韋竺施，崔 麗，賀定勇，王智慧，陳 俐

(1 北京工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100124；2 中國航空制造技術(shù)研究院,北京 100024)

近年來，為了提高能源效率，減輕環(huán)境污染，鋼/鋁合金異種材料的焊接結(jié)構(gòu)在汽車、船舶等工業(yè)中得到了越來越多的應(yīng)用。然而，由于鋼、鋁合金兩種材料在物理及化學(xué)性質(zhì)中存在很大的差異，焊接過程中接頭界面容易產(chǎn)生大量的富鋁Al5Fe2，Al3Fe等脆性高的金屬間化合物(IMC)，嚴(yán)重地降低了鋼/鋁合金異種接頭的力學(xué)性能[1]。為了解決此問題，國內(nèi)外的學(xué)者們探究各種可行的焊接方法來抑制IMC過度生長。新近發(fā)展起來的熔釬焊方法[2-6]被研究人員認(rèn)為是一種連接異種合金的有效焊接方法。目前，熔釬焊主要采用的熱源有電弧和激光[7]。與電弧熔釬焊相比，激光熔釬焊具有能量密度高，能量集中可控，焊接速率快等優(yōu)勢，可以有效減少界面處IMC的生長時間，有利于IMC層厚度的控制[8]。因此，激光熔釬焊得到了研究人員越來越多的關(guān)注。

根據(jù)激光能量吸收機制的不同，一般將激光熔釬焊接分為激光熱導(dǎo)熔釬焊和激光深熔釬焊兩大類[9]。已有研究表明，受熱傳導(dǎo)的限制，激光熱導(dǎo)熔釬焊僅適合于薄板焊接[10-12]。而與激光熱導(dǎo)熔釬焊不同，激光深熔釬焊則采用聚焦的激光直接作用在一種母材一側(cè)，并實現(xiàn)深熔，通過熱傳導(dǎo)或者激光直接輻照的方式使低熔點母材熔化，同時熔化的低熔點母材作為釬料與未熔化高熔點母材形成釬焊接頭[1]。在激光深熔釬焊過程中，低熔點母材的熔化是通過深熔機制實現(xiàn)的，激光的能量利用率以及焊接效率都較激光熱導(dǎo)熔釬焊有很大的提高，因此采用深熔焊的機制可以實現(xiàn)較大厚度材料的對接接頭的連接[13]。

目前對于異種合金激光深熔焊接的研究表明，鋼/鋁合金接頭界面產(chǎn)生的脆性IMC對接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生不利的影響[1]。國內(nèi)外研究人員采用添加焊絲、金屬粉末等填充材料的方法來抑制界面生成過厚的IMC層，從而獲得良好力學(xué)性能的焊接接頭[3,14]。在不添加填充材料的情況下，F(xiàn)an等[15]對1mm厚的Al99.5鋁合金和0.75mm厚的DC01鋼薄板進行了搭接接頭的激光焊接，研究了激光功率對界面IMC層的影響，結(jié)果表明：激光焊接熱循環(huán)是影響焊接接頭界面IMC形成的主要因素，隨著焊接功率的增加，界面IMC層的厚度成線性增加。與填充材料的激光焊接相比，無填充材料的激光焊具有焊接過程中調(diào)控參數(shù)少，可操作性好，焊接效率高，應(yīng)用范圍廣等優(yōu)勢，因此無填充材料的鋼/鋁合金激光深熔焊接越來越得到了研究人員的關(guān)注[16]，而目前對于無填充材料的激光深熔焊接鋼/鋁異種合金的研究鮮見報道。

為了提高鋼/鋁合金接頭力學(xué)性能，國內(nèi)外研究人員已對接頭界面IMC組織進行了較為深入的研究，主要采用OM、SEM/EDS能譜及XRD等微觀分析方法對鋼/鋁合金接頭界面組織形態(tài)、物相及厚度進行了研究[17]。一般認(rèn)為，IMC的厚度對焊接接頭的力學(xué)性能有重要影響，厚度范圍在3～10μm時可獲得良好的接頭強度及韌性[18]。Mori等[19]提出，η相(Al5Fe2)和θ相(Al13Fe4)是界面形成的最主要IMC。近年來，電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)在晶粒取向、取向差分布、織構(gòu)分析、相鑒定等方面具有明顯的優(yōu)勢，因而已在材料學(xué)微觀組織結(jié)構(gòu)及微織構(gòu)表征中廣泛應(yīng)用[20]。但是，EBSD 技術(shù)用于異種合金界面微觀組織演變的研究則非常有限。Springer等[21]采用EBSD方法對鋼/鋁合金界面在不同溫度及時間下產(chǎn)生的IMC進行了相關(guān)研究，結(jié)果表明，在固(鋼)-液(鋁)擴散過程中η相是最主要的IMC，在η相于母相Al之間也存在較薄的θ相(Al13Fe4)，這些研究結(jié)果可為本工作鋼/鋁異種合金接頭界面IMC組織研究提供參考。

