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《材料科學(xué)與工藝雜志》2015年第六期

摘要:

為了使鋁合金與鋼的連接更加牢固，以Al－Si(6%～8%)為釬料，采用tig熔－釬焊對(duì)5052鋁合金和鍍鋅鋼板進(jìn)行連接，并對(duì)鋁合金板的熔－焊區(qū)進(jìn)行表面噴丸預(yù)處理，研究了表面噴丸對(duì)接頭界面組織及力學(xué)性能的影響．研究表明:噴丸預(yù)處理能細(xì)化接頭熔焊區(qū)柱狀晶晶粒并使其分布更均勻，促進(jìn)鋼/熔池金屬間的界面反應(yīng);表面噴丸明顯改變了鋼/鋁擴(kuò)散層厚度，厚度由6．0μm增加到9．5μm．力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，表面噴丸顯著改善了連接質(zhì)量，接頭拉剪強(qiáng)度達(dá)到238．6N/mm．

關(guān)鍵詞:

鋁合金;鍍鋅鋼;熔－釬焊;噴丸處理;顯微組織;力學(xué)性能

用輕質(zhì)鋁合金代替車身用鋼是實(shí)現(xiàn)汽車車身輕量化和節(jié)能減排的有效手段．由于其本身性能的限制，鋁合金還不能完全取代高性能鋼材作為汽車車身結(jié)構(gòu)，因而在采用鋁合金作為車身時(shí)不可避免地要涉及鋁合金與鋼的焊接．但由于鋁合金與鋼物理性能差異較大，且冶金兼容性較差，采用傳統(tǒng)熔焊方法難以實(shí)現(xiàn)二者的連接．因此，國(guó)內(nèi)外學(xué)者采用激光焊［1－3］，爆炸焊［4－6］，摩擦焊［7－8］，攪拌摩擦焊［7－8］，電阻點(diǎn)焊［9－10］等多種方法試圖實(shí)現(xiàn)鋁－鋼的可靠連接．盡管通過以上方法可以實(shí)現(xiàn)鋁－鋼的連接，但這些單一的連接方法很難獲得滿意的組織結(jié)構(gòu)和高效高強(qiáng)的性能，且難以實(shí)現(xiàn)大規(guī)模的工業(yè)應(yīng)用．近年來，國(guó)內(nèi)外學(xué)者針對(duì)鋁合金與鋼的復(fù)合焊接開展了相關(guān)研究工作，TIG熔－釬焊以其獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)受到人們的重視，具有焊接熱影響區(qū)小、對(duì)表面光潔度要求不高、節(jié)能高效、易實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化、焊接性能好的優(yōu)點(diǎn)．

