納米SiC 顆粒對鎂合金攪拌摩擦焊接頭性能影響研究*

高 輝 張 楷 林淵浩 雷 丹

（北京石油化工學院能源先進連接技術北京高校工程研究中心，北京 102617）

鎂合金作為重要的輕質金屬之一，具有高強度比、優異的吸振性能和電磁屏蔽性能等優點，在汽車、航空以及電子產品等領域表現出巨大的應用潛力[1]。然而，由于鎂合金的密排六方體結構，室溫下僅有3 個獨立滑移系，導致其力學性能和耐腐蝕性能較差，限制了其在工業生產中的應用[2]。為提高鎂合金的各項性能，引入增強相并制備復合材料是一種有效途徑[3]，常用的增強相包括碳化物、氮化物和氧化物等[4]，如 SiC、AlN 和MgO。其中，SiC 顆粒因其高模量、高硬度和良好的耐磨性等優點，一直被視為鎂合金中潛在的顆粒增強相[5-6]。

近年來，學者們對添加SiC 顆粒的鎂合金微觀組織和性能進行了一系列研究。李宏偉等[7]采用粉末冶金法制備了SiC 增強鎂基復合材料，發現隨著SiC 體積分數的增加，材料的平均晶粒尺寸逐漸減小。張素卿等[8]通過機械球磨法制備了SiC 顆粒增強AZ91 鎂合金，結果表明，SiC 顆粒的引入能夠促進鎂基體晶粒的細化，晶粒細化程度隨SiC 體積分數的增加有所加強，同時SiC 含量的提高對Al元素在鎂基體中的固溶及其自身顆粒的細化起到抑制作用。

在實際生產中，鎂合金常常需要使用焊接的方法進行連接，但傳統的熔化焊接技術易產生氣孔、夾雜等缺陷，降低了鎂合金焊接接頭的各項性能[9]。攪拌摩擦焊技術是一種固態連接技術[10]，其較低的焊接熱輸入量能夠極大程度地減少裂紋、氣孔、夾雜和飛濺等缺陷[11]，獲得質量較優的焊縫。馬鋒等[12]研究了ZK61 鎂合金攪拌摩擦焊的焊縫組織及力學性能，結果表明，焊縫區域分為母材、焊核區、熱機影響區和熱影響區，焊縫區顯微硬度相差不大，而焊核區硬度最低。Zhang Z Y 等[13]研究了在NaCl溶液中，AZ31 鎂合金的攪拌摩擦焊焊接接頭的腐蝕行為，結果表明，在腐蝕初期，母材的耐腐蝕性能優于焊縫；在腐蝕后期，母材的腐蝕速率比焊縫快，源于焊縫產生的鈍化作用。

目前，大多數研究都集中在利用外場干預的方式制備顆粒增強鎂合金，并對其性能進行研究，而對于加入增強顆粒的鎂合金攪拌摩擦焊接頭性能研究較少。本文選取AZ31 鎂合金為研究對象，通過在焊縫中預添加納米SiC 顆粒的方法進行攪拌摩擦焊接試驗，探究了SiC 顆粒與焊接道次對接頭微觀組織、力學性能和耐腐蝕性能的影響，為顆粒增強的鎂合金攪拌摩擦焊研究提供了參考。

1 試驗材料與方法

1.1 材料與焊接工藝

試驗采用擠壓軋制成型的AZ31 鎂合金，其尺寸為200 mm×30 mm×6 mm，化學成分見表1，選用直徑為30 nm 的SiC 顆粒作為增強材料。采用對接的焊接方式在FSW-LM-AM20 型攪拌摩擦焊接設備上進行試驗。如圖1a 和圖1b 所示，在被搭接板上加工出一道寬2 mm、深3 mm 的凹槽，將納米SiC顆粒填入其中并壓實，接著與搭接板對接裝夾，防止焊接過程中SiC 顆粒的流出。攪拌頭材料選用H13 模具鋼，其具有較高的淬透性和韌性以及優良的耐磨損性能，外形如圖2 所示。結合前人研究經驗[14-15]，確定攪拌摩擦焊焊接參數，見表2。

