李会明，周惦武，王新宇，贺赵国，刘金水
(1.湖南大学,汽车车身先进设计制造国家重点实验室,长沙,410082；
2.湖南大学,长沙,410082)
航空航天和汽车领域，轻量化技术的快速发展是提高能源利用率的有效措施之一[1].使用钢-镁复合结构件代替单一钢结构件，减轻汽车重量，提高燃油利用率和节能减排，因此实现钢和镁有效连接具有重要的现实意义[2].然而实现钢和镁的有效连接充满巨大的挑战[3].一方面，镁的沸点低于铁的熔点，导致焊接过程中镁合金容易发生气化和产生飞溅.另一方面，根据Fe-Mg 相图，铁和镁之间几乎不发生固溶，不能产生金属间化合物.因此需要添加中间元素实现钢和镁冶金结合；
另外针对钢和镁的物理性质差异，需要考虑添加胶层，减缓钢/镁层间热量传递，提高焊接工艺的稳定性[3].
国内外学者在镁/钢异种金属焊接方面开展了较多工作.Tan 等人[4]研究了不同厚度铝中间层对镁/钢接头微观结构和力学性能的影响，发现铝中间层促进镁/钢冶金结合，在镁熔合区-钢界面产生不同厚度的Fe-Al 反应层；
Wang 等人[5]对6061 铝合金和AZ31B 镁合金进行激光胶接焊，发现由于激光焊接和胶粘剂的复合作用，焊接接头表现出比仅用激光焊接和胶粘剂的接头更好的性能；
任大鑫等人[6]通过镁合金激光胶接焊和激光焊接的对比分析，发现添加胶层增加焊接试件对激光的吸收率；
王红阳等人[7]研究发现，添加胶粘剂增强熔池内部液态金属的流动性，促进熔池内部异质金属之间冶金反应和相互混合；
Liu 等人[8]研究镁与铝合金激光-TIG 混合焊接过程中胶粘剂对电弧行为的影响，发现添加胶粘剂增加激光钥匙孔内的压力，电弧等离子体的电子温度下降，提高焊接效率，增加焊接熔深；
周惦武等人[9]以钢/铝为研究对象分别进行激光焊接和激光胶接焊，发现激光胶接焊时，等离子体颜色明亮，形态密度大，熔池宽度两侧熔融态的铝体积分数增多，钢/铝横向结合面积增大.上述研究是单一添加夹层或者是胶层，而关于同时添加夹层和胶层对钢/镁接头组织和性能影响，特别是以镍箔作为中间夹层的研究，目前很少见到相关报道.
文中采用钢板在上、镁板在下且添加胶层-镍箔辅助的激光焊接技术，对厚度1.4 mm 的DP590双相钢和厚度1.5 mm 的AZ31B 镁合金进行焊接，基于热力学计算选择添加箔片元素，分析接头焊缝形貌、显微组织与力学性能，并对接头熔池温度场和流场进行数值模拟.试验结果为实现钢/镁的良好结合提供新的研究思路和理论支撑，为汽车轻量化的发展提供重要的试验基础.
试验材料选用DP590 双相钢和AZ31B 镁合金，其板厚尺寸分别为100 mm×30 mm×1.4 mm和100 mm×30 mm×1.5 mm，添加胶层为汽车用胶，添加纯镍箔，其厚度0.1 mm.试验用双相钢和镁合金的主要化学成分见表1.
表1 母材化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of base material
采用YLS-4000-CL 型光纤激光器作为焊接热源，最大输出功率为4 000 W，激光波长为1 070 nm，连续输出激光模式为TEM00，抛物反射镜聚焦，焦距镜长200 mm，焦斑直径0.4 mm，光束发散角α＜0.15°.焊接前，首先用不同目数的砂纸对双相钢和镁合金的待焊表面，进行打磨去除表面的氧化膜，用丙酮清洗去除表面的油污.采用钢板在上镁合金板在下的搭接方式，搭接长度为30 mm.添加胶层时，为消除胶层和镍箔之间的高度差以及保证胶层涂敷的均匀性，采用镍箔一侧涂敷胶层，之后对焊接试样施加一定的压力，并在常温下固化24 h.添加镍箔以及同时添加镍箔和胶层的焊接示意图分别如图1 和图2 所示.以获得良好的焊缝表面质量为目标，优化的焊接工艺参数如表2 所示.
图1 钢/镁添加镍箔焊Fig.1 Steel/Mg with Ni foil welding
图2 钢/镁添加镍和胶层焊接Fig.2 Steel/Mg with Ni and glue layer welding
表2 焊接工艺参数Table 2 Welding parameters
焊后将焊接接头切割，依次进行镶嵌、研磨和抛光等制成标准金相试样，钢侧采用4%的硝酸酒精进行腐蚀，镁侧采用苦味酸溶液(15 mL 乙酸 +50 mL 酒精+3 g 苦味酸+5 mL 水)进行腐蚀.采用OLYMPUS DSX510 型光学显微镜(OM)、Quanta 250 FEG 型扫描电子显微镜(SEM) 对焊接接头的微观形貌进行观察，采用ESCALAB 250 型能量色散X 射线光谱仪 (EDS)分析接头的化学成分和相组成.拉伸试验用试件按照国家标准GB/T 6396—2008 制备，采用Css-225 型万能材料试验机测试焊接接头抗剪强度，结果取3 个试样的平均值.