在作者的前期工作中，采用TIG熔－釬焊已成功實(shí)現(xiàn)了Ti與Mg的連接［11］．文獻(xiàn)［12－16］針對(duì)鋁合金與鋼開展了熔－釬焊的研究工作［12－13］以及鍍鋅層所發(fā)揮的作用［14］，獲得了較好的焊接效果和焊接質(zhì)量．但即使采用復(fù)合焊接方法，鋁基體的表面氧化膜仍難以避免，合金表面在空氣中極易形成致密的氧化層(Al2O3)，氧化膜的性質(zhì)與鋁基體截然不同，氧化膜的熔點(diǎn)達(dá)到了2050℃，而鋁基體熔點(diǎn)僅為660℃，二者熔點(diǎn)相差1390℃，這些差異對(duì)基體的焊接產(chǎn)生極大影響．焊接溫度介于鋁基體與鋼基體熔點(diǎn)之間無(wú)法熔化氧化鋁，因此，只能依靠溶解和TIG電弧清理的方式清除氧化膜，由于焊接持續(xù)時(shí)間短，致密的氧化膜不易被清除，嚴(yán)重影響液態(tài)鋁合金在鋼表面的鋪展，且溶解到焊縫中的大尺寸氧化物形成夾渣對(duì)焊接性能也極其不利［15］．鋁基體表面氧化膜在熔－釬焊中的溶解消除問題已嚴(yán)重制約了鋁合金與鋼的焊接性能．目前，尚未見將表面機(jī)械研磨處理應(yīng)用于TIG熔－釬焊的報(bào)道．而機(jī)械研磨處理在熱處理及擴(kuò)散中的研究表明，表面機(jī)械研磨處理可以顯著細(xì)化晶粒［16］．MHAEDE等認(rèn)為鋁合金經(jīng)噴丸處理后表面形貌發(fā)生了顯著改變［17］，此外，表面噴丸處理可顯著去除零件表面氧化膜，克服了傳統(tǒng)化學(xué)方法費(fèi)用高周期長(zhǎng)的缺點(diǎn)［18］．更進(jìn)一步的研究表明，由于形成納米晶層，表面高能噴丸處理會(huì)顯著改變材料表面的擴(kuò)散和冶金反應(yīng)動(dòng)力學(xué)特征［19］．因而可以預(yù)見，在鋼－鋁的連接中，對(duì)鋁合金進(jìn)行表面高能噴丸，由于其表面氧化膜的大部分清除使得氧化物夾雜減少以及表面層擴(kuò)散反應(yīng)特征的改變，可能對(duì)連接接頭冶金反應(yīng)和界面組織產(chǎn)生影響．而界面組織直接決定了接頭連接質(zhì)量，因而有必要探明表面噴丸對(duì)接頭組織和性能的影響規(guī)律，以合理利用表面噴丸來達(dá)到改善接頭強(qiáng)度的目的．為此，本文將研究以TIG電弧為熱源氬氣作為保護(hù)氣體情況下，對(duì)比分析鋁母材熔焊區(qū)表面在未噴丸處理和噴丸處理后的條件下，鋁合金與鋼進(jìn)行TIG熔－釬焊焊接得到的接頭組織與力學(xué)性能，探究噴丸預(yù)處理對(duì)接頭的顯微組織和力學(xué)性能的影響．

1試驗(yàn)

試驗(yàn)?zāi)覆氖清冧\鋼板和軋制態(tài)5052鋁合金板，尺寸均是80mm×50mm×1．5mm，以Al－Si(6%～8%)焊絲作為釬料采用搭接的方式進(jìn)行熔－釬焊;鍍鋅鋼板焊接前采用乙醇清洗表面油污和雜質(zhì)，用乙醇清洗母材并吹干;焊接工藝參數(shù)為焊絲直徑1．0mm，氬氣流量10L/min，鎢極直徑1．6mm，鎢極下端距離母材的高度是2．5mm，鎢極偏離豎直方向的角度為15°～20°，送絲速度19．0mm/s，焊接速度2．8mm/s．鋁板的待焊區(qū)及附近表面預(yù)處理在噴丸機(jī)上進(jìn)行雙面噴丸，對(duì)焊后的接頭剖面，在鋁合金一側(cè)通過金相腐蝕的方法觀測(cè)熔焊區(qū)的組織;在鋁－鋼界面，采用帶EDS的SEM分析界面組織和反應(yīng)產(chǎn)物．為測(cè)定接頭力學(xué)性能，將焊件切割為寬度15mm的標(biāo)準(zhǔn)樣，在萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定其拉剪強(qiáng)度，每個(gè)參數(shù)采用3個(gè)標(biāo)準(zhǔn)樣測(cè)試，取其平均值作為最后結(jié)果．采用SEM觀察拉伸斷口形貌，通過拉伸后試樣剖面金相觀察判定拉伸斷裂位置．

2結(jié)果與分析

2．1焊接電流的選擇試驗(yàn)前通過一系列未噴丸的對(duì)比實(shí)驗(yàn)，采用單位長(zhǎng)度所能承受的最高拉力表征接頭的拉剪強(qiáng)度得到接頭強(qiáng)度和熱輸入量的關(guān)系如表1所示．由表1可以看到，隨著焊接電流的變化，接頭的拉剪強(qiáng)度先增加而后減小;本試驗(yàn)中材料尺寸采用90A焊接電流獲得接頭力學(xué)性能最好．因此，采用90A作為本次試驗(yàn)的焊接電流，比較有無(wú)噴丸預(yù)處理的焊接試樣在顯微組織和力學(xué)性能上的差異.