圖1 焊接過程與取樣示意圖

圖2 攪拌頭外形及尺寸(mm)

表1 AZ31 鎂合金化學成分表

表2 攪拌摩擦焊焊接參數

1.2 試驗方法

如圖1c 所示，沿垂直于焊縫方向切割出尺寸為200 mm×5 mm×6 mm 的金相試樣，試樣經砂紙研磨、拋光后，使用配置好的腐蝕液（5 mL 乙酸+6 g苦味酸+10 mL 水+100 mL 乙 醇+5 mL 鹽酸+7 mL 硝酸溶液）進行腐蝕，通過光學顯微鏡觀察試樣微觀組織；使用顯微硬度儀測試接頭在200 g 載荷下保持5 s 的顯微硬度。切割出的拉伸試樣采用WDJ-3008 型電子萬能材料試驗機以3 mm/min 的拉伸速度進行試驗，同時對每組焊接接頭進行3 次重復拉伸測試，避免試驗數據的偶然性。使用VersaSTAT3F電化學工作站測定試樣在3.5%NaCl 溶液中的動電位極化曲線與阻抗譜。輔助電極為Pt 電極，參比電極為飽和甘汞電極，掃描速率為0.5 mV/s；通過掃描電鏡、能譜儀對腐蝕后的接頭形貌、元素成分和物相組成進行分析。

2 試驗結果與分析

2.1 接頭微觀組織

圖3 所示為SiC 顆粒增強AZ31 鎂合金攪拌摩擦焊焊接接頭的表面形貌。焊縫表面成形良好，無飛邊、毛刺、溝槽及凹陷等缺陷。

圖3 接頭的表面形貌

圖4 所示為3 組試樣焊核區的組織形貌。圖4a所示為無SiC-1 道次接頭焊核區組織形貌，該區域主要由α-Mg 固溶體和彌散分布的強化相組成，受攪拌針及軸肩在高速攪拌作用下產生的摩擦熱和大塑性變形，發生動態再結晶現象，產生了均勻細小的等軸狀晶粒[16]。圖4b 所示為添加SiC-1 道次接頭焊核區組織形貌，該區域出現了SiC 顆粒團聚帶。圖4c 所示為添加SiC-4 道次接頭焊核區組織形貌，SiC 顆粒均勻分布在晶體內部與晶界上。4 道次的焊接過程提高了顆粒在組織中的分布均勻性，延長了動態再結晶時間[17]，得到了均勻細小、無缺陷的焊縫組織。

圖4 接頭的組織形貌

2.2 接頭力學性能

圖5 所示為3 組試樣焊接接頭的顯微硬度圖，可以看出，顯微硬度值的最小值均出現在焊接接頭的前進區（AS）和后退區（RS）。由于該區域晶粒受軸間作用力和攪拌摩擦力的影響，導致晶粒有所長大且被拉長，造成局部區域顯微硬度值偏低的現象。在焊接接頭焊核區（SZ），無SiC-1 道次的接頭試樣硬度值最低；添加SiC-1 道次的接頭試樣顯微硬度有所增加，但硬度值波動較大，結合圖4b 的觀察結果分析，這與試樣中SiC 顆粒分布的不均勻性有關；添加SiC-4 道次的接頭試樣顯微硬度值較高且變化穩定，結合圖4c 的觀察結果分析，這是因為SiC 顆粒的均勻分布降低了顯微硬度的波動幅度。

圖5 接頭的顯微硬度

Hall-Petch 公式[18]可表達晶粒尺寸與材料強度之間的關系，即：

式中：σ為屈服強度；σ0為阻止位錯滑移的摩擦力；k為相鄰晶粒位向差對位錯運動的影響系數；d為多晶體的晶粒直徑。

根據式（1），焊核區的顯微硬度與晶粒尺寸成反比，SiC 顆粒的加入引入了異質形核位點，促進了鎂合金基體的形核，有效阻礙了晶粒的長大，細化的晶粒提高了焊接接頭的顯微硬度[19-20]。