綜上所述，目前已有的鋼/鋁合金激光熔釬焊研究大多集中在添加填充材料的激光熔釬焊方面，且多為薄板搭接接頭[5，22-23]，而對于無填充材料的中厚板鋼/鋁合金對接接頭激光熔釬焊的研究鮮見報道。為此，本工作采用無任何填充材料的激光深熔焊接的方法，對6mm厚的5083鋁合金和Q235鋼對接接頭進行焊接工藝實驗，借助OM及EBSD對焊接接頭界面IMC組織形態(tài)、物相及晶粒大小進行深入研究，并揭示焊接工藝參數(shù)激光偏移量對接頭界面組織的影響規(guī)律，為中厚板鋼/鋁合金對接接頭激光焊接的應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

焊接實驗采用母材為6mm厚的5083鋁合金和Q235鋼板，尺寸為150mm×100mm，其化學(xué)成分如表1所示，接頭形式為對接。

表1 母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of base materials (mass fraction/%)

1.2 焊接實驗

鋼/鋁合金激光深熔焊連接原理如圖1所示，焊接過程中，聚焦的激光直接作用在鋼表面，形成小孔特征的深熔焊縫，激光能量通過鋼側(cè)固態(tài)HAZ傳到鋼/鋁合金界面處使低熔點的鋁合金熔化，熔化的液態(tài)鋁合金在固態(tài)鋼表面潤濕鋪展，形成冶金結(jié)合的熔釬焊接頭。其中，激光偏移量(laser offset)為激光光斑中心相對于接頭界面的距離[24]。

圖1 鋼/鋁異種合金激光深熔焊接原理示意圖Fig.1 Schematic diagram of steel/Al dissimilar alloys by using laser keyhole welding

焊前，首先用砂紙去除材料表面的氧化膜，再用丙酮將材料表面油污清洗干凈，最后放在 100℃左右的干燥箱中進行烘干或者風(fēng)干。焊接采用IPG YLS-6000光纖激光器，激光波長為1070nm，最大輸出功率6kW，采用連續(xù)輸出激光模式，外光路系統(tǒng)采用200μm的芯徑光纖，聚焦焦距為250mm，配合可六軸聯(lián)動ABB機械手來完成焊接。激光采用能量密度分布為高斯分布的圓形光斑，當(dāng)激光離焦量為0mm時，光斑直徑為0.3mm。焊接時，激光偏移量對鋼/鋁合金激光深熔釬焊焊縫成形具有重要的影響，正確選擇激光偏移量，可以對鋼/鋁合金界面有效地分配熱輸入量。因此，激光焊接工藝參數(shù)保持不變(激光功率為3250W，焊接速率為1.0m/min，離焦量為0mm)，改變激光偏移量的數(shù)值，分別在激光偏移量為0.3mm 和0.7mm條件下進行焊接，研究激光偏移量對接頭界面IMC組織的影響。焊接過程中，使用高純度氬氣對焊接熔池和接頭背面同時進行保護，氣體流量為15L/min。

1.3 界面組織微觀分析

采用OM及EBSD來研究接頭界面IMC組織特征，分析激光偏移量及界面沿厚度方向不同位置對IMC組織形態(tài)、相組成、晶粒面積及平均厚度的影響。EBSD測試時采用FEI QUANTA FEG 650場發(fā)射掃描電鏡，在加速電壓為20kV條件下進行。激光偏移量為0.3mm接頭的掃描步進長度為0.5μm，激光偏移量為0.7mm接頭的掃描步進長度為0.2μm，采用Channel軟件進行數(shù)據(jù)計算及分析。實驗測得鋼/鋁合金界面的IMC物相的晶格常數(shù)如表2所示，其中，測定的θ-Al13Fe4為Al3Fe在焊接條件下的非平衡態(tài)相，與平衡態(tài)Al3Fe的晶體結(jié)構(gòu)相同[25-26]。

表2 實驗測得的鋼/鋁合金接頭界面金屬間化合物的物相Table 2 Identified IMC phases at the steel/Al interface

