啃削量对铝/钢啃削辅助电弧熔钎焊接头组织与性能的影响

谭攀，盛陈，邱成果，黎帮金，杨栋华，丛伟，许惠斌

(1.重庆理工大学,重庆,400054；2.重庆大江工业有限责任公司,重庆,401321)

0 序言

随着工业技术的不断发展，航天、造船和汽车领域内对结构复杂、多功能和轻量化的结构件需求越来越大[1-2].铝/钢混合结构件同时具备铝与钢的优点，其连接技术备受关注[3].铝/钢的物理和化学性能差异极大，直接焊接困难，两者在焊接中铁原子与铝原子极易结合生成脆硬性的金属间化合物(intermetallic compound,IMC)[4].不锈钢长期存放在大气环境下，表面存在由Fe3O4内层、γ-Fe2O3外层以及Cr2O3层组成的氧化膜[5]和沉积物.在铝/钢电弧熔钎焊过程中，氧化膜会阻碍液态钎料在钢基体表面的润湿铺展过程.为解决这一难题，国内外许多研究学者选择化学钎剂作为异种金属电弧熔钎焊去膜机制的辅助手段[6].使用钎剂易产生气孔等缺陷、焊前与焊后难清理及接头耐腐蚀性差等问题.同时，Deng 等人[7]在无钎剂条件下成功将DP590 热镀锌钢和7 075 铝合金实现了连接，接头界面处的IMC 层呈现不规则分布和游离态的双重形态，证明了破碎移动IMC 可以提高接头力学性能.Xu 等人[8]采用无钎剂外加铣刀的方式焊接304 不锈钢和5052 铝合金，加入铣刀后，发现对钢基体表面进行切削破坏，破碎了钢基体表面的氧化膜，且在无钎剂条件下，选用外加物理工具对钢基体进行切削和对熔池进行物理搅拌促进液态钎料流动，可以有效提高接头强度.

啃削量辅助电弧熔钎焊 (cutting-assisted welding brazing,CAWB)是一种在电弧熔钎焊的基础上增加啃削头对钢基体进行切削和对熔池进行物理搅拌的新方法[9].通过前期研究发现，在CAWB 工艺条件下，啃削头形貌对5052 铝合金与SUS304 不锈钢对接接头性能影响显著，在6 阶形貌下获得力学性能较优的接头[9].在6 阶啃削头形貌条件下，研究不同啃削量对接头的显微组织与性能的影响，对提升铝/钢连接技术具有重要意义.

1 试验方法

试验母材选用尺寸为100 mm × 40 mm ×3 mm 的5052 铝合金与SUS304 不锈钢板，并将铝合金侧边开成30°坡口，不锈钢侧边15°的坡口.填充金属采用直径为1.6 mm 的ER4043 铝硅焊丝.母材与填充金属化学成分如表1 所示.选用Panasonic YC-300WX N 型交直流钨极氩弧TIG 焊机自制的啃削头辅助电弧熔钎焊平台进行试验.采用对接方式，装配间隙为2.2 mm，钨极与啃削头尖端距离8.3 mm.具体工艺参数如表2 所示.图1为CAWB 与啃削头示意图.啃削头选用YG-6x(WCCo 硬质合金)制备，啃削头结构示意图如图1b 所示.焊接过程中，啃削头与TIG 焊枪保持相对静止状态，当焊接长度累积达到600 mm 后进行更换.

图1 CAWB 与啃削头示意图Fig.1 Schematic diagram of CAWB and cutting tool.(a)welding indication;(b) cutting tool

表1 母材和填充金属的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical compositions of base metal and filler metals

表2 工艺参数Table 2 Process parameters

焊前用砂纸将母材表面氧化膜进行机械去除，并用无水乙醇清洗母材表面油污和灰尘.焊后用线切割制备尺寸为20 mm × 3 mm × 3 mm 的金相试样，选用砂纸进行水磨并抛光，然后选用Keller 试剂(HCl∶HF∶HNO3=3∶2∶5)腐蚀.采用XJP-6A 型正立智能数字光学显微镜(optical microscope,OM)和蔡司ΣIGMA HDTM 型场发射扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)分别观察接头的宏观和微观形貌，并采用配备的能谱仪(energy dispersive spectrometer,EDS)分析组织成分.按标准GB/T 2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》制取拉伸试样并去除焊缝余高，采用WD-100KE 型电子式万能试验机进行力学性能试验，拉伸速率为1 mm/min，每组工艺参数进行不少于3 次拉伸试验.