2.1 焊缝表面形貌
图3 为钢/镁接头表面形貌.发现不同激光功率条件下，单一添加镍箔，焊缝表面出现明显飞溅和塌陷，焊缝不连续(图3a)；
同时添加镍箔和胶层，飞溅和塌陷明显减少，激光功率1 800 W 时，焊缝表面呈鱼鳞状，焊缝成形性良好.这是因为高能量密度激光的加热作用下，上层双相钢熔化，通过镍箔，将热量传递到下层镁合金，由于镁的沸点远低于钢的熔点，镁燃烧和飞溅，形成镁蒸气并增大镁侧熔池向上的压力，随着压力增大，镁蒸气向上喷出，形成塌陷；
而同时添加镍箔和胶层，胶层受热熔化，吸收一部分热量，此时传递到镁合金表面的热量减少，减轻下层镁合金烧损，塌陷减少，此外焊接过程稳定，焊缝形貌得到改善[10].
图3 接头表面形貌Fig.3 Surface morphologies of joints.(a) adding nickel foil;(b) adding nickel foil and glue layer
2.2 接头性能
对钢/镁接头进行剪切试验，发现添加镍箔试样的平均抗剪强度为24.22 MPa；
同时添加镍箔和胶层，平均抗剪强度为42 MPa，与单一添加镍箔相比，接头平均抗剪强度提高1.73 倍.图4 给出了钢/镁接头水平方向的硬度分布，可以看出，沿着镁合金母材(BM)、热影响区(HAZ) 到熔合区(FZ)，接头硬度先增加后减小，镁合金没有明显软化，同时添加镍箔和胶层，与单一添加镍箔相比较，接头熔合区硬度降低.
图4 接头显微硬度Fig.4 Microhardness of joints
2.3 接头微观组织
图5 和图6 为钢/镁接头微观组织，图中各点元素成分如表3 所示，发现单一添加镍箔，熔池及附近区域出现大量Mg-Ni 化合物；
同时添加镍箔和胶层，熔池产生Mg-Ni 相和Fe-Ni 相混合区.图7 为镁侧熔池横截面SEM 形貌，发现同时添加镍箔和胶层，相对单一添加镍箔而言，焊缝熔化宽度增大.
图5 添加镍箔微观组织Fig.5 Adding nickel foil microstructure.(a) adding nickel foil joint overall organization;(b) enlarge A area;(c) enlarge B area
图6 钢/镁添加镍箔和胶层微观组织Fig.6 Microstructure of steel/Mg added Ni foil and glue layer.(a) addition of nickel foil and glue layer to the overall organization of the joint;(b) enlarge C area;(c) enlarge D area
图7 镁侧熔池横截面SEM 图Fig.7 Cross-sectional SEM image of magnesium side melt pool.(a) adding nickel foil;(b) adding nickel foil and glue layer
表3 EDS 点成分结果(原子分数，%)Table 3 EDS point composition results
2.4 热力学计算
为实现钢/镁冶金结合，对添加元素进行选择设计，基于Miedema 模型[11]计算二元体系的标准摩尔生成焓.基于Toop 模型[12]计算Ni-Mg-Fe-Al 四元系统的吉布斯自由能以及各个组元的化学势.Ni，Ti 和Cu 分别与Fe 和Mg 标准摩尔生成焓，计算结果如图8 所示.发现Ti-Fe 和Cu-Mg 的生成焓变为负值，即Ti-Fe 和Cu-Mg 可以相互反应生成化合物或固溶体，但是Ti-Mg 和Cu-Fe 的生成焓变为正值，即Ti-Mg 以及Cu-Fe 之间不能相互反应，选择Ti 和Cu 作为中间元素，无法实现钢/镁双向冶金结合；
而Ni-Fe 和Ni-Mg 的生成焓变均为负值，即Ni 与Fe 和Mg 之间均可以发生反应形成对应的化合物或固溶体，可以实现钢/镁双向冶金结合，另外Ni 元素还可以提高焊接接头的强度、延展性和韧性[13]，这是文中选用镍作为箔片添加元素的重要原因.
