Laser welding of AZ31B magnesium alloy to Zn-coated steel

Laser welding of AZ31B magnesium alloy to Zn-coated steelAZ31B镁合金与涂锌层钢的激光焊接M. Wahba , S. Katayama摘要通过对激光搭接法焊接AZ31B镁合金与锌涂层钢板的特性进行了研究，当用小孔效应模式使激光束照射到AZ31B合金表面进行焊接是很困难的，两种材料之间物理性质的差异导致了焊接过程的不稳定，特别是当激光束穿入钢试样形成小孔时更明显。

通过改变传导模式，工艺稳定性得到了改善，由于液态金属膜可以保持完整并且激光束没有穿透材料，焊接过程得以成功实现。

在拉伸剪切试验时宽度为25毫米的接头在负载超过6000N时失效，这种高接头强度是由于AZ31B铝合金和铁在钢表面相互作用形成一个450纳米厚的Fe3Al金属间化合物层，为了消除氧化物对焊接过程造成负面影响，锌涂层的存在是必不可少的。

1、简介最近，由于资源和环境的问题，在汽车行业出现了重量轻和比强度高的材料。

镁合金在这方面已经引起了相当大的兴趣，因为镁的重量比钢约轻75％，比铝约轻34％[1]，镁合金在汽车生产领域有了更广泛的应用，需要的生产大量的高品质的镁合金结构材料。

涂锌层钢是汽车工业中所用的主要材料之一，然而，很少有关于搅拌摩擦焊[2]和电阻点焊[3]在涂锌层钢板与镁合金焊接的研究报道，这些焊接过程的缺点包括需要访问双方工件的表面,工具的损坏，随之而来的融合区污染以及需要较大的力[4,5]，使得有必要调查其他焊接焊接工艺方法。

激光焊已被确认为汽车领域的主要焊接工艺，因为它的发明填补了焊接领域的空白[6]。

除了如光纤传播和高速处理的特征之外，因为它是一种非接触式和单侧接入过程[7]，它可以克服上文提到的缺点。

最近一些关于镁合金与无涂层钢板激光焊接的研究，刘，赵[8]采用激光-TIG复合焊接工艺焊接镁合金与钢，表明用常规熔焊方法在钢的焊接中加入镁合金是不可能的。

鉴于镁在低于1000 ℃时不溶于铁，在Mg中Fe的最大固溶度是0.00041 ％，运用冶金学的方法可以实现结合强度的提高如中间层加入Ni，Cu和Sn可以实现镁合金与铁的连接[10,11]，然而，其接合强度无法实现。

至于对接焊，通过激光穿透钎焊可以得到的最大拉伸强度为185兆帕，其中激光束偏移照射在Mg侧[12] 。

然而，至今没有镁合金与涂锌钢板激光焊接方面的报道。

在目前的研究中，根据不同的加工参数采用高功率盘状激光器搭接方法焊接镁合金与涂锌钢板。

通过对接合强度和连接机制的分析，焊接过程中锌涂层对焊接的影响通过与无锌涂层钢板的焊接实验对比来证明。

2、实验过程用3毫米厚的AZ31B挤压镁合金（ Al 的质量分数为3.28％，Zn的质量分数为0.81％，Mn的质量分数为0.29 ％，其余为镁）板，1.2毫米厚的SP781锌涂层钢板和SP121无涂层的钢（C 的质量分数为0.002％，Si的质量分数为0.014％， Mn的质量分数为0.159％，P 的质量分数为0.0107％，S的质量分数为 0.0048％，其余为Fe ; Zn涂层的厚度为9微米）作为基体材料。

采用功率为16千瓦的盘式连续波激光光源（ Trumpf公司生产的TruDisk 16002 ）产生波长为1.03微米和光束发散角为8 mm参数乘积（BPP）的光束。

激光束通过直径为200微米的光纤传输，经焦距为280毫米的透镜聚焦距工件表面，聚焦头被设置在相对于工件80度前进角处，在焊接过程中，流速为30升/分钟的Ar气通过直径为16毫米的喷嘴在与焊接方向成50度角的试样顶部方向上保护焊缝。

