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由于科技飞速发展，工业生产的面貌日新月异，技术变革在各类交通工具的生产制造中的作用尤为突出. 与此同时，交通工具的广泛应用所带来的能源问题与尾气排放问题，是生产制造业必须要解决的难题，而交通工具的轻量化生产，能够解决这一难题，使用铝/钢异种金属焊接[1-3]形成的连接结构，使生产的各种交通工具更加轻量化，从而达到节能减排的目的. 但是由于铝在钢中的溶解度非常低，且它们的物理和化学性能相差都很大，极易反应生成Fe-Al二元脆性相，使得其焊接接头的力学性能无法满足生产要求.
为了提高铝/钢异种金属焊接接头的力学性能，国内外的专家学者采用了各种方法进行试验. Yu等人[4]采用了激光熔钎焊的方法，焊接时在Fe-Al界面间预置粉末进行试验，实现了ST04Z镀锌钢与5A06铝合金的焊接，结果表明，在预置Zn粉进行焊接试验时，得到的焊接接头的金属间化合物层厚度最小，但经过检测分析，焊接接头的金属间化合物层主要是Fe-Al二元脆性相. 刘敏等人[5]采用真空扩散焊技术进行LD10铝合金与C6不锈钢的焊接试验，试验发现，无镀层和镀镍层的铝合金与不锈钢的连接界面均实现了Fe，Al，Cu等元素的扩散，形成了连续且均匀分布过渡层，使得焊接接头的整体性能提高. Narsimhachary等人[6]在不同激光功率下对镀锌钢板和6082铝合金进行了激光钎焊试验，其试验结果表明在钢界面区域存在三元铝铁硅和二元富铁金属间化合物，以4 kW的激光功率进行钎焊时，焊接接头的抗拉强度最佳. 余淑荣等人[7]采用预置粉末做中间层，并使用CO2激光搭接熔钎焊的方法对铝/钢异种金属进行焊接，结果表明Mn，Mg等元素可以与Fe，Al元素直接形成化合物，抑制了Fe-Al二元脆性相的产生，从而提高焊接接头的力学性能. 以上国内外专家学者们进行的试验虽然使得铝/钢异种金属的焊接性得到了一定的改善，但是焊缝区的相组成以Fe-Al二元脆性相为主等问题，仍严重影响着焊接接头的力学性能.
激光焊[8]的工艺方法，对脆性金属间化合物的产生有着良好的抑制作用. 金属Ni箔做中间层以及Si粉做中间层时对铝/钢异种金属焊接接头的性能都有不同程度的提高，故文中采用添加预置Si粉的Ni箔做复合中间层进行铝钢异种金属激光焊试验，并分析了铝/钢异种金属焊接接头的组织与力学性能.
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试验使用尺寸均为80 mm × 50 mm × 1 mm的6061铝合金板和不锈钢板，板料的化学成分如表1 和 表2所示，中间层材料选择厚度为0.1 mm的Ni箔以及粒径为20 μm的Si粉. 试验前，使用1500目的砂纸去除板料表面氧化层后，使用丙酮洗去板料表面油污，由于铝合金对激光反射率很高，焊接试验采用钢上铝下的搭接形式. 预置Si粉时，用丙酮将Si粉调和后均匀的涂抹在洁净的Ni箔表面，待其彻底干燥后，将预置了Si粉的Ni箔添加到铝合金、不锈钢母材之间，使用专用的夹具对板料进行固定. 焊接时，激光垂直照射不锈钢板表面，用气体流量为20 L/min的氩气(Ar)对焊缝进行保护. 添加预置Si粉的Ni箔做复合中间层的铝/钢异种金属激光焊试验，如图1所示，以获得最优的焊缝形貌为目标，确定了如表3所示的优化后的激光器工艺参数. 为了与预置Si粉后的焊接试样进行对比，采用相同的工艺参数对Ni箔做中间层时进行铝/钢异种金属激光焊试验. 试验完成后，使用线切割机将焊接试样切割为标准剪切试样，通过对焊缝横截面进行打磨和抛光处理制得金相试样，并使用体积比为2% HF + 10% HNO + 88% H2O的腐蚀液对金相试样腐蚀8 s冲洗后吹干待用. 利用S-4800型扫描电子显微镜观察分析其形貌、组织特征；利用扫描电子显微镜及其自带能谱仪分析焊缝横截面各区域的元素分布，并利用D8 FOCUS型X射线衍射仪分析焊接接头的物相；利用电子万能试验机测试焊接试样的最大剪切力.
