Mg1/Al1060 真空擴散焊接頭微觀組織演變及性能分析

莊志國，丁云龍，張恩誠，周正

(遼寧科技大學,鞍山,114051)

0 序言

鋁及其合金因其較高的比強度和較強的耐腐蝕性等特點，而被廣泛應用于汽車、軍事和航空航天等領域[1-4].目前，鎂是工程應用領域最輕的金屬材料，甚至比碳纖維略輕，在航空航天、汽車和城市軌道交通行業的輕量化制造方面具有巨大的潛力[5-6].用鎂合金、鋁合金代替鋼板材料，可使結構重量減少50%，對輕量化需求的不斷增加，使得這兩種金屬的交叉應用已成為必然之勢[7-8].

鎂鋁異種金屬化學性質活潑，熔點和熱膨脹系數等物理性能的差異，采用傳統的熔焊方法極易生成脆性金屬間化合物和氧化物，難以獲得優良性能的焊接接頭[9-10]，真空擴散焊作為一種低熱量輸入的固態焊接方法，可降低溫度，減少脆性金屬間化合物的生成，且能有效避免在傳統熔焊中易產生的氣孔、開裂等缺陷[11-12].國內外學者針對真空擴散焊實現鎂鋁異種金屬的連接已展開許多研究.Liu 等人[13]采用真空擴散焊實現了工業純鎂Mg1 和工業純鋁Al1060 的連接，建立了鎂鋁擴散連接金屬間化合物生長的動力學方程.Fernandus等人[14]采用響應曲面法優化鎂鋁異種合金真空擴散焊試驗影響參數，得到了工藝參數對接頭強度的影響排名.馬運柱等人[15]研究了鎂鋁真空擴散焊界面組織隨保溫時間的演變過程，結果表明，鎂鋁異種金屬真空擴散焊會在反應層產生脆性金屬間化合物，影響接頭的力學性能.然而，目前對鎂鋁真空擴散反應層的研究依然不夠深入，其微觀組織形態與分布狀態隨保溫時間演變規律的相關報道依然較少.

試驗中采用真空擴散焊接技術實現鎂鋁異種金屬的連接，研究了反應層的組織結構與力學性能，對鎂鋁真空擴散反應層的整體結構形貌和微觀組織形態的演變規律進行分析，對提高鎂鋁焊接接頭的力學性能，獲得高質量的鎂鋁焊接接頭起到指導性作用.

1 試驗方法

采用工業純鎂(Mg1) 和工業純鋁(Al1060)試樣進行真空擴散焊接，母材尺寸均為80 mm ×20 mm × 3 mm 的塊體，兩種金屬的化學成分如表1 和表2 所示.

表1 Mg1 的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical compositions of Mg1

表2 Al1060 的化學成分(質量分數，%)Table 2 Chemical compositions of Al1060

焊接前采用SiC 砂紙對焊接面進行打磨，去除母材表面的附著物與氧化膜，消除母材表面原有的加工缺陷，然后采用無水乙醇進行超聲波清洗10 min 后進行風干.將處理好的試樣上下疊合放入夾具中，然后將試樣放入真空加熱爐中進行真空擴散焊接.焊接溫度統一選定為440 ℃，焊接壓力為1 MPa，升溫速率為10 ℃/min，保溫時間選定范圍為30～ 180 min，焊接前采用真空泵使爐膛內真空度達到1 × 10?2Pa.鎂鋁擴散焊接工藝流程如圖1 所示.使用線切割機對焊接接頭界面進行取樣，采用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)及其配備的能量色散光譜(energy dispersive spectrometer，EDS)探測器研究接頭的微觀組織，測定反應層位置的主要元素濃度分布；采用WDW 系列微機控制電子萬能力學試驗機測定接頭的剪切強度，加載速率為0.5 mm/min；采用掃描電鏡及能譜儀對斷裂表面的微觀組織特征與物相成分進行研究；對焊接接頭反應層進行研磨拋光，采用HV-1000 型顯微硬度測試儀對兩側母材和各個反應層的顯微硬度進行測試，加載載荷為30 g，加載時間為15 s.