2．2焊接接頭的分析圖1是在90A的焊接電流下得到的焊縫宏觀形貌，可以看到，經(jīng)過噴丸預(yù)處理后焊縫鋪展更均勻，焊縫寬度有所增加，這是因?yàn)榻?jīng)過表面噴丸處理后鋁母材組織細(xì)化，受熱更均勻．圖2為在90A焊接電流下經(jīng)過噴丸預(yù)處理后得到的搭接接頭的宏觀形貌照片，圖3則是焊縫與鋁母材的連接界面金相圖．在該區(qū)域觀察到柱狀晶，代表熔焊界面，是明顯的鑄態(tài)組織;同時(shí)發(fā)現(xiàn)，柱狀晶界面的雜質(zhì)偏聚較其他地方富集，是脆弱結(jié)合面，力學(xué)性能不夠高，因此，常常是拉伸.測(cè)試微裂紋的萌發(fā)區(qū)，最終在附近區(qū)域發(fā)生斷裂．通過二者金相照片可以看出，經(jīng)過噴丸預(yù)處理后熔焊區(qū)柱狀晶晶粒尺寸減小且組織更均勻，這是由于鋁母材經(jīng)噴丸處理后組織細(xì)化受熱更均勻，而柱狀晶在未融化晶粒的基礎(chǔ)上形核長(zhǎng)大，因此，鋁母材與熔焊區(qū)相鄰組織的大小直接決定了熔焊區(qū)柱狀晶的大?。瑫r(shí)晶界的增多可以為熱傳導(dǎo)和原子擴(kuò)散提供更多通道，并有利于雜質(zhì)的均勻分布，對(duì)于提升力學(xué)性能是有顯著作用的．圖4是90A電流時(shí)焊接接頭焊縫與鋼母材釬焊界面處的SEM以及線掃描能譜圖.從圖4可知:未噴丸預(yù)處理的接頭處界面層分布均勻性相對(duì)較差，經(jīng)過噴丸預(yù)處理的界面層分布均勻;并可以觀察到釬焊界面層實(shí)質(zhì)上是擴(kuò)散形成的，焊接過程中鋼母材的Fe元素向焊縫擴(kuò)散，同時(shí)焊縫熔池中的Al元素也向鋼母材中擴(kuò)散，擴(kuò)散界面層主要靠金屬鍵和化學(xué)鍵結(jié)合，結(jié)合強(qiáng)度高．對(duì)二者界面層進(jìn)行點(diǎn)掃描后發(fā)現(xiàn)，未噴丸時(shí)Fe和Al的原子分?jǐn)?shù)為19．6%和80．4%，而經(jīng)過噴丸預(yù)處理后Fe和Al的原子分?jǐn)?shù)為27．4%和72．6%，說明噴丸預(yù)處理后釬焊界面層Fe原子比例增加;同時(shí)對(duì)腐蝕后的焊縫進(jìn)行能譜打點(diǎn)分析，基體為α－Al，發(fā)現(xiàn)少量的Si元素，這些Si來自于釬料偏聚在晶界處形成Al－Si脆性相，對(duì)接頭的力學(xué)性能不利．從線掃描能譜圖可以得到經(jīng)過噴丸預(yù)處理的界面擴(kuò)散層厚度約為9．5μm，而未噴丸的界面擴(kuò)散層厚度約為6．0μm，說明表面噴丸預(yù)處理使界面擴(kuò)散層的厚度增加，而鋼鋁熔－釬焊接頭的力學(xué)性能隨界面層厚度的增加先增加后減?。?0］，噴丸預(yù)處理可以優(yōu)化力學(xué)性能．噴丸預(yù)處理對(duì)釬焊界面層存在上述影響的主要原因是噴丸引起的鋁母材晶粒細(xì)化有效減小熱阻，促進(jìn)了傳熱［21－22］，有助于擴(kuò)散的進(jìn)行，使得界面層金屬化合物的Fe原子比例增加，擴(kuò)散層的厚度也有所提升．但如果僅提高焊接電流則會(huì)由于鍍鋅層的劇烈蒸發(fā)使得電弧邊緣上翹，減小電弧與工件接觸面積，反而降低了熱輸入量［14］．