圖6 所示為添加SiC 顆粒的接頭試樣與母材拉伸性能的對比。焊接前，母材的抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為240 MPa、200.5 MPa 和9.2%。添加SiC-1 道次的焊接接頭抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為204 MPa、168.9 MPa 和3.8%，達到了母材的85%、84%和41%。然而隨著道次的增加，攪拌摩擦焊的熱輸入量相應增大，晶粒應當受熱粗化，從而導致機械性能的降低。但添加SiC-4 道次的焊接接頭抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為210 MPa、175 MPa 和4.1%，較添加SiC-1 道次的焊接接頭有所提高，達到了母材的88%、87%和45%。晶界處彌散分布的SiC 顆粒在塑性變形中阻礙了晶界的滑移，增大了焊接接頭發生形變作用所需要的外力。

圖6 接頭的拉伸性能

2.3 接頭耐腐蝕性能

2.3.1 電化學試驗結果

在室溫條件下，焊接接頭試樣在3.5% NaCl 溶液中測得的動電位極化曲線及其擬合參數如圖7 和表3 所示，可以看出，無SiC-1 道次、添加SiC-1 道次與添加SiC-4 道次焊接接頭焊核區的自腐蝕電位逐漸增大，其對應的自腐蝕電流密度逐漸降低。自腐蝕電位越大，自腐蝕電流密度越小，表明材料的耐腐蝕性能越好。試驗結果表明，添加SiC-4 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最優，無SiC-1 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最差。細化的晶粒與焊縫區均勻分布的SiC 顆粒在一定程度上有利于耐腐蝕性能的提升[21-23]。

圖7 接頭的極化曲線

表3 極化曲線擬合參數

圖8 所示為接頭試樣的電化學阻抗圖譜，圖8a所示為阻抗譜的Bode 圖。Bode 圖低頻區域的阻抗模值可以反映試樣耐腐蝕能力的高低，耐腐蝕性能越高，低頻區域的阻抗模值越高。由Bode 圖分析，在低頻區域，焊接接頭試樣的阻抗模值|Z|規律：添加SiC-4 道次>添加SiC-1 道次>無SiC-1 道次。這說明添加SiC-4 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最強，與動電位極化曲線測試結果一致。

圖8 接頭的阻抗圖譜及等效電路

圖8b 所示為阻抗譜的Nyquist 圖，對應的等效電路圖如圖8c 所示。R1為內阻，即電解液和電極所產生的阻抗；R2為電荷轉移電阻，代表有氧化還原反應的發生，一般代表高頻區；C1為雙電層電容，僅改變電荷分布；C2與R3表示基體的雙電層響應，共同構成了其轉移阻抗。

接頭試樣的阻抗譜均由雙電層和高頻區域的響應組成，高頻區域的容抗弧體現了鎂合金基體與電解質溶液之間形成的雙電層電容界面阻抗大小，該容抗弧對整個系統的阻抗值起決定作用。高頻區容抗弧半徑越大，阻抗越大，電荷越難通過，耐腐蝕性能越好[24]。由Nyquist 圖分析，焊接接頭試樣的電荷轉移電阻規律：添加SiC-4 道次>添加SiC-1 道次>無SiC-1 道次。添加SiC-4 道次的接頭試樣容抗弧半徑最大，其電荷轉移電阻最大，表明其表面耐蝕性最強。

2.3.2 腐蝕形貌及物相分析

圖9 所示為焊接接頭試樣在3.5%NaCl 溶液中腐蝕2 h 和8 h 后的表面SEM 圖，相應的腐蝕產物能譜分析結果如圖10 所示。3 種焊接接頭試樣表面均發生了不同程度的腐蝕。在含氯的腐蝕液中，鎂合金基體與強化相之間存在電勢差，組織或成分的不均勻分布都會導致腐蝕失效的發生[25]。

