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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0. 序言
当今世界对控制碳排放日益重视，发展清洁能源成为未来的趋势，核电是公认的清洁能源[1]. 锆的热中子吸收截面极低，在反应堆内的辐照脆性低，在高温高压水蒸气中，也具有极佳的抗腐蚀性，同时纯锆力学性能适中，加工性能良好，与铀燃料相容性良好，可以提升铀燃料使用效率，因此被大量应用于燃料包壳管、定位隔架、元件盒等部件[2]. 镍具有更好的耐腐蚀性，常被用作核工业中的结构材料，因此在反应堆中使用纯锆与纯镍焊接接头部件，锆/镍接头的性能成为重要分析内容.
纯锆熔化后液态金属流动性良好，裂纹敏感性低，但化学性质活泼，高温下会与空气中的O，N和H元素反应[3-4]，纯锆熔点高于纯镍，但热膨胀系数仅为纯镍的1/2，同时热导率低，导热性差，比热容低，较小的能量改变就会使温度急剧变化，造成较高的残余应力与热应力. 纯镍的焊接性良好，但导热性差，焊接热量不易散出，容易过热，造成晶粒粗大[5].纯镍/纯锆之间冶金相容性差[6-7]，相互间溶解度极低，Ni元素在α-Zr中的最大溶解度小于0.8%，而Zr元素在γ-Ni中的溶解度也仅有0.6%，几乎只能生成NiZr，NiZr2和Ni5Zr等金属间化合物. 纯镍/纯锆间可能发生的共晶反应众多，例如在1 170 ℃生成γ-Ni + Ni5Zr，增加接头脆性[8-9]，在高残余应力的共同作用下促进焊接裂纹生成[10]，控制接头残余应力对提升接头性能具有重要意义.
鉴于以上纯锆/纯镍焊接的问题，采用电弧焊、激光焊等方法难以得到高质量的焊接接头，目前缺少熔化焊的研究. 与其它熔焊方法对比，电子束焊采用真空保护，隔绝了空气的影响，具有能量密度高，热影响区宽度小的特点[11-12].文中在锆管/镍棒环焊缝电子束焊接过程中，通过偏束与扫描调节焊缝组织，得到了(γ-Ni + Ni5Zr)共晶 + Ni5Zr枝晶复合结构接头，降低了接头残余应力，抑制了裂纹的产生，接头最高强度达到189 MPa，实现了纯锆管与纯镍棒的有效连接.应力对裂纹产生有重要影响，难以进行实际测量，因此通过理论计算结合有限元模拟，根据接头残余应力、热应力和焊接温度场的特点，阐明了裂纹产生机制.
1. 试验方法
试验材料为纯锆管与纯镍棒，材料尺寸如图1所示，镍棒前端带有10 mm长的小圆柱，总长80 mm，锆管总长80 mm，内径ϕ8.36 mm，外径ϕ9.5 mm. 装配时将锆管套在镍棒的小圆柱上，采用过盈配合的方式固定试件，母材主要成分见表1，母材间的主要力学性能有很大差异见表2.母材组织形貌如图2所示，纯锆母材呈典型的轧制态结构，纯镍母材为孪晶形貌的单相奥氏体组织，晶粒沿轴向有拉长.试验设备为法国MEDARD45型脉冲电子束焊机，其加速电压为20 ~ 60 kV，焊接束流为0 ~ 100 mA，真空度可达5 × 10−2 MPa.工件由真空腔内三爪卡盘夹持旋转，电子束聚焦于纯锆/纯镍界面位置，完成焊接过程.