表 1 6061铝合金的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of 6061 aluminum alloy
Cu Si Mg Mn Fe Ti Zn Al 0.2 1.3 0.3 ~ 0.5 0.2 0.5 0.15 0.25 余量 表 2 不锈钢的化学成分(质量分数，%)
Table 2. Chemical compositions of stainless steel
Cr Mn Mg C Ni P Si S Fe 16 ~ 18 5.5 ~ 7.5 0.3 ~ 0.5 ≤ 0.15 3.5 ~ 5.5 0.05 1.0 0.03 余量 
图 1 铝/钢激光焊示意图
Figure 1. schematic diagram of aluminum/steel laser welding
表 3 优化的激光器工艺参数
Table 3. Optimized laser process parameters
激光功率
P/W焊接速度
v/(mm·s−1)离焦量
△f/mm保护氩气流量
Q/(L·min−1)2 150 30 0 20 -
图2为 0.1 mm Ni箔做中间层时铝/钢异种金属激光焊接头焊缝横截面形貌. 图3为焊缝横截面的XRD衍射图谱. 表4为图2c和图2d中A ~ E区的EDS结果. 从图2a可知，焊接熔池具有非常明显的指状“匙孔”形貌，观察到母材由于受到热应力的影响发生了一定的形变. 从图2b中可以看出，在焊缝区产生了一些裂纹，扩展较为明显，但仅发现了裂纹一种缺陷，并未产生气孔、缩松和夹杂物等缺陷，焊缝横截面的整体形貌良好. 由图2c和图2d可以观察到，在焊缝区A区域和E区域产生了很多针状组织，结合表4和图4可知，这些针状组织的元素组成基本为Fe，Al元素以1∶2和1∶3的比例组成的FeAl2和FeAl3二元脆性相[9]. 而在靠近母材6061铝合金的一侧，通过EDS分析可以看出在 B，C区域富集了很多Ni元素，结合XRD衍射图谱可以确认在这一区域形成了很多NiAl3二元韧性相[10]. D区域未观察到针状组织，结合表4和图3可知，这一区域可能形成了少量Ni0.9Al1.1和NiAl3二元韧性相，其主要成分接近不锈钢母材.
