0. 引言

銅因具有優(yōu)良的導(dǎo)電性以及良好的導(dǎo)熱性和耐腐蝕性,廣泛應(yīng)用于變壓器、開關(guān)設(shè)備、斷路器的電氣布線和元件[1]、船舶中管道和供暖系統(tǒng)、電機、發(fā)電機、動力傳輸系統(tǒng)和汽車的剎車片線等[2-4]。但我國的銅資源比較匱乏,價格昂貴,而鋁土礦資源儲量豐富,并且鋁合金的導(dǎo)電性僅次于銅,同時具有密度小、導(dǎo)熱性好、耐腐蝕性強等優(yōu)點,因此以鋁代銅或者鋁/銅復(fù)合以降低成本,符合國家生產(chǎn)戰(zhàn)略。

鋁/銅復(fù)合結(jié)構(gòu)的連接方式主要包括機械連接和焊接連接。機械連接需使用額外連接件,會增加結(jié)構(gòu)質(zhì)量,降低結(jié)構(gòu)精度,相比之下,焊接無需額外連接件,且能夠提供更緊密的連接,減小間隙和誤差,從而提高結(jié)構(gòu)的精度,因此成為異種金屬復(fù)合結(jié)構(gòu)連接的關(guān)鍵技術(shù)之一。然而,鋁合金和銅的物理、化學(xué)等性能差異較大,采用傳統(tǒng)的熔化焊時二者的熔化和凝固不同步,焊接難度較大,不能實現(xiàn)高質(zhì)量連接[5-7]。此外,鋁合金和銅都極易氧化而在焊接時形成夾雜物,破壞接頭連續(xù)性；鋁合金和銅的導(dǎo)熱性較好,焊縫凝固速率較快,反應(yīng)氣體來不及逸出,易形成氣孔；鋁合金和銅異種金屬焊接時還易形成Al-Cu脆性金屬間化合物,惡化焊接接頭性能。目前,可以實現(xiàn)鋁合金和銅高質(zhì)量連接的方法主要包括釬焊、擴散焊、超聲波焊、攪拌摩擦焊和熔釬焊。其中,熔釬焊因熱量集中、易于控制、可以有效調(diào)控異種金屬界面處脆性金屬間化合物的生成,在異種金屬連接方面具有優(yōu)越性[8]。彭遲等[9]采用Zn-Al釬料對T2銅和LF6防銹鋁進行等離子弧熔釬焊,獲得了焊縫表面無裂紋、氣孔等缺陷,抗剪強度可達(dá)175.5MPa的鋁合金/銅熔釬焊接頭。石玗等[10]研究表明,焊接電流為60A下制備的5052鋁合金/T2銅脈沖旁路耦合電弧熔化極惰性氣體保護熔釬焊接頭的抗拉強度達(dá)到最大,為167.7MPa。

目前,關(guān)于鋁/銅激光熔釬焊的研究主要集中在焊縫成形評價[11-14]、接頭力學(xué)性能及接頭腐蝕試驗[15-17]等方面,而有關(guān)焊接速度對接頭影響的研究較少。焊接速度是激光熔釬焊的重要工藝參數(shù)之一,對焊接接頭質(zhì)量有著重要影響。為此,作者采用XR-FC22S藥芯焊絲,對5052鋁合金和T2銅進行異種金屬對接激光熔釬焊,研究了焊接速度對熔釬焊接頭的宏觀形貌、顯微組織、顯微硬度、抗拉強度及拉伸斷裂機理的影響,旨在為鋁合金/銅復(fù)合結(jié)構(gòu)件的應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1. 試樣制備與試驗方法

焊接母材為5052鋁合金和T2銅,市售,尺寸均為100mm×60mm×2mm,力學(xué)性能見表1；焊絲為XR-FC22S藥芯焊絲（Zn85Al15）,藥芯釬劑成分為Cs-Al-F,焊絲直徑為1.6mm。母材與焊絲的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）見表2。

采用IPG YLS-6000-S2-TR型光纖激光器進行激光熔釬焊,采用MIG型焊機輔助送絲,焊接過程如圖1所示。5052鋁合金和T2銅均不開坡口,根部間隙在0.1~0.3mm,背面加裝固定夾具,強制背面焊縫成形；激光束方向與母材成75°,送絲方向與母材成45°自動送入,保護氣為純度99.99%的氬氣,氣體流量為15L·min−1,激光功率為2400W,離焦量為4mm,送絲速度為2m·min−1,焊接速度分別為4,5,6,7,8mm·s−1。