AZ31B试样置于SP781试样的顶部由夹具夹持，固定AZ31B试样使得激光束的焦点到试样表面的距离大约是7毫米。

激光束的功率设为2千瓦和焊接速度2-4米/分钟。

金属试样经过线切割，安装，抛光，两步腐蚀，首先用30毫升醋酸，15毫升水， 6克苦味酸，100毫升乙醇的混合液清洗AZ31B试样，然后用5％的硝酸酒精腐蚀液（95毫升乙醇+ 5毫升硝酸）蚀刻SP781试样。

用光学显微镜检查焊缝熔合区的宏观结构。

使用扫描电镜（SEM）配合X射线光谱仪（EDS ）来确定试样表面的微观结构和化学成分。

透射电子显微镜（TEM）所用的薄箔，通过聚焦离子束（FIB）技术制备。

拉伸剪切实验所用试样在25毫米宽的焊缝上垂直切割，测试是在速度为1毫米/分钟的恒定速度的十字头下进行的。

3、结果与讨论图1a-c显示了AZ31B/SP781接头的宏观结构，AZ31B中形成小孔说明了融合区高的深宽比，由于Mg和Fe之间的熔点和热导率存在很大差异，使得在SP781试样中形成更窄的融合区。

SP781试样的穿透深度（以下简称为Fe-渗透）随着焊接速度从2米/分钟（图1a）至3米/分钟（图1b）的增加而减小。

当焊接速度为4米/分钟（图1c）时输入的能量不足，无法完全渗透到AZ31B试样和接头处，输入足够的能量可以渗透到SP781试样（图1a和b ）中。

Fe颗粒被发现存在于AZ31B试样的融合区说明由激光诱变产生的小孔在AZ31B熔池内部形成一个强烈的搅拌作用。

焊接速度不仅影响焊接熔深，而且影响焊接过程的稳定性。

据观察在低的焊接速度时熔融金属以过渡飞溅的形式循环喷射到焊接熔池中，导致在底部形成填充接头，如图1a可看到。

焊接过程的稳定性随焊接速度的增加而提高，当激光没有穿透到SP781试样时飞溅难以形成。

图1这些观察结果表明，随着降低焊接速度（增加能量输入），导致在SP781试样中形成小孔和随之演化而来的Fe羽,在高能量输入时Fe羽扰乱熔池的稳定性并形成液体飞溅。

在宽而深的Fe渗透区，高的能量输入可获得需要的接头强度。

然而，在焊接速度为2米/分钟时形成大量飞溅，需要频繁更换保护激光头的玻璃罩。

一方面除了生成大量的底部填充物，还减少了焊接过程的实用性；另一方面，在相对稳定的3米/分钟的焊接速度焊接时产生一个较浅的Fe渗透区。

此外，未知区域可通过检查接头SP781侧的断口形貌来确定，如图1d。

这些特征将在很大程度上减小接头的强度。

因此，对激光焊接参数进行了修改获得一个传导模式以避免熔池引入铁羽演化和小孔不稳定性的干扰。

在传导模式下，激光束的功率密度不充分造成蒸发，因而没有小孔形成[7] 。

所以，激光束不会穿透到材料和金属液膜的界面，在液膜处保持不间断。

此外，这将克服焊接Mg、Fe的冶金问题，由于锌易溶于镁[9]，它已经被应用作为Mg-Al扩散焊接接头的中间层[13]。

另外，在传导模式下，将产生更宽的焊接界面以增加接头的剪切强度。

SP781试样放置于AZ31B的试样的顶部，激光束的散焦距离设置在20毫米（相当于SP781试样的焦点以上的20毫米），控制能量输入（通过控制激光功率和焊接速度）以获得宽的焊缝。

然而，由于Zn被报道能提高镁合金的热裂纹敏感性[14]，因此输入的能量必须最小化以减少热应力。

优化的焊接参数为3千瓦的激光功率和0.5米/分钟的焊接速度，通过这些参数产生的SP781/AZ31B接头，将在拉伸剪切试验中表现出非常高的强度，平均最大断裂载荷为6182 N。