图 2 0.1 mm Ni箔做中间层时焊缝横截面形貌
Figure 2. Transverse morphology of weld seam with 0.1 mm Ni foil as the interlayer. (a) macro figure; (b) micro area marked figure; (c) amplified morphology of P1 zone; (d) amplified morphology of P2 zone
图 3 0.1 mm Ni箔做中间层时焊缝横截面的XRD衍射图
Figure 3. XRD diffraction pattern of weld cross section of 0.1 mm Ni foil as interlayer
表 4 图2c ~ 2d中A ~ E区EDS成分分析(原子分数，%)
Table 4. EDS component analysis in A-E zone in Fig. 2c and Fig. 2d
区域 C Mg Al Si Cr Mn Fe Ni A 9.47 4.14 48.28 0.11 5.87 0.35 27.22 4.56 B 7.13 0.14 22.85 0.23 13.39 0.78 47.99 7.49 C 13.82 1.39 59.52 0.29 1.23 0.06 2.78 21.03 D 6.9 — 18.01 0.43 14.84 0.76 50.33 8.73 E 8.95 0.61 60.96 0.1 5.31 0.48 20.71 2.85 
图 4 0.1 mm Ni/20 μm Si粉做中间层时焊缝横截形貌
Figure 4. Transverse morphology of weld seam with 0.1 mm Ni and 20 μm Si powder as the interlayer. (a) macro figure; (b) micro area marked figure; (c) amplified morphology of P1 zone; (d) amplified morphology of P2 zone
图4为预置了Si粉的Ni箔做中间层时铝/钢异种激光焊接头焊缝横截面的形貌. 图5为焊缝横截面的XRD衍射图谱. 表5为图4c ~ 4d中A ~ F区的EDS分析结果，在接头的不同区域检测到大量的C元素，是由于在样品处理过程中，抛光打磨等步骤造成的影响，使得EDS检测结果存在一定的误差，文中未涉及到C元素对焊接接头组织与性能的影响，因此不对此进行更为详细的分析. 通过图4a和图4b可以看出，在预置Si粉的Ni箔做复合中间层时，焊缝的整体形貌良好，未发现裂纹、气孔等缺陷. 在图4c和图4d中的B区域和E区域可以观察到少量的针状组织，结合EDS和XRD结果可知，这些针状组织分别为Fe2Al5及FeAl3二元脆性相[10]. 由图4c结合EDS分析结果(表5)可知，在焊缝区不锈钢和铝合金母材发生了更多的结合，并形成了如同齿轮一般，紧密啮合的形貌. 图4c和图4d中C，F区域几乎全部为不锈钢母材，由于Si粉的加入，A，B区域形成了Al9FeSi3，Al3FeSi三元新相，D区域形成Fe3Si二元新相的同时，也形成了NiAl3二元韧性相[11].
图 5 0.1 mm Ni/20 μm Si粉做中间层时焊缝横截面的XRD衍射图
Figure 5. XRD diffraction pattern of weld cross section of 0.1 mm Ni/20 μm Si powder as interlayer
表 5 图4c ~ 4d中A ~ F区EDS成分分析(原子分数，%)
Table 5. EDS component analysis in A-F zone in Fig. 4c and Fig. 4d
区域 C Mg Al Si Cr Mn Fe Ni A 4.13 0.98 30.18 8.09 1.15 0.04 2.66 52.77 B 11.28 1.36 46.74 16.1 3.7 1.92 16.18 2.73 C 9.08 0.25 4.76 1.69 12.5 8.38 58.63 4.71 D 15.2 1.32 19.12 12.56 5.76 0.53 39.18 6.33 E 7.36 1.64 56.95 1.74 5.23 0.64 20.68 5.76 F 8.4 0.2 6.46 1.09 16.49 0.89 57.18 9.29 图6为拉剪试验结果. 室温下使用万能试验机对焊接接头进行拉剪试验，每组选取3个试样，取其最大剪切力的平均值. 从图6可以看出，添加了粉末粒径为20 μm的Si粉后，铝/钢异种金属激光焊接头的最大剪切力由原本只有858.86 N提高到了1 307.96 N，效果非常明显. 由此可见，粒径为20 μm的Si粉的添加，使得焊接接头的力学性能有了大幅的提升.