圖1 真空擴散焊接工藝流程圖Fig.1 Vacuum diffusion welding process flow chart

2 試驗結果與分析

2.1 擴散反應層組織結構

Mg1/Al1060 真空擴散焊接接頭結合良好，沒有產生孔隙、夾雜、未熔合等缺陷，相應位置出現明顯的反應層，如圖2 所示.對反應層的組織結構進行觀察，發現保溫30 min 時，反應層的厚度較薄，與母材的連接界面呈現波浪狀，未連續生成，表現為局部出現小塊島狀組織.保溫時間達到60 min時，隨著金屬原子不斷相互擴散，反應層的結構與形貌均發生變化，厚度明顯增大，其與母材的連接界面變得更加平直.隨著保溫時間的不斷延長，反應層厚度繼續增加，其整體結構形貌已較為完整均勻，與母材的連接界面已由焊接初期的波浪狀趨向平直.隨著原子擴散的持續進行，保溫150 min 條件下的擴散反應層繼續生長，厚度繼續增大，但結構形貌已不再發生明顯變化，趨于穩定.繼續延長保溫時間至180 min，反應層厚度及組織形貌相較之前均不在發生顯著的變化.由于保溫時間較長，兩側基體中鎂鋁原子的濃度梯度已大程度降低，原子的擴散遷移速率有所減緩.

圖2 不同保溫時間下Mg1/Al1060 反應層厚度Fig.2 Thickness of Mg1/Al1060 reaction layer under different holding times.(a) 30 min;(b) 60 min;(c) 90 min;(d) 120 min;(e) 150 min;(f) 180 min

圖3 為不同保溫時間下反應層界面的面掃描能譜分析圖，其中深色部分代表Mg 元素，淺色部分代表Al 元素.由圖可知，隨著保溫時間的增加，反應層元素分布發生明顯變化.觀察發現，鎂元素和鋁元素的擴散隨著保溫時間的延長也逐漸增強，可見相同焊接溫度下提高保溫時間可以極大地促進焊接頭元素擴散進而使得反應層厚度明顯提高.此外，可以看到反應層界面起初是粗糙且不均勻的，隨著保溫時間增加，反應層界面變得更加平滑，組織結構趨于平直，原子的擴散變得更加均勻，與上述不同保溫時間下接頭界面反應層厚度相吻合.

圖3 不同保溫時間下Mg1/Al1060 反應層面掃描能譜圖Fig.3 EDS-mapping of Mg1/Al1060 reaction levels at different holding times.(a) 30 min;(b) 60 min;(c) 90 min;(d) 120 min;(e) 150 min;(f) 180 min

為進一步探究Mg1/Al1060 真空擴散反應層的組織結構與物相成分隨保溫時間的演變過程，取不同保溫時間下制備的Mg1/Al1060 真空擴散反應層界面的放大形貌圖，如圖4 所示.保溫時間30 min 時界面未形成均勻連續的反應層，為島狀組織的單層結構，如圖4(a)所示.從圖4(b)可知，保溫時間延長至60 min，界面處生成新相，界面組織由單層演變為雙層結構.保溫時間延長至90 min，如圖4(c)所示，鎂鋁反應層結構和微觀組織發生更加顯著的變化，中間相持續生長，層二演變為不規則的樹枝晶結構，在較長的保溫時間下，隨著原子的充分擴散，逐漸形成層三.圖4(d)為保溫時間為120 min時靠近Al1060 基體側的反應層界面組織，反應層的組織結構不再發生變化，依然表現為三層結構，并未觀察到有新相生成.對圖4(d)中標定的A，B，C，D 點進行物相成分分析，其結果分別如圖5(a)～圖5(d)所示，按照上述分析結合鎂鋁合金相圖，可以確定層一的物相組成為Mg2Al3相，層二的物相組成為Mg17Al12相，層三明亮區域的物相為Mg17Al12，較暗區域的物相為Mg 基固溶體，由此確定當保溫時間達到90 min時，反應層從鋁基體側向鎂基體側過渡依次為Mg2Al3層、Mg17Al12層、(Mg17Al12共晶層＋Mg 基固溶體)層，繼續延長保溫時間，反應層的組織結構和物相成分均不再發生變化.