表 1 纯镍与纯锆化学成分(质量分数，%)Table 1. Compositions of Ni and Zr材料 Mg C S P Cu Fe Si Ni 纯镍 0.08 0.01 0.005 0.002 0.008 0.007 0.08 余量 材料 Hf Fe Cr C N O H Zr 纯锆 2.24 0.06 0.01 0.007 0.004 0.069 0.0007 余量 表 2 纯镍与纯锆物理性能(室温)Table 2. Properties of Ni and Zr材料 熔点
T/℃线膨胀系数
α/(10−6·K−1)热导率
λ/(W·m−1·K−1)抗拉强度
Rm/MPa比热容
C/(J·kg−1·K−1)纯锆 1855 6.42 370 620 668 纯镍 1455 13 71.4 443 444 电子束焊接工艺参数见表3，在各组试验中聚焦位置均为工件表面，加速电压55 kV，焊接束流6 mA，加入扫描以保证接头气密性.对中焊接产生了裂纹缺陷，因此进行了偏锆和偏镍焊接试验，通过改变偏束方向与距离，降低接头残余应力，对焊接裂纹进行抑制.
表 3 电子束焊接工艺参数Table 3. Electron beam welding process parameters编号 扫描幅值
Vxy/mm扫描频率
f/Hz焊接速度
v/(mm·min−1)偏束量
d/mm1 2 200 600 对中 2 2 200 600 偏锆0.3 3 2 200 600 偏锆0.5 4 2 200 600 偏镍0.3 5 2 200 600 偏镍0.5 在ABAQUS有限元计算中，建立与实际材料尺寸一致的完整模型，焊缝部位网格分割时采用细化网格，长度方向网格边长约为0.1 mm，在锆管的厚度方向分为8层，夹持部位也采用细化的网格，网格尺寸约1 mm，其它部位采用过渡网格，直到网格尺寸为5 mm，分割完成后，模型共计有51 590个节点，46 752网格，如图3所示. 纯锆、纯镍的热物理参数来自《中国材料工程大典》[13]与外延推导.
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图 2 母材光学显微组织Figure 2. Microstructure of base metal. (a) pure zirconium; (b) pure nickel![]()
图 3 网格划分示意图Figure 3. Schematic diagram of mesh. (a) overall mesh partitioning; (b) transition mesh在保证结果准确性的前提下，合理的简化初始条件与边界条件对于提升计算速度有重要意义[14]. 基于实际情况，对热-力耦合分析过程、位移边界条件和热边界条件做出以下简化与设定：①设定材料初始温度与环境温度为25 ℃，设定材料的各热物理参数为温度的函数，结晶潜热通过简化设置材料比热容进行，忽略熔池流动作用，设定焊接过程为热-力耦合准稳态过程；②夹具与试件接触面设定6个自由度为0，另一端为自由端，假设管与棒之间没有相对滑动；③在焊接与冷却过程中，辐射边界条件为20 W/(m2·K) ，冷却时表面对流换热条件参数为20 W/(m2·K)，夹持部位的对流换热系数为2000 W/(m2·K).
2. 试验结果与分析
2.1 接头形貌与组织
不同焊接参数下接头截面形貌如图4 所示，接头呈现碗状形貌，焊缝内部均由腐蚀后呈现黑色的(γ-Ni + Ni5Zr) 共晶及白色的 Ni5Zr 枝晶的复合结构组成[15].各焊接参数下均在锆侧熔合线生成连续脆性反应层，宏观裂纹均由此处产生，是接头的薄弱区域.偏锆焊接时宏观裂纹从锁底处贯穿延伸至焊缝顶部，IMCs 层有较多微观裂纹，显示接头有较大残余应力，同时锆管有明显的膨胀变形，显示接头在焊接过程中的较大热应力，随着下束位置偏向纯镍一侧，裂纹逐渐被抑制，在对中焊接中，锁底处的裂纹只延伸至焊缝内部，偏纯镍 0.3 mm 焊接初步抑制了裂纹，当偏束量达到 0.5 mm，裂纹完全消失.
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图 4 接头宏观成形Figure 4. Macrosco pic morphology of the joint. (a) deflect 0.5 mm towards Zr; (b) deflect 0.3 mm towards Zr; (c) direct welding; (d) deflect 0.3 mm towards Ni; (e) deflect 0.5 mm towards Ni; (f) microstructure of the weld of deflect 0.5 mm towards Zr在拉伸试验中，基于国家标准GB6397-86《金属拉伸试验试样》的要求，采用全截面管段试样标距50 mm，装配示意图和力学性能测试如图5所示. 两组偏纯锆焊接的接头由于宏观裂纹的产生，拉伸试样在万能试验机上的装配阶段就已经失效，最终的有效数据如图5b所示，对中焊接的接头强度仅有36.4 MPa，偏镍焊接有效提升了接头强度，偏束量为0.5 mm时接头强度最高，达到189 MPa. 接头膨胀变形与开裂程度与残余应力有关，最终影响力学性能，采用有限元分析结合理论计算对接头应力特点进行分析.