图 6 拉剪试验结果
Figure 6. Tensile shear test results
Ni箔作为中间层材料，在铝/钢异种金属激光焊工艺中得到了广泛的使用，其对于铝/钢异种金属焊接接头性能的提升有目共睹[12-14]，而Si粉作为中间层材料的添加，可以在焊接过程中起到很好的细化晶粒、增加熔池流动性作用[15]. 结合熔池内各区域EDS和XRD检测结果可知，各区域的相组成较未添加Si粉时，更加均匀，这说明熔池内熔融金属间结合更加充分. Si元素在焊接过程中与Fe，Al元素生成二元新相与三元新相，这些新相的生成可以有效地抑制Fe-Al脆性相的产生，从而提高其焊接接头的力学性能. 结合图3的XRD和表4的EDS分析可知，只添加Ni箔片做中间层进行铝/钢异种激光焊试验时，一方面由于金属Ni的熔点高于母材，在焊接过程中对Al，Fe元素的扩散起到了很好的物理阻隔作用，抑制了Fe-Al二元脆性相的产生；另一方面由于Ni与Al反应生成了NiAl3等新的二元韧性相，抑制了Fe-Al二元脆性相生成. 但是焊缝区仍然有大量的如FeAl2，FeAl3等Fe-Al二元脆性相，这些脆性相的存在严重影响了焊接接头的性能. 通过图4c、图4d以及表5和图5可知，添加Si粉的焊缝区有着更多的不锈钢母材与铝合金母结合，两者紧密连接，没有裂纹、气孔等缺陷. 分析认为，在未预置Si粉时，由于激光的能量集中，在焊接过程中激光扫过的地方形成了指状的匙孔，匙孔内的金属蒸汽剧烈运动，具有很高的能量，为液态金属的流动、混合产生了一定的搅拌作用，但是由于金属铝在铁中的溶解度非常低，且高温流动存在差异性[16]，因此导致了未预置Si粉时两相母材之间部分区域存在未融合的缺陷，焊接接头的连接状态并不乐观. 文献[17]指出，在焊接过程中，Si元素的存在能够有效地改善熔融金属的流动性，所以在预置Si粉后，焊缝区熔融金属的流动性得到了很大的提高，在相同的激光功率下熔融Si粉在母材之间产生了如同搅拌器一般的作用，使得母材之间充分融合，结合的更加紧密，焊接接头的力学性能得以提高.
由于单质硅与金属铝之间的固溶度比较大，Si原子的大小介于Fe原子与Al原子之间，在焊接过程中Si原子很可能分布在Fe与Al原子晶界的交界处，阻碍Fe，Al原子之间的相互扩散. 结合图5与表5可知，焊缝区Si原子与Fe原子、Al原子形成了三元新相Al9FeSi3和Al3FeSi，从而抑制了Fe-Al二元脆性相的产生，验证了上述分析中Si原子分布在Fe与Al晶界交界处，从而阻碍Fe，Al原子之间的相互扩散的推论. 通过查阅文献[18]得知，在焊接过程中Si原子替代Al原子后，形成的Fe-Si二元新相具有更低的能量，使得体系更稳定，有利于两相界面的结合.
结合下列热力学计算公式
$${G^0}{\rm{ = }}\Delta H_{298}^0 - T\Delta S_{298}^0$$ (1) 式中： G0为标准状态下化合物的生成自由能；
$\Delta H_{298}^0$ 为标准状态下化合物的生成焓；$\Delta S_{298}^0$ 为标准状态下化合物的熵的变化值；T为绝对温度. 由于Al的熔点约为933 K，在温度范围293 ~ 933 K内查阅相关的热力学手册，分别取Fe，Al，Si的绝对熵值为27.17，28.34和18.98 J/(mol·K)，通过计算得到各Fe-Al化合物以及各Fe-Si化合物的生成自由能如表6所示.表 6 各Fe-Al，Fe-Si化合物的生成自由能
Table 6. Fe-Al, Fe-Si compounds formation free energy
化合物 吉布斯自由能G/(J·mol−1) FeAl2 −81 642 + 10.75T Fe2Al5 −201 636 + 42.43T FeAl3 −111 368 + 16.9T Fe3Si −84 992 − 24.28T Fe5Si3 −244 509 − 31.96T FeSi −80 387 + 3.86T FeSi2 −80 387 + 0.23T 由表6可知，Fe-Si化合物生成的难易顺序为Fe3Si，Fe5Si3，FeSi，FeSi2，且Fe3Si的生成易于表中任一种Fe-Al二元化合物. 结合Fe3Si的结晶温度为1 275 ℃，FeAl3的结晶温度为1 160 ℃，Fe2Al5的结晶温度为1 169 ℃，分析认为，焊后熔池温度迅速降低，当温度降低到1 275 ℃时，焊缝区会率先形成Fe3Si化合物，继续冷却到1 169 ℃时，由于生成Fe3Si消耗了大量Fe原子，因此在一定程度上抑制了Fe2Al5二元脆性相的形成，最终仅形成了少量的Fe2Al5化合物. 少量Fe原子穿过Fe3Si化合物层，进入α-Al中，降温到1 160 ℃时，Fe原子由α-Al中析出结晶，形成针状的FeAl3二元脆性相，最后熔池内的熔融铝凝固结晶，析出Al-Si共晶相.此外，Si元素可以改变熔池内液态金属的比热[15]，预置Si粉的焊接熔池内的液态金属在相同的激光功率下，比未预置Si粉时吸收更多的热量，即在激光功率参数不变的条件下，延长了焊接熔池在高温状态下的停留时间. 结合上述分析可知，由于高温停留时间延长，可能会使得Fe3Si的生成增多，进一步抑制Fe-Al二元脆性相的产生，Si粉增加熔池流动性的效果被放大，使两相母材的结合将更加充分.
