铝/钢预置Cu镀层激光搭接焊接头组织及力学性能

马冬， 张华， 郝德胜

(南通大学，江苏 南通 226019)

0 前言

随着现代制造业的高速发展,铝/钢异种金属连接结构因其具有质量轻、强度高和耐腐蚀性强等优点，在航空航天、汽车制造、海工船舶等领域具有广阔的应用前景。但是，铝、钢2种金属材料的热物理性能存在较大差异，焊接过程中容易生成脆性的Fe-Al金属间化合物，导致铝/钢焊接接头的力学性能难以满足工程实际需要，限制了铝/钢异种金属连接结构的广泛应用。

目前，铝/钢异种金属连接技术研究主要集中在2个方面：第一是改善焊接热源，优化焊接工艺，包括采用熔钎焊[1]、搅拌摩擦焊[2]、电弧焊[3]、爆炸焊[4]和激光焊[5]等焊接方法；第二是在铝/钢之间添加合金元素来改善熔合区的浸润性和铺展性，抑制脆性金属化合物的生长。添加合金元素的方式分别有涂敷粉末、添加焊丝和增加合金薄片3种。Long等学者[6]用表面预置Si/Zn/Ni复合金属粉末的方法，对6061铝合金和DC04钢进行激光搭接焊，添加复合金属粉末的焊缝表面更加细致，表面呈波纹状，力学性能更好。薛弘宇等学者[7]对比AlSi12钎料和AlSiNi钎料对铝钢焊缝的影响，发现添加AlSiNi的焊缝由于焊丝中Ni元素的存在，使Ni能够与更多的Al，Fe反应，含Ni金属间化合物层更薄，抗拉性能也更好。Satpathy等学者[8]以铜箔作为中间层，对304不锈钢和AA3003铝合金进行高功率超声点焊，发现焊缝的结合界面存在卷曲的界面波纹，焊缝的抗剪强度为95.9 MPa。王刚等学者[9]对比Ni箔及预置Si粉的Ni箔作为中间层对铝钢焊缝的影响，发现Si元素熔入熔池后会与部分Fe，Al元素发生冶金反应，生成Fe-Si和Al-Si二元新相，从而减少了Fe-Al脆性金属化合物的生成。

Li等学者[10]将预置有铝涂层的Usibor1500高强度钢与AA6022铝合金进行搅拌摩擦搭接焊，焊缝结合界面成形良好。

在铝/钢之间添加合金元素已被证实可以有效控制铝/钢焊缝界面Fe-Al脆性金属间化合物的生成，但是粉末、焊丝和金属箔3种合金元素添加方式难以精确控制合金元素对铝/钢焊缝质量的影响。因此，文中以6061铝合金和DP590双相钢为母材，在母材表面预置Cu镀层后进行激光搭接焊，研究Cu镀层对焊缝组织与接头性能的影响。

1 试验方法

试验所使用的材料为0.5 mm等厚的6061铝合金和冷轧DP590双相钢，6061铝合金的化学成分见表1。DP590双相钢的化学成分见表2。预置Cu镀层试验是预先在2种母材表面电镀Cu层，利用共聚焦显微镜对Cu镀层厚度进行测量，控制Cu镀层的平均厚度(3种规格分别为20 μm，40 μm，60 μm)。焊接试验使用的激光参数见表3。采用钢上铝下的搭接方式，重合区尺寸(长×宽)为100 mm ×10 mm，激光束以90°的入射角照射在搭接中心位置，激光束与保护气体(99.99%氩气)送气口角度为30°，气体流量为25 L/min，焊接速度为100 mm/min，离焦量为0 mm。

表1 6061铝合金的化学成分(质量分数，%)

表2 DP590双相钢化学成分(质量分数，%)