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图 5 接头力学性能测试Figure 5. Mechanical properties test results. (a) schematic diagram of the clamping setup for tensile testing; (b) results of tensile testing2.2 接头残余应力分析
试验中接头形式为环焊缝，目前缺乏对这种接头形式应力分布特点的分析，纯镍较大的线膨胀系数会导致受热后明显膨胀，对锆管内壁产生较大的压力，导致径向应力的产生，首先对薄壁管径向应力与环向应力的关系进行分析.
锆管的示意图如图6所示，长度为L，外径为R，内径为r,假设管与棒之间接触界面不产生滑移现象与协调变形，忽略轴向应力与焊缝对应力的影响，在薄壁管的任意一点，取角度dθ进行微分，则微分区域的面积dS，即
$$ {\rm{d}} S=r \cdot {\rm{d}} \theta \cdot L $$ (1) 微分区域相对于剖面垂直方向的分力df，即
$${\rm{d}} f={\rm{d}} f_s \cdot \sin \theta $$ (2) 式中：dfs为微分区域的合力，微分面积上的分力，即
$${\rm{d}} f={\rm{d}} S \cdot \sigma_{11} \cdot \sin \theta=r \cdot {\rm{d}} \theta \cdot L \cdot \sigma_{11} \cdot \sin \theta $$ (3) 式中：σ11为径向应力，整个半圆垂直于剖面的力进行积分求得合力，即
$$F=\int_0^{\text{π}} {\rm{d}} f=-2 r L \sigma_{11} \cos \theta\left| {\begin{array}{*{20}{l}} {\tfrac{{\text{π}} }{2}}\\ 0 \end{array}} \right.=2 r L \sigma_{11}$$ (4) 剖面由两部分组成，总面积S，即
$$ S=2 L(R-r) $$ (5) 易得环向应力σ33，即
$$ \sigma_{33}=\frac{F}{S}=\frac{2 r L \sigma_{11}}{2 L {\rm{e}}}=\frac{r \sigma_{11}}{R-r} $$ (6) 式中：e为壁厚，即外径减去内径在不同壁厚位置的应力也应当有区别，但薄壁管外径远大于壁厚，因此近似各个厚度的应力一致，将R修正为平均半径
$r_{\bar{x}}$ 最终环向应力,即$$ r_{\bar{x}}=\frac{R + r}{2} $$ (7) 理论环向应力与径向应力的关系,即
$$ \sigma_{33}=\frac{r_{\bar{x}} \sigma_{11}}{R-r_{\bar{x}}}=\frac{R+r}{R-r} \sigma_{11} $$ (8) 带入相应尺寸参数计算得到环向应力的理论值达到径向应力的15.7倍，以上理论计算说明接头可能存在较高的环向应力，即
$$ \sigma_{33}=\sigma_{11} \frac{4.75+4.18}{(4.75-4.18)}=24.2 \sigma_{11}$$ (9) 由于轴向应力会对力的平衡条件产生影响，达到屈服条件后残余应力也会释放，实际环向应力与径向应力的比值低于理论计算值，难以实际测量焊接温度场与残余应力场，因此采用商用有限元软件ABAQUS对工件建立三维有限元模型，采用热-力耦合分析模块，在不同焊接参数下，对锆管/镍棒环焊缝电子束焊接过程中的温度场与应力场进行分析，揭示了焊接温度场特点与焊后残余应力特点，对于优化工艺参数与焊接裂纹的产生机理具有指导意义.