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(1)与添加Ni箔做中间层相比，选用预置Si粉的Ni箔做中间层增加了铝/钢异种金属激光焊熔池内液态金属的流动性，使得两相母材的融合更加充分.
(2)与添加Ni箔做中间层相比，选用预置Si粉的Ni箔做中间层使得焊缝区出现除Ni-Al二元韧性相以外的Fe-Si及Al-Si二元新相，进一步抑制了Fe-Al二元脆性相的形成，并使接头最大剪切力由858.86 N提高至1 307.96 N.由于Fe3Si的生成能低于任一种Fe-Al二元相，在冷却过程中优先生成Fe3Si，从而抑制了Fe-Al二元脆性相的产生.
(3) Si粉的添加改变熔池内溶体液态金属的比热，从而延长了焊接熔池在高温状态下的停留时间，增加熔池流动性的效果.
Effect of Ni/Si interlayer on microstructure and properties of laser welded aluminum/steel joints
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摘要: 研究了以Ni箔以及预置Si粉的Ni箔为中间层的铝/钢异种金属激光焊行为. 系统考察了不同激光功率下预置Si粉的Ni箔中间层对铝/钢异种金属激光焊接头组织与性能的影响. 结果表明，加入预置Si粉的Ni箔做复合中间层时，与只添加Ni箔片做中间层时相比，焊接接头的最大剪切力明显提高，其中激光功率为2 150 W时焊接接头的最大剪切力提高至1 307.96 N；Si粉的添加增加了熔池的流动性，并使得铝/钢界面的物相组成、元素分布和微观组织形态发生了改变；焊缝区生成了Fe-Si及Al-Si二元新相，有效抑制了Fe-Al二元脆性相的生成，改善了铝/钢的焊接性. 因此，预置Si粉的Ni箔复合中间层的加入，可以有效地改善铝/钢异种金属激光焊过程中的冶金反应，进而提高焊接接头的力学性能.Abstract: The laser welding behavior of aluminum/steel dissimilar metal with Ni foil and Ni foil with Si powder as intermediate layer has been studied. The effect of Ni foil interlayer with Si powder at different power on the microstructure and properties of aluminum/steel dissimilar metals laser welded joints was investigated systematically. The results show that the tensile strength of the welded joint is obviously improved when the Ni foil with Si powder is added as the composite interlayer, the tensile strength of welded joint is increased to 1 307.96 N when the laser power is 2 150 W. The addition of Si powder increases the flowability of the molten pool, and changes the phase composition, element distribution and microstructure morphology of the aluminum/steel interface. Fe-Si and Al-Si binary phases were formed in the weld zone, which effectively suppressed the formation of Fe-Al binary brittle intermetallic compounds and improved the weldability of aluminum/steel. Therefore, the addition of Ni foil composite interlayer with Si powder can effectively improve the metallurgical reaction in the process of dissimilar metals laser welding of aluminum/steel, and then improve the mechanical properties of welded joints.