另一方面，无论所施加多大的能量输入，SP121无涂层的钢不能与AZ31B镁合金焊接，这可能是由于在界面处存熔化温度高于2800℃的特别的稳定的MgO薄膜。

图2图2a显示sp781 / AZ31B接头熔合区组织，传导模式的特点，在两侧形成宽而浅的融合区，两者融合区的宽度约为4.5毫米，在AZ31B试样穿透深度大约为1.4毫米。

图2b显示的熔合区中间界面的微观结构表明AZ31B和SP781试样彼此焊接良好没有任何缺陷。

出现在图2b中显示为深灰色的镁，与铁亲密接触。

然而，基于形态学的特征，包含两个不同特征的区域可以在Mg的区域确定。

第一区，图2b的下半部，是AZ31B熔合区，它的特点是有一个不规则形状的浅灰色相存在，这个阶段在AZ31B熔合区的顶部形成由小变大的连续的孤岛的形态的区域，在高倍镜下，发现这一阶段具有层状结构，如图2c所示。

EDS分析表明，它含有质量分数为48.8%的Mg，3.6%的Al 和47.6%的Zn，在基板是由质量分数为89.7%的Mg， 1.7%的Al和8.6%的Zn。

这意味着，AZ31B融合区由Zn—Mg富集基体和Mg–Zn共晶组成。

第二区域是一个过渡区，有一个很细的白色粒子的高分散界与SP781试样顶部分开，与AZ31B熔合区由不连续的分散体分离，它有与原来的锌被覆层有类似的厚度，组成为质量分数为55.9％的Mg，5.7％的Al ，31.2％的Fe和7.2％的锌，由EDS分析在图2b中在黄1盒装区域中显示。

同时，可以观察到，在SP781和AZ31B试样接头两侧是一个中间层，此中间层表现出与AZ31B融合区类似的组织，在图2d中可以看到，由质量分数为82.82%的Mg，1.12%的Al，1.59%的O和14.47%的Zn。

此外，从图2d中可以辨别SP781和AZ31B试样的边界，这意味着，层间没有焊接到，因此没有贡献接头强度，中间层端部如图2e所示。

明显含有较高含量的共晶混合物，这部分中间层的平均化学成分为质量分数为67.28%的Mg，2.21%的Al，2.94%的O和27.57%的Zn。

图3图3a显示了SP781一侧的断裂表面的总的形态，可以看出，薄薄的自由表面层可以在焊缝相对应的中间层发现，如图2d和e，这一层的表面上印有AZ31B研磨试样的标记，在高倍镜下，如图3b，它表现出层状微观结构，经EDS分析为镁–锌共晶。

此外，它可以很容易地从SP781表面脱落。

观察接合区SP781侧断面形态发现断口表面存在凸缘，如图3c 所示，在高倍镜下这边缘通过片状或球状结构模式起到解理作用，如图3d，解理刻面的平均化学成分为质量分数为53.8%的Mg，3.8%的Al，1.2%的O和41.2%的Zn。

这意味着，在图3c的凸缘对应的在图2b的AZ31B熔合区中观察到的共晶结构。

高倍放大的图3c中的基底揭示在剪切变形过程中形成的凸脊，如图3e所示，基底的平均化学成分为质量分数为55.2%的Mg，7.2%的Al，4.5%的O，24.4%的铁和8.7%的锌，这意味着它对应的在图2b中观察到的过渡区域。

因此，认为SP781/AZ31B接口强度是足以抵抗断裂的，断裂通过AZ31B 融合区进行传播。

图4用透射电镜（TEM）进一步分析观察了接头的强度高，图2b和c表明在AZ31B融合区和过渡区存在连续的镁基体，TEM观察的结果显示接合界面处只有SP781试样和过渡区。

在SP781侧的界面形态和TEM得到的相应EDS图谱由图4给出，正如预期的结果，Fe和Mg之间没有相互扩散，然而，在Fe表面观察到一个约450纳米厚的富铝层。