真空环境中只能通过夹具与辐射散热，热量积累会导致焊缝各个区域的热循环过程具有差异，可能对残余应力产生较大的影响，首先对环焊缝温度场特点进行分析，数据取样位置如图7所示.首先对锁底处的热循环曲线进行提取，提取位置为环焊缝典型的0°，90°，180°和270°的4个位置，如图7a所示，依次简写为A，B，C和D.而应力取样曲线如图7b所示，从镍一侧沿着轴线向锆一侧取样.
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图 7 数据取样位置示意图Figure 7. Schematic diagram of data sampling location. (a) temperature sampling locations; (b) stress sampling pathsA，B，C和D的热循环曲线如图8所示.A位置由于焊接结束时电子束环绕焊缝一周回到原点，因此有2次加热冷却的过程，首次被加热时最高温度仅有906 ℃，在第二次加热时由于试样没有冷却到室温，达到最高温度2 136 ℃，而B位置的再热作用已经不明显，因此在焊接起始位置有明显的再热过程.在B，C和D位置处的焊缝，焊接过程中的降温过程几乎都是由最高温度下降至400 ~ 500 ℃，在此温度区间停留20 ~ 30 s缓慢下降至室温，由于纯锆管的半径较小，焊缝为环焊缝的形式，同时散热速度慢，热量积累使后续位置的峰值温度从1 698 ℃逐渐上升到1 837 ℃.
为了分析偏束对接头热循环的影响，不同参数下A、B、C、D位置的热循环曲线如图9所示，与对中焊接相同，在不同工艺参数下，焊接顺序靠后的部位峰值温度不断上升.随着偏束的加入，焊缝中心的最高温度随偏束量的上升而下降，例如在环焊缝的中部，即位置C处，最高温度由对中焊接的1 718 ℃下降到最低1 462 ℃.
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图 9 偏束焊接热循环曲线Figure 9. Thermal cycle of offset welding. (a) position A; (b) position B; (c) position C; (d) position D偏锆焊接时锆管有明显的膨胀变形，发生在高温的焊接过程中，与热应力有直接关联，焊接过程进行到3.75 s，即焊接过程进行一半时的等效热应力场如图10所示，由于纯镍的膨胀作用，对过盈配合到小圆柱上的锆管产生了巨大的热应力，同时偏锆相对于偏镍和对中焊接，热力值明显更高，应力最高达到593 MPa，接近纯锆的室温屈服强度高于高温下纯锆的屈服强度，与锆管膨胀变形的实际结果一致，偏纯镍0.5 mm时热应力有明显下降，最高值下降到411 MPa.
由于电子束能量集中，接头从峰值温度下降到相变温度的过程中，冷却速度均大于500 ℃/s，会导致较高的残余应力为了分析纵向、轴向、环向残余应力的特点，在A，B，C和D沿着取样路径，提取对中焊接3向残余应力与Mises等效应力，如图11所示，可以看出在锁底部位处的轴向、环向、径向都有明显的应力集中现象，应力整体在B位置最高，在材料界面处达到450 MPa，在向镍一侧应力出现断崖式下降到100 MPa以下，在焊接过程结束阶段的D位置应力峰值最低，仅有139 MPa.为了找到等效应力分布特点的成因，沿相同路径分别提取了S11(径向)、S22(轴向)、S33(环向)方向上的应力.裂纹的产生主要受到拉应力的影响，同时由于裂纹方向都是沿轴向开裂，因此轴向应力对性能的影响最为明显，轴向应力最大在B位置达到了59 MPa，在开始位置A也达到了58 MPa，在结束位置的应力值仅有20 MPa，主要原因是由于热量的积累，焊接位置靠后的部位冷却速率逐渐下降所导致.而径向应力主要是由热循环过程中镍棒的膨胀挤压所引起，因此径向应力应当与温度场峰值正相关，由于焊接起始位置A受到两次加热，在二次加热过程中的峰值温度最高，因此其径向应力最大值达到140 MPa，此处也具有最高的环向应力，达到490 MPa，与前文的理论计算结果一致，而B，C和D位置的热循环过程类似，最大应力值分别为68，60，69 MPa.