表3 激光参数

焊接完成后，用线切割机沿垂直于焊接方向取10 mm×10 mm×1 mm的试样，用胶木粉对试样进行热镶嵌，制成金相试样，依次选用400号、800号、1200号、1500号及2000号的砂纸对试样进行打磨，利用W3.5，W1.5，W0.5的金刚石抛光膏进行抛光处理，用无水乙醇清洗抛光后的金相试样。用4%的硝酸酒精腐蚀DP590双相钢，用Keller溶液(1.0 mL氢氟酸+1.5 mL盐酸+2.5 mL硝酸+95 mL超纯水)腐蚀6061铝合金。采用扫描电镜、能谱仪观察焊缝的界面形貌和物相；使用显微硬度计对焊缝进行硬度测量。另外，将焊缝样件加工成拉伸试样，如图1所示。使用拉伸试验机以5 mm/min的加载速度测试焊缝的抗拉强度。

图1 抗拉强度测试试样

2 试验结果与分析

2.1 Cu镀层对焊缝质量的影响

为了研究Cu镀层的添加对铝/钢焊缝质量的影响，在单脉冲能量为10 J，脉宽为5 ms，频率为15 Hz的焊接工艺参数下，分别进行无镀层和有镀层的铝/钢搭接焊试验。

图2为镀Cu前后的焊缝截面形貌。图2a为无镀层焊缝的截面，焊缝熔深仅有0.552 mm，熔宽为0.842 mm，且在铝/钢结合界面存在大量的“阴影区”，该区域可能存在裂纹、气孔等缺陷，因为在铝/钢焊接过程中大量的Fe-Al脆性金属化合物会聚集在熔合线附近，同时由于铝、钢热物理性能和化学成分存在较大的差异，会在铝/钢熔合部位产生较大的热应力，热应力会作用在脆性金属化合物层表面进而引发开裂。图2b为有镀层焊缝的截面，焊缝的深宽比大于1，熔深为0.842 mm，熔宽为0.608 mm，熔池底部呈半圆形，无“阴影区”。

图2 镀铜前后的焊缝截面形貌

图3是镀铜前后焊缝底部形貌。无镀层焊缝在铝/钢结合界面处存在大量的裂纹，裂纹横跨熔池的底部，熔合界面较为粗糙，呈S形，起伏较大；有镀层焊缝在铝/钢界面结合良好，仅存在少量的裂纹，熔合界面光滑，呈C形。分析原因可能是由于铝原子质量轻，在焊接过程中会上浮，Cu镀层作为中间层，可以阻止Al原子向钢中扩散，缓解了Fe原子、Al原子的直接反应，在一定程度上减少了Fe-Al脆性金属化合物的生成。

图3 镀Cu前后的焊缝形貌

为了对比有无镀层焊缝Fe-Al化合物的组成，分别对焊缝进行点扫描，无镀层焊缝的扫描点位置如图4所示，扫描结果见表4。无镀层焊缝界面反应组织复杂，有许多大小、成分、形态均不同的金属间化合物交错生长，区域1的Fe，Al的原子分数比约为1∶1，推测该区域为FeAl；区域2的Fe，Al的原子分数比约为1∶2，从Fe-Al相图推测，该区域的相为FeAl2；区域3的Fe元素含量达到93.49%，推测该区域的相主要为α-Fe固溶体；区域4的Fe，Al的原子分数比约为4∶1，推测该区域的相主要为富Fe相；区域5的Fe，Al的原子分数比约为1∶2.5，推测该区域的相主要为Fe2Al5；区域6的Al元素含量达到98.46%，推测该区域的相主要为α-Al固溶体。

图4 无镀层焊缝的EDS扫描位置

表4 无镀层焊缝的成分(原子分数，%)

有镀层焊缝的扫描点位置如图5所示，扫描结果见表5。区域7、区域8、区域10、区域11内Fe，Cu与Al的原子分数比都约为3∶1，推测该区域的相主要为(Fe,Cu)3Al；区域3内Fe，Cu与Al的原子分数比约为1∶2.5，推测该区域的相主要为(Fe,Cu)2Al5；区域12内Fe，Cu与Al的原子分数比约为1∶3，推测该区域主要的相为(Fe,Cu)Al3。