圖 15052鋁合金/T2銅激光熔釬焊示意

Figure 1.Schematic of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser welding-brazing

在焊接接頭上垂直于焊接方向制取金相試樣。采用ZEISS Axioskop 2 MAT型光學(xué)顯微鏡（OM）觀察截面宏觀形貌以及未經(jīng)上述處理的焊縫表面及背面宏觀形貌。采用ZEISS Merlin Compact型場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察顯微組織,并用配套的能譜儀（EDS）分析微區(qū)成分。沿5052鋁合金和T2銅界面將接頭切開,采用XRD-6000型X射線洐射儀（XRD）對鋁合金側(cè)和銅側(cè)界面進行物相分析,銅靶,Kα射線,工作電壓為40kV,電流為30mA,步長為0.5°。采用KB30S型全自動維氏硬度計測試硬度,測試點間距為0.3mm,載荷為2N,保載時間為30s。根據(jù)GB/T 2651—2008,在接頭上以焊縫為中心制備尺寸120mm×12mm×2mm的拉伸試樣,采用YJ-8619型萬能試驗機進行拉伸試驗,拉伸速度為3mm·min−1,采用ZEISS EVO18型掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。

2. 試驗結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

在鋁合金/銅熔釬焊過程中,熔點較低的鋁合金母材和焊絲在熱源作用下熔化形成液態(tài)金屬,填充間隙并在銅表面進行潤濕鋪展,最終使鋁合金和銅之間形成冶金結(jié)合。由圖2可見：當(dāng)焊接速度為4mm·s−1時,接頭正面焊縫斷續(xù)不平滑,出現(xiàn)塌陷現(xiàn)象,背面焊縫斷續(xù)不均勻,有較大的焊瘤,這是因為此條件下焊接熱輸入較大,5052鋁合金母材和焊絲的熔化量較大,在正面出現(xiàn)塌陷,并在背面形成焊瘤；當(dāng)焊接速度增加至5mm·s−1時,焊接熱輸入略有減小,正面焊縫成形變好,但背面出現(xiàn)焊穿現(xiàn)象且余高較高；當(dāng)焊接速度為6mm·s−1時,正面焊縫平滑、飽滿、連續(xù),背面焊縫也較連續(xù)且沒有明顯缺陷；當(dāng)焊接速度增加至7~8mm·s−1時,正面焊縫不夠飽滿,鋪展情況較差,出現(xiàn)咬邊等缺陷,這是因為焊接速度過快導(dǎo)致熱輸入過低,使得5052鋁合金母材和焊絲熔化量較小。綜上,當(dāng)焊接速度為6mm·s−1時,5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭的焊縫成形最佳。

圖 2不同焊接速度下5052鋁合/T2銅激光熔釬焊接頭的宏觀形貌

Figure 2.Macromorphology of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser welding-brazing joints under different welding speeds：(a, d, g, j, m) front face; (b, e, h, k, n) back face and (c, f, i, l, o) cross section

2.2 顯微組織

由圖3可見：焊接速度6mm·s−1下激光熔釬焊接頭的焊縫中心主要由樹枝狀晶構(gòu)成。由表3和圖4推測：銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū)均存在Al4Cu9相（B點）和Al2Cu相（C點）,這類脆性金屬間化合物會惡化接頭的力學(xué)性能；熔焊區(qū)深灰色區(qū)域（D點）、淺灰色顆粒狀區(qū)域（E點）、灰白色枝晶區(qū)域（F點）、淺灰色枝晶區(qū)域(G點)分別為α-Al固溶體、η-Zn固溶體、Al-Cu共晶組織和Zn-Al共晶組織。

圖 3焊接速度為6mm·s−1時5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭的截面微觀形貌

Figure 3.Cross-section micromorphology of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser welding-brazing joint at welding speed of 6mm·s−1: (a) overall and (b) enlarged area A

圖 4焊接速度為6mm·s−1時5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭銅側(cè)和鋁合金側(cè)界面的XRD譜

Figure 4.XRD patterns of interfaces on copper (a) and aluminum alloy (b) sides of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser welding-brazing joint at welding speed of 6mm·s−1

由圖5可見：當(dāng)焊接速度為4mm·s−1時,鋁合金/銅接頭熔焊區(qū)組織主要由粗大的樹枝狀晶體和深灰色的共晶組織組成,共晶組織主要由α-Al固溶體和Al-Cu化合物組成；隨著焊接速度增加至6mm·s−1,激光熔釬焊熱輸入降低,熔焊區(qū)中的樹枝晶變成雪花狀,并且形成大量顆粒狀η-Zn固溶體,同時產(chǎn)生Zn-Al共晶組織；不同焊接速度下接頭的銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū)均由靠近銅側(cè)較為平直的I層和靠近熔焊區(qū)顆粒狀物質(zhì)構(gòu)成的II層構(gòu)成,隨著焊接速度增加,Ⅰ層的厚度變化不大,約為1μm,Ⅱ?qū)拥暮穸戎饾u減小。

