(f)中虚线框标出区域的组织，Al合金熔池中的晶粒多为树枝晶，相比于母材晶粒较为细小，并沿着垂直于焊缝的最大温度梯度的方向优先生长。

2.2 钢/铝激光深熔焊接头界面相结构分析

图4、图5分别显示了激光偏移量为0.3mm和0.7mm的钢/铝合金激光深熔焊接头界面区域的EBSD相分布图。由于激光焊接是一个快速的加热、冷却过程，钢/铝合金焊接接头界面IMC组织在厚度方向上的分布极不均匀。为了研究接头沿厚度方向上的组织不均匀性，分别取接头厚度方向的上、中、下部不同位置作为研究对象，在图2中用虚线框标出，分别设定为“Position 1”，“Position 2”和“Position 3”。

由图4可见，钢/铝合金接头界面处产生的IMC层主要有蓝色的η-Al5Fe2相和绿色的θ-Al13Fe4相组成。其中η-Al5Fe2层与钢侧焊缝相连，呈连续的片状，而θ-Al13Fe4层靠近η-Al5Fe2层，呈针状或锯齿状，分布于铝合金基体上。当激光偏移量为0.3mm时，由于焊接热输入在接头界面处较高，接头界面厚度方向的上、中、下3个位置均形成了数量较多的粗大针状、锯齿状的θ-Al13Fe4相。而激光偏移量为0.7mm时，由于接头界面处的热输入减小，仅在界面上部出现了粗大针状、锯齿状的θ-Al13Fe4相，中部和下部粗大针状θ-Al13Fe4相的数量明显减小。这表明，增大激光偏移量显著地减少了粗大针状θ-Al13Fe4相数量，是否降低界面η-Al5Fe2层的厚度还需要进一步分析。

图4 激光偏移量为0.3mm的钢/铝合金激光深熔焊接接头界面EBSD相分布图(a)图2(a)中的“Position 1”;(b)图2(a)中的“Position 2”;(c)图2(a)中的“Position 3”Fig.4 EBSD phase image maps of steel/Al alloys laser keyhole welding joint with a laser offset of 0.3mm(a)“Position 1” in fig.2(a);(b)“Position 2” in fig.2(a);(c)“Position 3” in fig.2(a)

在钢/铝合金界面IMC层形成的过程中，一般认为η-Al5Fe2相优先在界面形成[29]。在本实验钢/铝合金激光焊接头界面反应过程中，由于铝合金熔化，液态Al原子先向固态钢内部扩散，反应形成η-Al5Fe2过渡区，之后η-Al5Fe2相与界面处的液态Al原子反应生成细小的θ-Al13Fe4，θ-Al13Fe4化合物再向液态铝合金内部迁移，暴露的η-Al5Fe2继续与Al原子反应，从而在界面处铝合金侧形成θ-Al13Fe4相，在钢侧形成η-Al5Fe2相，直到加热过程结束为止[22]。由于激光偏移量为0.3mm时的界面热输入较激光偏移量为0.7mm时大，因此铝合金侧熔化的Al原子更多，界面处发生Al、Fe原子反应的温度更高、时间更长，导致η-Al5Fe2相与Al原子反应生成更多的θ-Al13Fe4相，这就解释了激光偏移量为0.3mm的接头界面上、中、下3个位置生成更多的θ-Al13Fe4相的原因。

此外，已有的研究认为，一旦η-Al5Fe2层生成，能阻止Al原子继续向钢侧扩散，因此θ-Al13Fe4相主要分布于铝合金基体一侧[9,29]。然而，在本实验EBSD相分布图(图4、图5(a))清晰地显示了θ-Al13Fe4相还分布于钢基体与η-Al5Fe2层之间，表明Al原子能够穿过η-Al5Fe2层继续向钢侧扩散，在η-Al5Fe2相与钢之间形成θ-Al13Fe4相。实际上，η-Al5Fe2相为正交晶系结构，这种结构在沿c轴方向存在很多空位，因此熔化的Al原子可以沿着这些空位穿过已形成的η-Al5Fe2层继续扩散[11]，到达钢基体与η-Al5Fe2相之间，与η-Al5Fe2相发生反应生成θ-Al13Fe4相。同时，生成θ-Al13Fe4相的数量与焊接热输入密切相关：相对于激光偏移量0.3mm的接头，激光偏移量为0.7mm时界面处焊接热输入小、温度低，因而铝合金熔化的Al原子数量少，Al原子不足以扩散、穿过η-Al5Fe2层，所以在激光偏移量为0.7mm的焊接接头中，只有激光辐照能量较大的界面上部的钢与η-Al5Fe2相之间存在θ-Al13Fe4相层(图5(a))，界面中部与下部钢与η-Al5Fe2相之间都没有θ-Al13Fe4相的生成。