2 试验结果与分析

2.1 横截面形貌

图2 为不同啃削量下获得的接头横截面形貌.图2a 为无啃削量时接头的横截面形貌.从图2a 发现，在钢基体上部和底部存在未焊合区.该条件下啃削头对钢表面的氧化膜破碎作用有限，上部与底部残留的氧化膜阻碍了液态填充金属在钢表面的铺展润湿，以致上部和底部部分区域未焊合.图2b为啃削量0.1 mm 时接头的横截面形貌.从图2b发现，在铝/钢接头的近界面区域产生了明显的气孔，焊缝下部边缘存在较少数量的气孔.这是由于啃削头作用在钢基体上的切削深度较低，钢基体表面的塑性变形程度低，产生的钢屑数量较少，焊缝粘度偏低.从图2c 可以发现，啃削头对钢基体切削作用更加显著，焊缝中出现大尺寸钢屑，同时焊缝粘度增加，气孔消失.从图2d 发现，焊缝中大尺寸钢屑数量明显减少，是由于焊缝的粘度提升与切削热明显增加引起的[10].通过图2 发现钢基体与焊缝都能形成宏观锯齿状的自锁结构，有益于提高接头性能.图3 和图4 分别为宏观界面牙高测量示意图和平均牙高.形成的宏观锯齿状自锁结构的平均牙高随着啃削量的增加呈现先增加后减小的趋势，如图4 所示.

图2 不同啃削量下接头的横截面形貌Fig.2 Cross-sectional morphology of the joints under different offset value.(a) offset value 0 mm;(b)offset value 0.1 mm;(c) offset value 0.2 mm;(d)offset value 0.3 mm

图3 宏观界面牙高测量示意图Fig.3 Macroscopic tooth height measurement schematic

图4 平均牙高Fig.4 Average tooth height

2.2 界面微观形貌

图5 和图6 分别为不同啃削量下接头界面的组织形貌和线扫描结果.表3 为图5 中各点EDS 点扫描结果.当啃削量为0 mm 时，接头的界面呈现平直状，界面IMC 层平均厚度为1.99 μm.根据Fe-Al-Si 三元相图[11]与EDS 能谱可知，界面A 点的化合物成分与η-(Fe,Cr)2(Al,Si)5相[8]成分相近.啃削量增加至0.1 mm 时，可以明显观察到界面由平直状界面向具有少量锯齿状变化，且界面IMC 层平均厚度为3.49 μm.界面B 点的化合物与典型的θ-(Fe,Cr) (Al,Si)3成分相同[12].当啃削量增加到0.2 mm 时，界面呈周期性锯齿状结构，且IMC 沿着界面生长，呈现波浪状.界面IMC 层厚度有所增大，平均厚度为6.76 μm.界面C 点的化合物为典型的τ5-Al8(Fe,Cr)2Si 相[12].啃削量增加到0.3 mm 后，界面的IMC 层平均厚度有所增加，为7.95 μm，且在基底IMC 层上生长着较少数量的块状IMC 颗粒，厚度约为16.8 μm.界面D 点化合物与τ4-(Fe,Cr)(Al,Si)5相成分相近[13].此外，近界面区域存在大量大尺寸IMC 颗粒，其芯部夹杂着钢屑颗粒.由EDS 分析可知，E 点的块状组织结构为τ4-(Fe,Cr)(Al,Si)5.同时，在界面产生了特殊的叠层结构，平均厚度约为7.43 μm，如图7 所示.经过EDS 线扫描结果表征发现，这种叠层结构是由絮状钢条与铝基合金交替组成的复合结构.分析发现，0.3 mm 啃削量作用在钢母材上发生了较大的塑性变形，未剥离钢屑仍然聚集在钢基体表面.同时，在高速旋转啃削头的辅助下，高速流动的液态Al-Si 合金与钢基体反应发生强力的冶金反应，将部分液态合金搅拌至絮状钢屑条的间隙中，从而形成特殊的叠层结构.

图5 不同啃削量下接头的界面组织Fig.5 Interface microstructure of joint under different offset value.(a) offset value 0 mm;(b) enlarged view of the selected area in Fig.5a;(c) offset value 0.1 mm;(d) enlarged view of the selected area in Fig.5c;(e) offset value 0.2 mm;(f) enlarged view of the selected area in Fig.5e;(g) offset value 0.3 mm;(h) enlarged view of the selected area in Fig.5g

图6 不同啃削量下线扫描结果Fig.6 Line scanning results of joint interface under different offset value.(a) offset value 0 mm;(b) offset value 0.1 mm;(c) offset value 0.2 mm;(d) offset value 0.3 mm

图7 IMC 层与叠层区的平均厚度Fig.7 Average thickness of IMC layer and laminated zone

表3 图5 中各点EDS 点扫描结果(原子分数,%)Table 3 EDS point scan results of each point in Fig.5

随着啃削量的增加，界面IMC 层平均厚度呈显著上升的趋势，由1.99 μm 增至7.95 μm，如图7所示.结合图5 分析发现，随着啃削量的增加，界面IMC 层从平直状演变为周期性锯齿状，再演变成具有较厚的IMC 层和脆性的叠层结构.较厚的IMC 层和叠层结构容易增加接头的脆性，恶化接头的力学性能.因此，合理的啃削量对界面结构形态有着重要的影响.