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图 2 0.1 mm Ni箔做中间层时焊缝横截面形貌
Figure 2. Transverse morphology of weld seam with 0.1 mm Ni foil as the interlayer. (a) macro figure; (b) micro area marked figure; (c) amplified morphology of P1 zone; (d) amplified morphology of P2 zone
图 3 0.1 mm Ni箔做中间层时焊缝横截面的XRD衍射图
Figure 3. XRD diffraction pattern of weld cross section of 0.1 mm Ni foil as interlayer
图 4 0.1 mm Ni/20 μm Si粉做中间层时焊缝横截形貌
Figure 4. Transverse morphology of weld seam with 0.1 mm Ni and 20 μm Si powder as the interlayer. (a) macro figure; (b) micro area marked figure; (c) amplified morphology of P1 zone; (d) amplified morphology of P2 zone
图 5 0.1 mm Ni/20 μm Si粉做中间层时焊缝横截面的XRD衍射图
Figure 5. XRD diffraction pattern of weld cross section of 0.1 mm Ni/20 μm Si powder as interlayer
表 1 6061铝合金的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of 6061 aluminum alloy
Cu Si Mg Mn Fe Ti Zn Al 0.2 1.3 0.3 ~ 0.5 0.2 0.5 0.15 0.25 余量 
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表 2 不锈钢的化学成分(质量分数，%)
Table 2. Chemical compositions of stainless steel
Cr Mn Mg C Ni P Si S Fe 16 ~ 18 5.5 ~ 7.5 0.3 ~ 0.5 ≤ 0.15 3.5 ~ 5.5 0.05 1.0 0.03 余量
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表 3 优化的激光器工艺参数
Table 3. Optimized laser process parameters
激光功率
P/W焊接速度
v/(mm·s−1)离焦量
△f/mm保护氩气流量
Q/(L·min−1)2 150 30 0 20
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表 4 图2c ~ 2d中A ~ E区EDS成分分析(原子分数，%)
Table 4. EDS component analysis in A-E zone in Fig. 2c and Fig. 2d
区域 C Mg Al Si Cr Mn Fe Ni A 9.47 4.14 48.28 0.11 5.87 0.35 27.22 4.56 B 7.13 0.14 22.85 0.23 13.39 0.78 47.99 7.49 C 13.82 1.39 59.52 0.29 1.23 0.06 2.78 21.03 D 6.9 — 18.01 0.43 14.84 0.76 50.33 8.73 E 8.95 0.61 60.96 0.1 5.31 0.48 20.71 2.85
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表 5 图4c ~ 4d中A ~ F区EDS成分分析(原子分数，%)
Table 5. EDS component analysis in A-F zone in Fig. 4c and Fig. 4d
区域 C Mg Al Si Cr Mn Fe Ni A 4.13 0.98 30.18 8.09 1.15 0.04 2.66 52.77 B 11.28 1.36 46.74 16.1 3.7 1.92 16.18 2.73 C 9.08 0.25 4.76 1.69 12.5 8.38 58.63 4.71 D 15.2 1.32 19.12 12.56 5.76 0.53 39.18 6.33 E 7.36 1.64 56.95 1.74 5.23 0.64 20.68 5.76 F 8.4 0.2 6.46 1.09 16.49 0.89 57.18 9.29
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表 6 各Fe-Al，Fe-Si化合物的生成自由能
Table 6. Fe-Al, Fe-Si compounds formation free energy
化合物 吉布斯自由能G/(J·mol−1) FeAl2 −81 642 + 10.75T Fe2Al5 −201 636 + 42.43T FeAl3 −111 368 + 16.9T Fe3Si −84 992 − 24.28T Fe5Si3 −244 509 − 31.96T FeSi −80 387 + 3.86T FeSi2 −80 387 + 0.23T
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