图8 二元系统焓变Fig.8 Enthalpy change of binary system
图9 为Fe-Ni-Mg-Al 四元体系热力学的计算结果.根据图9a，Fe-Al 相的生成焓最低，即Fe-Al 相易生成，然而界面形成的相主要是FeNi 相和MgNi 相，这是由于激光加热阶段，上层钢熔化，镁母材里面的铝元素受热浮力向上扩散.由于FeAl 形成焓低，所以FeAl 比FeNi 和MgNi 易生成.图9b～ 9d 分别为Fe，Mg 和Al 原子的化学势.根据图9b，当体系中Fe 原子的含量一定时，Fe 原子化学势沿着Ni 原子含量的增加方向减小，在降低化学势的驱动下，Fe 原子向Ni 原子扩散.根据图9c，当体系Mg 原子的含量一定时，Mg 原子的化学势沿着Ni 原子含量增大的方向降低，因此Mg 原子向Ni 原子扩散.根据图9d，发现当体系中Ni 原子含量较少时，Al 原子的化学势向Fe 原子含量增大的方向降低，因此在降低化学势的驱动下，Al 原子向Fe 原子扩散.图9e 为Fe-Ni-Al-Mg 体系中Al 原子的化学势，可以看出：当体系中Ni 原子的含量较高时，Al 原子向Ni 原子扩散，所以Ni 原子吸引更多的Al 原子聚集在界面.图9f 为Fe-Ni-Al-Mg 体系的吉布斯自由能计算结果，可以看出，吉布斯自由能随着Al 原子含量的升高而降低.
图9 热力学计算结果Fig.9 Thermodynamic calculation results.(a) standard molar generation enthalpy for binary systems;(b) chemical potentials of Fe-Ni-Mg-0.03Al system for Fe;(c) chemical potentials of Fe-Ni-Mg-0.03Al system for Mg ;(d)chemical potentials of Fe-Ni-Mg-0.03Al system for Al;(e) chemical potential of Fe-Ni-Al-0.03Mg system for Fe;(f) free energy of the Fe-Ni-Al-0.03Mg system
2.5 流场和温度场数值模拟
为探索添加胶层在钢/镁焊接中的作用，采用COMSOL 软件对镁/钢接头温度场和流场进行数值模拟(图10).发现单一添加镍箔(图10a)，等值面稀疏，温度梯度大；
同时添加镍箔和胶层(图10b)，等值面密集，温度梯度降低.
图10 温度等值面Fig.10 Temperature contour.(a) adding nickel foil;(b) adding nickel foil and glue layer
图11 为钢/镁熔池速度场模拟结果.发现单一添加镍箔，在热浮力、表面张力以及重力的作用下，熔融液体从激光热源中心向边缘流动并返回到底部，左右流动情况基本对称，钢侧形成涡流，并且随着激光热源逐渐靠近截面，流速呈现先增大后减小的趋势，0.25 s 达到最大值，即激光热源到达该截面，由于激光热源的靠近，热输入增加，导致熔池中心与熔池边界的温度梯度增加，从而导致熔池所受的表面张力增加，即马兰戈尼效应得到加强，但增大熔池的流动速度之后，由于截面热输入降低，熔池中心和熔池边界的温度梯度降低，导致马兰戈尼效应减弱，流动速度降低[14].同时添加镍箔和胶层，由于胶层的熔点以及沸点较低，0.2 s 时，胶层受热汽化，所以液体流动的方向由胶层向激光热源中心偏转.由于此时熔池所受的热浮力增大，所以熔池的流动速度相比较单一添加镍箔明显增大.0.21 s时，由于胶层汽化导致胶层上方的压强变小，此时熔池流动的方向发生变化，由热源中心向胶层方向偏转，并且在胶层正上方流动速度最大达到4.7 mm/s.从0.23 s 开始，由于胶层蒸发，此时激光热源中心左右两侧向下传热介质均为镍箔，所以此时熔池的流动情况与添加镍箔相差不大，但是由于惯性，添加胶层熔池的流动速度略微大于只添加镍箔熔池的流动速度.0.37 s 时，由于激光热源远离截面，导致截面处热输入降低，熔池中心与熔池边界的温度梯度降低，导致熔池所受的表面张力减小，即马兰戈尼效应减弱，熔池的流动速度降低[15].此时熔池中的液体在重力的作用下，向下流动，由于同时添加镍箔和胶层，熔池所受向下的作用力增大，熔池流动的速度明显大于单一添加镍箔，这也与刘黎明等人[10]得到的结果一致.基于流场模拟结果，可以认为，同时添加镍箔和胶层，推测熔池流动速度增大，促进界面元素的相互扩散和冶金反应.
图11 速度场模拟结果Fig.11 Velocity field simulation results.(a) adding nickel foil;(b) adding nickel foil and glue layer
(1) 激光功率1 800 W，焊接速度30 mm/s，离焦量为+2 mm，氩气流量为15 L/min 时，添加镍箔可以实现镁/钢冶金连接，同时添加胶层和镍箔，与没有添加胶层相比，接头平均抗剪强度提高1.73 倍.
(2) 添加胶层，焊缝连续光滑，镁侧熔池熔化宽度增大，钢/镁横向结合面积增加，熔池温度梯度降低，熔池流动速度提高，促进界面元素相互扩散和冶金反应，因此同时添加胶层和镍箔时接头性能得到提升.
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