2．3試樣力學(xué)性能和拉伸斷口分析對(duì)試樣進(jìn)行拉伸測(cè)試，圖5是拉伸試樣的宏觀斷裂位置圖像，從宏觀上觀察到兩者的斷裂位置均是熔焊區(qū)域附近．圖6是噴丸預(yù)處理后接頭鋁母材一側(cè)斷口金相圖，觀察到噴丸處理后斷裂發(fā)生在柱狀晶區(qū)，此斷裂位置所對(duì)應(yīng)的焊接接頭力學(xué)性能較好，經(jīng)過噴丸預(yù)處理后的焊接接頭拉剪強(qiáng)度達(dá)到了238．6N/mm，而未噴丸試樣拉剪強(qiáng)度為216．09N/mm，熔焊區(qū)柱狀晶晶粒細(xì)化且分布更均勻是拉剪強(qiáng)度得到提高的主要原因．圖7是試樣拉伸性能測(cè)試的斷口電子掃描圖像，可以看到，未噴丸接頭的斷口屬于脆性的解理斷口，存在明顯尺寸較小的解理平臺(tái)，接頭總體呈現(xiàn)脆性特征;噴丸后的斷口形貌呈韌窩特征，但這些韌窩也是一些細(xì)小Al－Si相脆性斷裂形成的解理平臺(tái)，并不是一般韌性材料斷裂斷口常見的韌窩，韌窩特征是由于這些脆性相的彌散均勻分布造成的．進(jìn)一步對(duì)斷口放大觀察，如圖7(c)、(d)所示，發(fā)現(xiàn)二者斷口表面存在韌性斷裂特征的撕裂棱，比較發(fā)現(xiàn)經(jīng)過噴丸預(yù)處理后的斷口撕裂棱更加明顯且數(shù)量更多，說明經(jīng)過噴丸預(yù)處理后接頭的韌性得到改善，力學(xué)性能得到了提升;韌窩底部點(diǎn)能譜分析顯示元素的組成是大量的Al與少量的Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)2%～6%)，Si來自于釬料偏聚在晶界處形成脆性Al－Si相，韌窩底部的解理平臺(tái)正是由于該Al－Si相的脆性斷裂所致．可以看到噴丸預(yù)處理后接頭韌性增強(qiáng)，力學(xué)性能更好．

3結(jié)論

1)表面噴丸預(yù)處理可以細(xì)化鋁母材從而促進(jìn)傳熱，有利于鋼與熔池金屬的相互擴(kuò)散，適當(dāng)增加擴(kuò)散層的厚度(由6．0μm增加到9．5μm)，并增加了釬焊界面處Fe原子比例．2)未噴丸的接頭拉剪強(qiáng)度隨熱輸入量的增加先增大后減小，90A的焊接電流得到的拉剪強(qiáng)度最高(216．09N/mm);鋁母材熔焊區(qū)表面噴丸預(yù)處理，可以使熔焊區(qū)柱狀晶晶粒細(xì)化且分布更均勻，導(dǎo)致接頭斷口表面的撕裂棱增加，韌性得到提升，拉剪強(qiáng)度達(dá)到238．6N/mm．

作者：安琦 袁新建 張文龍 臧若錦 單位：重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院