2 結(jié)果與分析

2.1 鋼/鋁合金接頭微觀組織

圖2為典型的鋼/鋁合金激光深熔焊接頭橫截面形貌。由圖可見，在兩種激光偏移量下，接頭鋼側(cè)形成了具有典型深熔焊特征的焊縫，與鋁合金形成了良好的冶金結(jié)合接頭，且接頭無可視的氣孔、裂紋缺陷，表明采用無任何填充材料的激光深熔焊接方法可以有效連接6mm厚的鋼/鋁合金對接接頭。此外，激光偏移量為0.3mm的接頭焊縫熔寬、在鋼側(cè)、鋁側(cè)的熱影響區(qū)面積都明顯大于激光偏移量為0.7mm的接頭，表明激光偏移量為0.3mm時在接頭界面處的熱輸入明顯高于0.7mm的接頭。這是由于激光偏移量直接影響著鋼傳遞至鋁合金的熱量，從而影響鋼/鋁界面處的溫度、鋁合金的熔化量及液態(tài)鋁合金在鋼上的潤濕鋪展以及熱影響區(qū)的寬度[27]。

圖2 不同激光偏移量的鋼/鋁合金激光深熔焊接頭橫截面形貌 (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

圖3 鋼/鋁合金激光深熔焊接接頭組織形貌 (a)接頭橫截面及不同區(qū)域組織的示意圖；(b)圖(a)中鋼側(cè)熱影響區(qū)“A”區(qū)組織；(c)圖(b)中虛線位置的高倍組織；(d)圖(b)中虛線位置的高倍組織；(e)圖(a)中鋼側(cè)焊縫“B”區(qū)組織；(f)圖(a)中Al合金側(cè)“C”區(qū)組織；(g)圖(f)中虛線位置的高倍組織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)

圖3為鋼/鋁合金激光深熔焊接頭的典型微觀組織。圖中選取了鋼/鋁合金接頭焊縫、熱影響區(qū)不同區(qū)域、不同位置的“A”,“B”及“C”3個選區(qū)進行分析，相應(yīng)的高倍金相照片如圖3(b)～(g)所示。圖3(b)是鋼側(cè)熱影響區(qū)“A”區(qū)組織，圖3(c)和圖3(d)分別為圖3(b)中虛線位置的組織形貌。由圖可見，靠近鋼焊縫的熱影響區(qū)晶粒以粗大的馬氏體相為主。與母材晶粒相比，馬氏體晶粒明顯長大。而靠近母材側(cè)的熱影響區(qū)出現(xiàn)了粒狀貝氏體組織。已有文獻(xiàn)表明，此區(qū)域是接頭強度薄弱位置之一[28]。圖3(e)為鋼側(cè)焊縫“B” 區(qū)的組織，晶粒呈粗大的柱狀晶形態(tài)，并沿著垂直于焊縫的最大溫度梯度的方向優(yōu)先生長，靠近熔池邊緣的柱狀晶晶粒尺寸在100～200μm之間，靠近焊縫中心位置的晶粒逐漸變?yōu)榈容S晶。圖3(f)為接頭Al側(cè)“C” 區(qū)的顯微組織。由于Al合金的熔點明顯低于鋼，所以由鋼傳向Al合金的激光能量使Al合金熔化凝固結(jié)晶。圖3(g)為圖3(f)中虛線框標(biāo)出區(qū)域的組織，Al合金熔池中的晶粒多為樹枝晶，相比于母材晶粒較為細(xì)小，并沿著垂直于焊縫的最大溫度梯度的方向優(yōu)先生長。

2.2 鋼/鋁激光深熔焊接頭界面相結(jié)構(gòu)分析

圖4、圖5分別顯示了激光偏移量為0.3mm和0.7mm的鋼/鋁合金激光深熔焊接頭界面區(qū)域的EBSD相分布圖。由于激光焊接是一個快速的加熱、冷卻過程，鋼/鋁合金焊接接頭界面IMC組織在厚度方向上的分布極不均勻。為了研究接頭沿厚度方向上的組織不均勻性，分別取接頭厚度方向的上、中、下部不同位置作為研究對象，在圖2中用虛線框標(biāo)出，分別設(shè)定為“Position 1”，“Position 2”和“Position 3”。

