0. 引言

銅因具有優良的導電性以及良好的導熱性和耐腐蝕性,廣泛應用于變壓器、開關設備、斷路器的電氣布線和元件[1]、船舶中管道和供暖系統、電機、發電機、動力傳輸系統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,并且鋁合金的導電性僅次于銅,同時具有密度小、導熱性好、耐腐蝕性強等優點,因此以鋁代銅或者鋁/銅復合以降低成本,符合國家生產戰略。

鋁/銅復合結構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,會增加結構質量,降低結構精度,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,從而提高結構的精度,因此成為異種金屬復合結構連接的關鍵技術之一。然而,鋁合金和銅的物理、化學等性能差異較大,采用傳統的熔化焊時二者的熔化和凝固不同步,焊接難度較大,不能實現高質量連接[5-7]。此外,鋁合金和銅都極易氧化而在焊接時形成夾雜物,破壞接頭連續性；鋁合金和銅的導熱性較好,焊縫凝固速率較快,反應氣體來不及逸出,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,可以實現鋁合金和銅高質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到最大,為167.7MPa。

目前,關于鋁/銅激光熔釬焊的研究主要集中在焊縫成形評價[11-14]、接頭力學性能及接頭腐蝕試驗[15-17]等方面,而有關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之一,對焊接接頭質量有著重要影響。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/銅復合結構件的應用提供理論依據。

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。母材與焊絲的化學成分（質量分數/%）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型光學顯微鏡（OM）觀察截面宏觀形貌以及未經上述處理的焊縫表面及背面宏觀形貌。采用ZEISS Merlin Compact型場發射掃描電鏡（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）對鋁合金側和銅側界面進行物相分析,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合。由圖2可見：當焊接速度為4mm·s−1時,接頭正面焊縫斷續不平滑,出現塌陷現象,背面焊縫斷續不均勻,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,在正面出現塌陷,并在背面形成焊瘤；當焊接速度增加至5mm·s−1時,焊接熱輸入略有減小,正面焊縫成形變好,但背面出現焊穿現象且余高較高；當焊接速度為6mm·s−1時,正面焊縫平滑、飽滿、連續,背面焊縫也較連續且沒有明顯缺陷；當焊接速度增加至7~8mm·s−1時,正面焊縫不夠飽滿,鋪展情況較差,出現咬邊等缺陷,這是因為焊接速度過快導致熱輸入過低,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成。由表3和圖4推測：銅側界面反應區均存在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性能；熔焊區深灰色區域（D點）、淺灰色顆粒狀區域（E點）、灰白色枝晶區域（F點）、淺灰色枝晶區域(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和鋁合金側界面的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：當焊接速度為4mm·s−1時,鋁合金/銅接頭熔焊區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,同時產生Zn-Al共晶組織；不同焊接速度下接頭的銅側界面反應區均由靠近銅側較為平直的I層和靠近熔焊區顆粒狀物質構成的II層構成,隨著焊接速度增加,Ⅰ層的厚度變化不大,約為1μm,Ⅱ層的厚度逐漸減小。

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律相似,熔焊區和界面反應區的硬度遠高于兩側母材,在160~210HV,最大值均出現在銅側界面反應區,這是因為銅側界面反應區主要由硬度高的Al-Cu脆性金屬間化合物構成。隨著焊接速度增加,熔焊區硬度變化不大,銅側界面反應區硬度逐漸下降,當焊接速度為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。這是因為當焊接速度過小時焊縫正面出現塌陷,背面出現焊瘤,成形不佳；而當焊接速度過大時焊縫正面出現咬邊,焊接熔池在銅側鋪展不充分,所以焊接速度較小或較大時的力學性能均較差。由圖7可見,當焊接速度為4,5,7,8mm·s−1時,接頭在銅側界面反應區斷裂,當焊接速度為6mm·s−1時,接頭在鋁合金側斷裂。

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

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,背面焊縫也較連續且沒有明顯缺陷。

（2）隨著焊接速度增加,接頭熔焊區樹枝狀Al-Cu共晶組織變少,Zn-Al共晶組織變多。當焊接速度為6mm·s−1時,鋁合金/銅激光熔釬焊接頭銅側界面反應區出現Al4Cu9和Al2Cu金屬間化合物,熔焊區由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硬度變化不大,銅側界面反應區硬度逐漸下降,接頭抗拉強度先增大后減小,拉伸斷裂模式按照解理斷裂、準解理斷裂、韌性斷裂、準解理斷裂依次變化。當焊接速度為6mm·s−1時,接頭抗拉強度（212MPa）最大,發生韌性斷裂。

文章來源——材料與測試網