图5 有镀层焊缝的EDS扫描位置

表5 有镀层焊缝的成分(原子分数，%)

对比有无镀层焊缝的金属化合物发现，由于Cu原子与Al原子的亲和力要强于Fe原子与Al原子，能置换Fe-Al化合物中的Fe原子，使焊缝中Fe，Al元素的流动性增强；Cu原子可以与Fe原子、Al原子反应生成固溶体，改变原有金属化合物的种类，起到了固溶强化的作用。

为了探究有无镀层焊缝区显微硬度的变化规律，以焊缝中心为原点，横向取点，间距为0.25 mm，绘制的焊缝显微硬度变化如图6所示。无Cu镀层和有Cu镀层的铝/钢焊缝显微硬度变化规律相似，均是两边高，中间低。主要原因是距离焊缝熔合线越远，Al元素向钢中扩散效果越差，减少了Fe-Al脆性金属化合物的生成。无Cu镀层的焊缝的平均硬度为522.2 HV，有Cu镀层的焊缝的平均硬度为421.0 HV，与无Cu镀层的铝/钢焊缝相比，有Cu镀层的铝/钢焊缝的平均硬度降低了19%。主要原因是在铝/钢激光焊接过程中Cu镀层的添加，增加了熔池的流动性，避免一部分Fe-Al直接反应生成脆性相，抑制部分硬度较大的金属化合物生成，有效降低焊缝的整体硬度。

图6 有无Cu镀层的焊缝显微硬度

2.2 单脉冲能量对焊缝质量的影响

在对比分析了有无Cu镀层研究的基础上，进一步探究单脉冲能量对铝/钢焊缝质量的影响。激光脉宽为5 ms，频率为15 Hz，铜镀层为20 μm的焊接工艺参数下，进行不同单脉冲能量的铝/钢激光搭接焊。图7为不同单脉冲能量下的焊缝宏观形貌。通过对比发现，单脉冲能量为9 J时，焊缝由于激光能量较低，大部分的热量用于熔化上层的DP590双相钢，仅有少量的热量传递到下层铝合金，因此生成的焊缝熔深仅有0.561 mm，熔宽为0.956 mm;单脉冲能量增加到10 J时，焊缝随着单脉冲能量的增加，焊缝的熔深、熔宽分别为0.647 mm和0.996 mm，焊缝上层金属出现少量的烧蚀，铝/钢熔合界面较为平整，焊缝内部的“裂纹”较少；单脉冲能量增加到11 J时，焊缝由于激光能量过高，双相钢、Cu镀层、铝合金3种金属完全熔化，焊缝完全焊穿，上层金属出现大量的烧蚀，熔池被完全压溃，焊缝的熔深达到0.772 mm，熔宽为0.790 mm。

图7 不同单脉冲能量的焊缝形貌

图8为不同单脉冲能量的焊缝结合界面的微观形貌。单脉冲能量为9 J时，焊缝的结合界面较为紧密，仅存在少量的裂纹；单脉冲能量增加到10 J时，焊缝结合界面形貌最好，发现焊缝结合界面几乎没有裂纹，结合界面的熔合线光滑，呈C形；单脉冲能量增加到11 J时，焊缝由于激光能量过高，铝基板被完全熔透，焊缝被完全焊穿，在焊缝内部和铝钢熔合线附近出现裂纹。

图8 不同单脉冲能量的焊缝结合界面形貌

对比不同单脉冲能量的焊缝发现：随着单脉冲能量的增加，焊缝的熔池不断加深，同时熔池的流动性增加，减少焊缝区裂纹的生成，但当单脉冲能量过高，熔池被完全压溃，降低了焊接接头的质量。