由圖4可見，鋼/鋁合金接頭界面處產(chǎn)生的IMC層主要有藍(lán)色的η-Al5Fe2相和綠色的θ-Al13Fe4相組成。其中η-Al5Fe2層與鋼側(cè)焊縫相連，呈連續(xù)的片狀，而θ-Al13Fe4層靠近η-Al5Fe2層，呈針狀或鋸齒狀，分布于鋁合金基體上。當(dāng)激光偏移量為0.3mm時，由于焊接熱輸入在接頭界面處較高，接頭界面厚度方向的上、中、下3個位置均形成了數(shù)量較多的粗大針狀、鋸齒狀的θ-Al13Fe4相。而激光偏移量為0.7mm時，由于接頭界面處的熱輸入減小，僅在界面上部出現(xiàn)了粗大針狀、鋸齒狀的θ-Al13Fe4相，中部和下部粗大針狀θ-Al13Fe4相的數(shù)量明顯減小。這表明，增大激光偏移量顯著地減少了粗大針狀θ-Al13Fe4相數(shù)量，是否降低界面η-Al5Fe2層的厚度還需要進一步分析。

圖4 激光偏移量為0.3mm的鋼/鋁合金激光深熔焊接接頭界面EBSD相分布圖(a)圖2(a)中的“Position 1”;(b)圖2(a)中的“Position 2”;(c)圖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)

在鋼/鋁合金界面IMC層形成的過程中，一般認(rèn)為η-Al5Fe2相優(yōu)先在界面形成[29]。在本實驗鋼/鋁合金激光焊接頭界面反應(yīng)過程中，由于鋁合金熔化，液態(tài)Al原子先向固態(tài)鋼內(nèi)部擴散，反應(yīng)形成η-Al5Fe2過渡區(qū)，之后η-Al5Fe2相與界面處的液態(tài)Al原子反應(yīng)生成細(xì)小的θ-Al13Fe4，θ-Al13Fe4化合物再向液態(tài)鋁合金內(nèi)部遷移，暴露的η-Al5Fe2繼續(xù)與Al原子反應(yīng)，從而在界面處鋁合金側(cè)形成θ-Al13Fe4相，在鋼側(cè)形成η-Al5Fe2相，直到加熱過程結(jié)束為止[22]。由于激光偏移量為0.3mm時的界面熱輸入較激光偏移量為0.7mm時大，因此鋁合金側(cè)熔化的Al原子更多，界面處發(fā)生Al、Fe原子反應(yīng)的溫度更高、時間更長，導(dǎo)致η-Al5Fe2相與Al原子反應(yīng)生成更多的θ-Al13Fe4相，這就解釋了激光偏移量為0.3mm的接頭界面上、中、下3個位置生成更多的θ-Al13Fe4相的原因。

此外，已有的研究認(rèn)為，一旦η-Al5Fe2層生成，能阻止Al原子繼續(xù)向鋼側(cè)擴散，因此θ-Al13Fe4相主要分布于鋁合金基體一側(cè)[9,29]。然而，在本實驗EBSD相分布圖(圖4、圖5(a))清晰地顯示了θ-Al13Fe4相還分布于鋼基體與η-Al5Fe2層之間，表明Al原子能夠穿過η-Al5Fe2層繼續(xù)向鋼側(cè)擴散，在η-Al5Fe2相與鋼之間形成θ-Al13Fe4相。實際上，η-Al5Fe2相為正交晶系結(jié)構(gòu)，這種結(jié)構(gòu)在沿c軸方向存在很多空位，因此熔化的Al原子可以沿著這些空位穿過已形成的η-Al5Fe2層繼續(xù)擴散[11]，到達(dá)鋼基體與η-Al5Fe2相之間，與η-Al5Fe2相發(fā)生反應(yīng)生成θ-Al13Fe4相。同時，生成θ-Al13Fe4相的數(shù)量與焊接熱輸入密切相關(guān)：相對于激光偏移量0.3mm的接頭，激光偏移量為0.7mm時界面處焊接熱輸入小、溫度低，因而鋁合金熔化的Al原子數(shù)量少，Al原子不足以擴散、穿過η-Al5Fe2層，所以在激光偏移量為0.7mm的焊接接頭中，只有激光輻照能量較大的界面上部的鋼與η-Al5Fe2相之間存在θ-Al13Fe4相層(圖5(a))，界面中部與下部鋼與η-Al5Fe2相之間都沒有θ-Al13Fe4相的生成。

2.3 激光偏移量對η-Al5Fe2層晶粒大小和平均厚度的影響

由于η-Al5Fe2相是鋼/鋁合金接頭界面反應(yīng)形成的連續(xù)片狀I(lǐng)MC，為了方便分析，選取η-Al5Fe2層的平均厚度和晶粒的最大面積來評價接頭界面IMC層的厚度和晶粒尺寸，研究激光偏移量和界面不同位置對η-Al5Fe2層的厚度和晶粒大小的影響。