随着啃削量增加，近界面区的聚集相逐渐增多，如图8 所示.在啃削量为0.1 mm 条件下，近界面的聚集相很少；啃削量增加至0.3 mm 后，近界面的聚集相增多，且在近界面附近出现被IMC 颗粒包裹的大尺寸钢屑.分析发现，啃削头对钢基体的切削程度随着啃削量的增加而增大，伴随着切削的钢屑增加和切削热量增加，在近界面区发生反应，并在该区域聚集.

图8 近界面聚集相的占比Fig.8 Proportion of near-interface aggregation phase

2.3 焊缝微观组织

图9 为不同啃削量条件下获得的接头焊缝中心的组织形貌.通过对图9 中A，B，C，D，E 5 个点进行EDS 分析发现，B 点和D 点处的颗粒相是一种典型的τ4-(Fe,Cr)(Al,Si)5相，图9c 中的小尺寸骨络状析出相是FeAl6相，如表4 所示.采用啃削量0.3 mm 时，易产生大尺寸钢屑，从而形成如图9d所示的长条状钢屑基IMC.大尺寸钢屑与液态熔池发生强烈的冶金反应，钢屑颗粒的溶解速率加快，更多的钢母材中的原子溶解进入焊缝并快速与钢屑周围的液态熔池原子参与反应[14]，因而钢屑周围存在较多小尺寸IMC 颗粒.另外，Al 原子也在不断的向大尺寸钢屑内部扩散，最终使得钢屑成为一个游离的IMC 块.经过对E 点分析发现，该组织为η-(Fe,Cr)2(Al,Si)5.由于焊缝中存在不同尺寸的IMC 颗粒，以及芯部为不锈钢的IMC 颗粒，有利于缓解铝/钢接头热膨胀系数差异大的问题，进一步降低接头的残余应力[15].焊缝中心的析出相随着啃削量增加而增多，其平均面积占比分别为2.01%，4.46%，12.35%，25.78%，如图10 所示.

图9 焊缝组织形貌Fig.9 Microstructure and morphology of weld.(a) offset value 0 mm;(b) offset value 0.1 mm;(c) offset value 0.2 mm;(d) offset value 0.3 mm

图10 析出相占比Fig.10 Proportion of precipitated phase

表4 图9 中各点EDS 点扫描结果(原子分数，%)Table 4 EDS point scan results for each point in Fig.9

2.4 力学性能

图11 为不同啃削量接头的平均抗拉强度.接头平均抗拉强度随着啃削量增加呈现先增加后降低的趋势，在啃削量为0.2 mm 时获得最优接头，平均抗拉强度为152 MPa.在啃削量为0.2 mm 时，界面的微观组织形貌为锯齿状，其抗裂能力大幅提升.CAWB 接头具有宏观与微观双尺度自锁界面结构，形成了机械咬合的界面特征，能够阻碍裂纹在界面处扩展，有利于提高接头的力学性能[16].对断口分析发现，断面上存在α-Al，Fe 和τ5-Al8Fe2Si相，且断裂方式为带撕裂棱的准解理断裂[9].

图11 拉伸性能Fig.11 Tensile property

3 结论

(1)在铝与钢的电弧熔钎焊过程中，通过引入的啃削头对钢基体表面进行机械啃削和对熔池搅拌，最终实现在无钎剂使用情况下铝/钢的冶金结合.

(2)随着啃削量从0 mm 增至0.3 mm，界面IMC 层厚度由1.99 μm 增加至7.95 μm，焊缝中的析出相占比由2.01%增至25.78%，且焊缝中的物相颗粒和尺寸也逐渐增大；当啃削量为0.2 mm 时，界面呈现周期性波浪状形貌.当啃削量大于0.2 mm时，焊缝中会逐渐形成骨络状的FeAl6和长条状的η-Fe2Al5化合物.

(3)接头强度随着啃削量的增加呈现先增加后降低的趋势.当啃削量为0.2 mm 时，接头的平均抗拉强度为152 MPa，断口呈带撕裂棱的准解理断裂.