圖9 接頭焊縫區腐蝕形貌

圖10 腐蝕產物EDS 能譜

無SiC-1 道次的接頭試樣表面破壞嚴重，發生了點蝕現象，且不斷向周圍與內部發展，最終發生了大面積的開裂（圖9a）。在經過8 h 的腐蝕后，試樣表面被沉積物覆蓋且出現了大量的腐蝕坑（圖9d）。EDS 結果顯示試樣表面的成分主要為Mg 和O，說明其表面發生了吸氧腐蝕。

添加SiC-1 道次的接頭試樣表面在腐蝕2 h 后也出現了一定塊狀且開裂的沉積物，但其面積遠小于無SiC-1 道次的接頭試樣（圖9b）。腐蝕8 h 后，試樣表面的沉積物質地較為均勻，僅有小部分區域發生了開裂，無大面積腐蝕坑（圖9e）。EDS 結果顯示，試樣表面中除富含Mg 和O 外，還含有微量的C、Al 和Si。Al 元素的增加有利于基體腐蝕電位的提高，降低電偶腐蝕發生的概率[26]，同時，SiC 顆粒的絕緣性導致其與基體間不存在電偶腐蝕機制。因此，該試樣的耐腐蝕性較無SiC-1 道次的接頭試樣有所提高。

添加SiC-4 道次的接頭試樣表面在腐蝕2 h 后，質地均勻，未出現明顯腐蝕坑（圖9c）。腐蝕8 h后，試樣表面被沉積物覆蓋（圖9f）。EDS 結果顯示，試樣表面中Al、Mg 和Si 的含量均高于其他試樣。多道次的加工改善了SiC 顆粒分布的彌散性，降低了晶間腐蝕的敏感性，使該試樣表現出最強的耐腐蝕性。此外，對比接頭試樣腐蝕2 h 與8 h 的EDS 可以看出，各試樣表面除Mg 和O 含量增加外，其他元素含量均無明顯變化。由此可以推斷，試樣表面腐蝕產物主要由Mg(OH)2和少量MgO 構成，Mg(OH)2是一層致密的鈍化膜，能起到保護基體抑制腐蝕的作用[27]。

進一步利用XRD 對腐蝕8 h 后的接頭試樣表面進行分析，結果如圖11 所示，可以看出，焊接接頭試樣除含有基體α-Mg 外，還存在一定含量的β-Mg17Al12。Mg17Al12在NaCl 溶液中非常穩定，對腐蝕呈惰性，其分布對提高焊接接頭的耐腐蝕性起關鍵作用[28]。此外，Mg2Si 金屬間化合物也可以在一定程度上減緩腐蝕速率[29]。SiC 顆粒的引入與多道次的攪拌作用促進了增強相的生成，提高了組織成分分布的均勻性，增強了接頭的耐腐蝕性能。

圖11 接頭焊縫區XRD 圖譜

3 結語

（1）在焊縫中預加入SiC 顆粒的AZ31 鎂合金攪拌摩擦焊焊縫成形良好，無缺陷。接頭焊核區為均勻細小的等軸狀晶粒，SiC-1 道次的接頭中出現了SiC 團聚帶，SiC-4 道次接頭中的SiC 顆粒分布均勻。

（2）添加SiC 顆粒的焊接接頭顯微硬度顯著提高，其中，SiC-1 道次接頭焊核區硬度波動較大，SiC-4 道次的接頭焊核區硬度變化穩定。SiC-4 道次的接頭抗拉強度，屈服強度和延伸率分別達到了母材的88%、87%和45%。

（3）SiC-4 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最好，SiC-1 道次的接頭次之，無SiC-1 道次的接頭最差。SiC 顆粒的引入增強了攪拌摩擦焊接頭的耐腐蝕性能，多道次的加工促進了增強相的生成。