2.3 激光偏移量对η-Al5Fe2层晶粒大小和平均厚度的影响

由于η-Al5Fe2相是钢/铝合金接头界面反应形成的连续片状IMC，为了方便分析，选取η-Al5Fe2层的平均厚度和晶粒的最大面积来评价接头界面IMC层的厚度和晶粒尺寸，研究激光偏移量和界面不同位置对η-Al5Fe2层的厚度和晶粒大小的影响。

图6为接头界面η-Al5Fe2层的晶粒取向图，右上角为η-Al5Fe2相晶粒的不同取向三角形，其中η-Al5Fe2层最大面积的晶粒用“十”字标出，接头界面不同位置测出的数值如图7所示。结合图7的定量分析可知，激光偏移量为0.7mm接头界面形成η-Al5Fe2层晶粒的最大面积为86.36μm2，出现在界面的上部；而激光偏移量0.3mm的接头最大晶粒面积为821μm2，明显高于激光偏移量为0.7mm的接头，位置出现在界面的下部，如图7(a)所示。就接头界面厚度方向的3种位置而言，在相同的激光偏移量条件下，界面不同位置晶粒的最大面积差异较小，且在界面中部的晶粒面积最小，也就是，界面中部位置的IMC晶粒最细小。此外，当激光偏移量为0.7mm时，接头界面厚度方向3个位置处η-Al5Fe2层的最大晶粒面积都明显小于激光偏移量为0.3mm的接头，表明激光偏移量对界面η-Al5Fe2层晶粒的尺寸有重要的影响，激光偏移量越大，界面η-Al5Fe2层晶粒越细小。这是由于激光偏移量值越大，在界面处产生的热输入越小、界面反应温度越低的缘故[29]。

图7(b)显示了接头界面η-Al5Fe2层的平均厚度与激光偏移量和界面厚度方向不同位置的关系。由图可知，就接头界面3种位置而言，两种偏移量接头界面不同位置η-Al5Fe2层的平均厚度差异较小，且在界面中部位置η-Al5Fe2层的平均厚度最小，数值分别为9.3μm和5.2μm，均小于10μm。此外，对比两种激光偏移量的接头界面η-Al5Fe2层的平均厚度发现，激光偏移量为0.7mm的接头界面η-Al5Fe2层平均厚度明显小于激光偏移量为0.3mm的接头。由此可见，激光偏移量对界面η-Al5Fe2层的平均厚度有重要的影响，且随着激光偏移量的增加，界面η-Al5Fe2层厚度减小。

图7 激光偏移量、接头界面不同位置对η-Al5Fe2层晶粒的影响 (a)最大晶粒面积；(b)平均厚度Fig.7 Effect of laser beam offsets and different locations at the interface on η-Al5Fe2 layers (a)area of maximum grain;(b)average thickness

3 结论

(1)在优化的激光焊接工艺参数条件下，采用无填充材料的激光深熔焊方法可以有效地连接6mm厚的钢/铝合金对接接头。钢/铝合金激光深熔焊接头钢侧焊缝熔池内的晶粒呈粗大的柱状晶形态，柱状晶晶粒尺寸在100～200μm之间，钢侧热影响区组织由层片状马氏体和粒状贝氏体组成。铝侧熔化区的晶粒形态主要为树枝晶。

(2)钢/铝合金激光深熔焊接头界面IMC层主要由连续片状的η-Al5Fe2相和针状、锯齿状的θ-Al13Fe4相组成。当激光偏移量为0.3mm时，接头界面生成数量较多的θ-Al13Fe4相，而激光偏移量为0.7mm时，针状、锯齿状的θ-Al13Fe4只在界面上部出现，表明增加激光偏移量显著地减少了粗大针状θ-Al13Fe4相数量。此外，钢/铝合金接头界面处EBSD的相分布图清晰地显示了θ-Al13Fe4相还分布于钢基体与η-Al5Fe2层之间。

(3)激光偏移量和界面厚度方向不同位置对界面η-Al5Fe2层晶粒的尺寸有重要的影响：在激光偏移量为0.3mm和0.7mm条件下，接头界面中部最大晶粒面积最小；两种偏移量接头界面η-Al5Fe2层最大晶粒面积分别为821μm2和86.36μm2，增加激光偏移量有利于减小界面η-Al5Fe2层晶粒面积。

(4)激光偏移量和界面厚度方向不同位置对界面η-Al5Fe2层的平均厚度也有重要的影响：在激光偏移量为0.3mm和0.7mm条件下，接头界面厚度方向中部位置的η-Al5Fe2层平均厚度分别为9.3μm和5.2μm，在界面3种位置中的平均厚度最小；随着激光偏移量的增加，界面处η-Al5Fe2层平均厚度减小。