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图 11 残余应力分布特点Figure 11. Residual stress distribution. (a) mises stress; (b) axial stress; (c) circumferential stress; (d) radial stress对不同参数下A，B，C和D的残余应力进行分析，如图12所示为不同焊接参数下的Mises等效应力场分布云图. 不同焊接参数下的应力分布趋势情况基本相同，在焊接界面处出现应力的突变，残余应力主要分布在Zr侧，Ni侧的应力均低于100 MPa，在锁底处与反应层位置有明显的应力集中，在焊接起始阶段90°的位置最明显，由前面温度场的分析可知，主要由再热作用的高温引起，对中焊接时残余应力最高达到450 MPa，而偏锆焊接会导致残余应力上升，偏锆0.5 mm时达到565 MPa，偏镍焊接对残余应力的抑制作用明显，当偏束量达到0.5 mm时，锁底处的应力降低至425 MPa，应力较大的范围也明显缩小，表明偏束焊接能抑制接头残余应力.
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图 12 残余应力分布云图Figure 12. Cloud map of residual stress distribution. (a) direct welding; (b) deflect 0.3 mm towards Ni; (c) deflect 0.5 mm towards Ni; (d) deflect 0.3 mm towards Zr; (e) deflect 0.5 mm towards Zr; (f) microstructure of the weld of deflect 0.5 mm towards Zr3. 结论
(1) 锆/镍环焊缝对中焊接时由于裂纹的产生，接头强度仅有36.4 MPa，偏束焊接消除了焊接裂纹，接头由(γ-Ni + Ni5Zr)共晶 + Ni5Zr树枝晶复合结构组成，当偏镍0.5 mm焊接时接头强度达到189 MPa，实现了锆/镍的有效熔化连接.
(2) 有限元计算中的温度场结果显示在焊接起始部位有再热现象，随着焊接过程进行峰值温度不断上升.应力场结果显示焊缝中存在较高的环向应力，结合理论计算，环向应力由径向应力引起.在不同焊接参数下，反应层及锆内部有明显的应力集中，在同一焊接参数下，焊接起始位置的残余应力最高.
(3) 偏束焊接时，随着束流偏向Ni一侧，抑制了焊接过程的热应力，避免了锆管的膨胀变形，也降低了接头的残余应力，是抑制裂纹产生的主要因素.
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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
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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
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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
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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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[1] Yang Ming, Ma Honghao, Shen Zhaowu, et al. Microstructure and mechanical properties of Al-Fe meshing bonding interfaces manufactured by explosive welding[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2019, 29(4): 680 − 691. doi: 10.1016/S1003-6326(19)64978-2
[2] Chen Nannan, Wang Min, Wang Huiping, et al. Microstructural and mechanical evolution of Al/steel interface with Fe2Al5 growth in resistance spot welding of aluminum to steel[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2018, 34(8): 424 − 434.
[3] Pasqualino Corigliano, Vincenzo Crupi, Eugenio Guglielmino, et al. Full-field analysis of Al/Fe explosive welded joints for shipbuilding applications[J]. Marine Structures, 2018, 57(1): 207 − 218.
[4] Yu Shurong, Shi Yu, Wang Ziyi, et al. Effects of powder on microstructure, tensile, and corrosion behavior of aluminum-steel joints[J]. Journal of Laser Applications, 2018, 30(3): 032006. doi: 10.2351/1.5043274
[5] 刘敏, 曹鹏, 张丽娜, 等. LD10铝合金与C6不锈钢真空扩散焊接 工艺研究[J]. 航天制造技术, 2019(4): 48 − 52, 56. doi: 10.3969/j.issn.1674-5108.2019.04.011 Liu Min, Cao Peng, Zhang, Lina, et al. Study on vacuum diffusion welding between LD10 aluminum alloy and C6 stainless steel[J]. Aerospace Manufacturing Technology, 2019(4): 48 − 52, 56. doi: 10.3969/j.issn.1674-5108.2019.04.011
[6] Narsimhachary D, Dutta K, Shariff S M, et al. Mechanical and microstructural characterization of laser weld-brazed AA6082-galvanized steel joint[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2019, 263: 21 − 32. doi: 10.1016/j.jmatprotec.2018.08.002
[7] 余淑荣, 蒋锴, 樊丁. 5056铝合金/镀锌钢预置涂粉激光熔钎焊组织及性能研究[J]. 机械工程学报, 2014, 50(12): 83 − 88. doi: 10.3901/JME.2014.12.083 Yu Shurong, Jiang Kai, Fan Ding. 5056 aluminum alloy and coated steel overlapped fusion welding-brazing by laser with preset filler powder[J]. Journal of Mechanical Engineering, 2014, 50(12): 83 − 88. doi: 10.3901/JME.2014.12.083
[8] Tian Deyong, Yan Tingyan, Gao Qiyu, et al. Thermal cycle and its influence on the microstructure of laser welded butt joint of 8 mm thick Ti-6Al-4V alloy[J].China Welding, 2019, 28(3): 61 − 66.