圖6為接頭界面η-Al5Fe2層的晶粒取向圖，右上角為η-Al5Fe2相晶粒的不同取向三角形，其中η-Al5Fe2層最大面積的晶粒用“十”字標(biāo)出，接頭界面不同位置測出的數(shù)值如圖7所示。結(jié)合圖7的定量分析可知，激光偏移量為0.7mm接頭界面形成η-Al5Fe2層晶粒的最大面積為86.36μm2，出現(xiàn)在界面的上部；而激光偏移量0.3mm的接頭最大晶粒面積為821μm2，明顯高于激光偏移量為0.7mm的接頭，位置出現(xiàn)在界面的下部，如圖7(a)所示。就接頭界面厚度方向的3種位置而言，在相同的激光偏移量條件下，界面不同位置晶粒的最大面積差異較小，且在界面中部的晶粒面積最小，也就是，界面中部位置的IMC晶粒最細(xì)小。此外，當(dāng)激光偏移量為0.7mm時，接頭界面厚度方向3個位置處η-Al5Fe2層的最大晶粒面積都明顯小于激光偏移量為0.3mm的接頭，表明激光偏移量對界面η-Al5Fe2層晶粒的尺寸有重要的影響，激光偏移量越大，界面η-Al5Fe2層晶粒越細(xì)小。這是由于激光偏移量值越大，在界面處產(chǎn)生的熱輸入越小、界面反應(yīng)溫度越低的緣故[29]。

圖7(b)顯示了接頭界面η-Al5Fe2層的平均厚度與激光偏移量和界面厚度方向不同位置的關(guān)系。由圖可知，就接頭界面3種位置而言，兩種偏移量接頭界面不同位置η-Al5Fe2層的平均厚度差異較小，且在界面中部位置η-Al5Fe2層的平均厚度最小，數(shù)值分別為9.3μm和5.2μm，均小于10μm。此外，對比兩種激光偏移量的接頭界面η-Al5Fe2層的平均厚度發(fā)現(xiàn)，激光偏移量為0.7mm的接頭界面η-Al5Fe2層平均厚度明顯小于激光偏移量為0.3mm的接頭。由此可見，激光偏移量對界面η-Al5Fe2層的平均厚度有重要的影響，且隨著激光偏移量的增加，界面η-Al5Fe2層厚度減小。

圖7 激光偏移量、接頭界面不同位置對η-Al5Fe2層晶粒的影響 (a)最大晶粒面積；(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 結(jié)論

(1)在優(yōu)化的激光焊接工藝參數(shù)條件下，采用無填充材料的激光深熔焊方法可以有效地連接6mm厚的鋼/鋁合金對接接頭。鋼/鋁合金激光深熔焊接頭鋼側(cè)焊縫熔池內(nèi)的晶粒呈粗大的柱狀晶形態(tài)，柱狀晶晶粒尺寸在100～200μm之間，鋼側(cè)熱影響區(qū)組織由層片狀馬氏體和粒狀貝氏體組成。鋁側(cè)熔化區(qū)的晶粒形態(tài)主要為樹枝晶。

(2)鋼/鋁合金激光深熔焊接頭界面IMC層主要由連續(xù)片狀的η-Al5Fe2相和針狀、鋸齒狀的θ-Al13Fe4相組成。當(dāng)激光偏移量為0.3mm時，接頭界面生成數(shù)量較多的θ-Al13Fe4相，而激光偏移量為0.7mm時，針狀、鋸齒狀的θ-Al13Fe4只在界面上部出現(xiàn)，表明增加激光偏移量顯著地減少了粗大針狀θ-Al13Fe4相數(shù)量。此外，鋼/鋁合金接頭界面處EBSD的相分布圖清晰地顯示了θ-Al13Fe4相還分布于鋼基體與η-Al5Fe2層之間。

(3)激光偏移量和界面厚度方向不同位置對界面η-Al5Fe2層晶粒的尺寸有重要的影響：在激光偏移量為0.3mm和0.7mm條件下，接頭界面中部最大晶粒面積最??；兩種偏移量接頭界面η-Al5Fe2層最大晶粒面積分別為821μm2和86.36μm2，增加激光偏移量有利于減小界面η-Al5Fe2層晶粒面積。

(4)激光偏移量和界面厚度方向不同位置對界面η-Al5Fe2層的平均厚度也有重要的影響：在激光偏移量為0.3mm和0.7mm條件下，接頭界面厚度方向中部位置的η-Al5Fe2層平均厚度分別為9.3μm和5.2μm，在界面3種位置中的平均厚度最??；隨著激光偏移量的增加，界面處η-Al5Fe2層平均厚度減小。