圖 5不同焊接速度下5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭的微觀形貌

Figure 5.Microstructure of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser welding-brazing joint at different welding speeds

2.3 顯微硬度

由圖6可見：不同焊接速度下,接頭的截面顯微硬度分布變化規(guī)律相似,熔焊區(qū)和界面反應(yīng)區(qū)的硬度遠(yuǎn)高于兩側(cè)母材,在160~210HV,最大值均出現(xiàn)在銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū),這是因為銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū)主要由硬度高的Al-Cu脆性金屬間化合物構(gòu)成。隨著焊接速度增加,熔焊區(qū)硬度變化不大,銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū)硬度逐漸下降,當(dāng)焊接速度為4mm·s−1時最大,為210HV。

圖 6不同焊接速度下5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭橫截面的顯微硬度分布

Figure 6.Microhardness distribution on cross section of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser welding-brazing joint at different welding speeds

2.4 拉伸性能

當(dāng)焊接速度分別為4,5,6,7,8mm·s−1時,5032鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭抗拉強度分別為121,176,212,151,108MPa,隨著焊接速度增加,抗拉強度先增大后減小。這是因為當(dāng)焊接速度過小時焊縫正面出現(xiàn)塌陷,背面出現(xiàn)焊瘤,成形不佳；而當(dāng)焊接速度過大時焊縫正面出現(xiàn)咬邊,焊接熔池在銅側(cè)鋪展不充分,所以焊接速度較小或較大時的力學(xué)性能均較差。由圖7可見,當(dāng)焊接速度為4,5,7,8mm·s−1時,接頭在銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū)斷裂,當(dāng)焊接速度為6mm·s−1時,接頭在鋁合金側(cè)斷裂。

圖 7不同焊接速度下5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭拉伸斷裂位置

Figure 7.Tensile fracture location of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser laser welding-brazing joint at different welding speeds

由圖8可見：當(dāng)焊接速度為4mm·s−1時,接頭拉伸斷口處出現(xiàn)大量的平行解理臺階,呈“河流花樣”,斷裂方式為解理斷裂；當(dāng)焊接速度為5mm·s−1時,斷口處出現(xiàn)部分脆性斷裂特征,出現(xiàn)撕裂棱和韌窩,斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂；焊接速度為6mm·s−1時,斷口處出現(xiàn)較多大小不一的韌窩,斷裂方式為韌性斷裂；當(dāng)焊接速度為7,8mm·s−1時,斷口處出現(xiàn)少量小型韌窩和大量撕裂棱,斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂。

圖 8不同焊接速度下5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭的拉伸斷口微觀形貌

Figure 8.Tensile fracture morphology of 5052 aluminum alloy/T2 copper laser welding-brazing joint at different welding speeds

3. 結(jié)論

（1）隨著焊接速度增加,5052鋁合金/T2銅激光熔釬焊接頭的焊縫成形先變好后變差,當(dāng)焊接速度為6mm·s−1時接頭的焊縫成形最佳,正面焊縫平滑、飽滿、連續(xù),背面焊縫也較連續(xù)且沒有明顯缺陷。

（2）隨著焊接速度增加,接頭熔焊區(qū)樹枝狀A(yù)l-Cu共晶組織變少,Zn-Al共晶組織變多。當(dāng)焊接速度為6mm·s−1時,鋁合金/銅激光熔釬焊接頭銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū)出現(xiàn)Al4Cu9和Al2Cu金屬間化合物,熔焊區(qū)由α-Al固溶體、η-Zn固溶體、Al-Cu共晶組織和Zn-Al共晶組織組成。

（3）隨著焊接速度增加,鋁合金/銅激光熔釬焊接頭熔焊區(qū)硬度變化不大,銅側(cè)界面反應(yīng)區(qū)硬度逐漸下降,接頭抗拉強度先增大后減小,拉伸斷裂模式按照解理斷裂、準(zhǔn)解理斷裂、韌性斷裂、準(zhǔn)解理斷裂依次變化。當(dāng)焊接速度為6mm·s−1時,接頭抗拉強度（212MPa）最大,發(fā)生韌性斷裂。

文章來源——材料與測試網(wǎng)