[9] Ma Junjie, Harooni M, Carlson B, et al. Dissimilar joining of galvanized high-strength steel to aluminum alloy in a zero-gap lap joint configuration by two-pass laser welding[J]. Materials and Design, 2014, 58(6): 390 − 401.
[10] Zhang Yueying, Sun Daqian, Su Lei, et al. Effect of electrode morphology on steel/aluminum alloy joint[J]. China Welding, 2019, 28(1): 16 − 27.
[11] 葛佳棋,王克鸣,周琦,等. 7A52 铝合金−钢异种结构CMT熔钎焊接头组织及镀镍层的行为与影响[J]. 焊接学报, 2016, 37(4): 24 − 28. Ge Jiaqi, Wang Keming, Zhou Qi, et al. Study on CMT welding-brazing joint microstructure of 7A52 Al alloy-steel stud and influence of Ni coating[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2016, 37(4): 24 − 28.
[12] Lee H W, Sung J H. Effect of weld metal copper content on HAZ cracking in austenitic stainless steel welded with Al brass[J]. Science and Technology of Welding and Joining, 2005, 10(2): 145 − 148. doi: 10.1179/174329305X29573
[13] Marcin W, Aleksandra M, Marcin K, et al. Aluminium to steel resistance spot welding with cold sprayed interlayer[J]. Surface Engineering, 2018, 34(3): 235 − 242. doi: 10.1080/02670844.2016.1271579
[14] Zhang Ke, Kokawa H, Li Zhuguo, et al. Enhanced strength of 304 SS-Ti6Al4V laser-welded joints containing composite interlayers[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2018, 27(11): 6135 − 6148. doi: 10.1007/s11665-018-3634-x
[15] 李春玲, 樊丁, 于晓全, 等. 铝/镀锌钢电弧辅助激光涂粉填丝熔钎焊方法[J]. 中国激光, 2016, 43(7): 125 − 132. Li Chunling, Fan Ding, Yu Xiaoquan, et al. Method of arc-assisted laser wire welding-brazing between aluminum and galvanized steel with filler powder[J]. Chinese Journal of Lasers, 2016, 43(7): 125 − 132.
[16] 周惦武, 刘金水, 卢源志, 等. 添加Si粉激光深熔焊钢/铝接头 的显微组织与性能[J]. 机械工程学报, 2018, 54(14): 58 − 65. Zhou Dianwu, Liu Jinshui, Lu Yuanzhi, et al. Microstructure and mechanical properties of deep penetration laser welding joints in steel/aluminum with Si powder addition[J]. Journal of Mechanical Engineering, 2018, 54(14): 58 − 65.
[17] Pouranvari M, Abbasi M. Dissimilar gas tungsten arc weld-brazing of Al/steel using Al-Si filler metal: Microstructure and strengthening mechanisms[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 749: 121 − 127.
[18] 王晓虹, 谷晓燕, 孙大千. 钢/铝异种金属激光焊接头界面特性的研究[J]. 机械工程学报, 2017, 53(4): 26 − 33. doi: 10.3901/JME.2017.04.026 Wang Xiaohong, Gu Xiaoyan, Sun Daqian. Research on interface characteristic of laser welding joints of steel/aluminum dissimilar materials[J]. Journal of Mechanical Engineering, 2017, 53(4): 26 − 33. doi: 10.3901/JME.2017.04.026
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