2.3 Cu镀层厚度对焊缝质量的影响

基于有无Cu镀层和单脉冲能量研究的基础上，进一步探究Cu镀层厚度对焊缝质量的影响，在单脉冲能量为10 J，脉宽为5 ms，频率为15 Hz的焊接工艺参数下，进行不同厚度镀层的铝/钢激光搭接焊。Cu镀层厚度为20.1 μm时，焊缝EDS扫描点位置如图9所示。具体点的原子分数见表6。焊缝区域13和区域14内Fe，Cu和Al的原子分数比约为2∶1，推测为该区域的相(Fe,Cu)2Al；区域15的Fe原子分数达到87.06%，推测该区域的相为α-Fe固溶体；区域16内Fe，Cu和Al的原子分数比约为1∶3，推测该区域的相为(Fe,Cu)Al3。Cu镀层厚度增加到60 μm时，焊缝的EDS扫描点位置如图10所示。具体点的元素分布比例结果见表7。区域17内Fe，Cu和Al的原子分数比约为3∶1，推测该区域的相为(Fe,Cu)3Al；区域18、区域19内Fe，Cu和Al的原子分数比约为1∶1，推测该区域的相为(Fe,Cu)Al和Al2Cu；区域20内Fe原子分数达到78.17%，推测该区域的相为α-Fe固溶体。由于Cu镀层厚度的增加，焊缝的金属化合物发生了变化，焊缝主要由(Fe,Cu)Al，Al2Cu，(Fe,Cu)3Al，α-Fe固溶体组成。

图9 预置20 μm Cu镀层的铝/钢焊缝扫描点位置

表6 预置20 μm Cu镀层的铝/钢焊缝成分(原子分数，%)

对比不同厚度的Cu镀层焊缝发现：随着Cu镀层厚度的增加，在焊接过程中，Cu原子与更多的Fe原子、Al原子发生化学反应，生成Cu含量较多的三元化合物，提高铝原子向钢中扩散的难度。

图10 预置60 μm 铜镀层的铝/钢焊缝扫描位置

表7 预置60 μm Cu镀层的铝/钢焊缝成分(原子分数，%)

不同厚度的Cu镀层的焊缝显微硬度见表8。当Cu镀层为20 μm时，焊缝的平均硬度为464.4 HV，当Cu镀层为60 μm时，焊缝的平均硬度为456.6 HV.随着Cu镀层厚度的增加，Cu镀层可以更好地隔绝Fe，Al的结合，同时熔池内Cu含量的增多，Cu原子能够置换Fe-Al金属化合物中的Fe原子，减少了Fe-Al脆性金属化合物的生成，进而降低焊缝的硬度。

表8 不同厚度的Cu镀层的焊缝显微硬度 HV

2.4 正交优化试验结果与分析

为了获得质量优良的铝/钢焊接接头，选取单脉冲能量、脉宽、频率、镀层厚度为试验的4个因素，进行4因素3水平正交试验，具体参数见表9。正交试验方案和结果见表10。优化组试验方案和结果见表11。由表10和表11可知，在当前试验因素中，影响铝/钢焊缝抗拉强度的水平因素主次顺序依次为单脉冲能量、镀层厚度、频率、脉宽。铝/钢焊缝的最优组合为A2B3C2D3，单脉冲能量为10 J，脉宽为6 ms，频率为15 Hz，铜镀层厚度为60 μm时，接头抗拉强度可达到59.8 MPa。

表9 正交试验因素与水平表

表10 正交试验结果

表11 优化组试验参数及抗拉强度

3 结论

(1)铝/钢母材表面预置Cu镀层，在激光焊接过程中，有利于减弱铝/钢的直接扩散，有效抑制了Al-Fe脆性金属间化合物的形成，提高了焊缝的抗拉强度。

(2)随着预置Cu镀层厚度的增加，铝/钢焊缝的界面变得更为光滑。

(3)影响焊缝抗拉强度的水平因素主次顺序为激光单脉冲能量、铜镀层厚度、频率、脉宽；0.5 mm等厚的6061铝合金/DP590双相钢的预置Cu镀层激光搭接焊接的优化工艺参数为激光单脉冲能量10 J、脉宽6 ms、频率为15 Hz，Cu镀层厚度为60 μm，获得的铝/钢搭接焊缝的抗拉强度为59.8 MPa。