圖4 不同保溫時間下Mg1/Al1060 反應層組織結構Fig.4 Organizational structure of Mg1/Al1060 reaction layer under different holding times.(a) 30 min;(b)60 min;(c) 90 min;(d) 120 min

圖5 反應層特征區域的元素組成Fig.5 Elemental composition of the characteristic area of the reaction layer.(a) A;(b) B;(c) C;(d) D

圖6 為Mg1/Al1060 真空擴散反應層界面組織結構的演變.高溫作用賦予鎂鋁原子足夠的能量激活自身，原子有了自發向焊接界面擴散的推動力.隨著擴散原子濃度不斷提高并達到固溶度極限，生長速率快的Mg2Al3相便會逐漸在反應層界面生成.隨著保溫時間延長，反應層和Mg 基體側Al 元素濃度的不斷增加，擴散進一步進行，在界面生成新相Mg17Al12，反應層由單層結構演變為雙層結構，結構形貌較為不規則，與基體的連接界面呈現為波浪狀.當保溫時間進一步延長，Mg17Al12層向Mg 側不規則生長，微觀組織演變為不規則的樹枝晶結構，界面處生成新的反應層，由Mg17Al12共晶和Mg 基固溶體組成，組織結構呈現為相對均勻的共晶組織，反應層從鋁基體向鎂基體過渡依次為Mg2Al3層、Mg17Al12層、(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體)層，此時反應層的整體結構形貌更加均勻完整，與母材的連接界面由焊接初期不規則的波浪狀趨于均勻平直.當原子的擴散程度到達極限，金屬元素的濃度梯度和原子間擴散速率已大程度降低，反應層厚度不再發生明顯變化.

2.2 擴散反應層剪切強度

對不同保溫時間的Mg/Al 接頭進行剪切強度測試，每組參數測試3 個樣品，取平均值，結果如圖7 所示.接頭的剪切強度隨著保溫時間延長整體呈現拋物線型變化，焊接初始時其強度不斷增強，到達一定程度逐漸開始下降，在最佳的保溫時間下(60 min)接頭可承受的最大剪切力達到1245.7 N.

圖7 不同保溫時間下接頭最大剪切力變化Fig.7 Variation of maximum shear force of joints under different holding times

焊接初期保溫30 min 時接頭可承受的最大剪切力為1062.17 N，由于較短的保溫時間，鎂鋁原子擴散不充分，反應層的厚度較薄，導致接頭的強度較弱.隨著保溫時間延長至60 min，鎂鋁原子進一步結合，擴散反應層的厚度逐漸增大，組織結構更加均勻致密，接頭的強度有了極為明顯的提高.當保溫時間進一步延長時，鎂鋁原子的擴散程度和反應層的厚度均急劇增加，Mg2Al3和Mg17Al12在接合位置處大量生成，Mg2Al3和Mg17Al12均為脆性相，導致接頭的強度迅速降低，雖然時間的增加有利于原子的擴散，進一步增強基體的連接程度，但是大量脆性化合物生成所降低的強度遠遠超過了原子擴散所提高的強度，所以隨著時間繼續延長接頭可承受的最大剪切力逐漸降低，當保溫時間到達180 min 時，接頭可承受的最大剪切力僅為709.63 N.

2.3 擴散反應層斷口形貌

圖8 為不同保溫時間下制備的焊接接頭拉伸之后Al 側的斷口形貌.由圖8(a)可知，保溫30 min的斷口較多位置出現塊狀的突起物，圖8(b)保溫時間延長到60 min 時，塊狀突起物彼此間進一步相互連接，斷口上分布著大量的微小凹坑和撕裂脊，呈現準解理斷裂特征.圖8(c)為保溫時間達到90 min時的Al 側斷口形貌，斷口表面出現清晰的河流狀特征，呈現為致密的層狀組織，表現出解理斷裂特征.圖8(d)，8(e)分別為保溫120 min 和150 min 鋁側的斷口形貌，斷口表面依然存在大量解理臺階，斷裂形式并未發生變化，仍屬于解理斷裂.圖8(f)為保溫180 min 的斷口形貌，鎂基體在持續的高溫作用下，母材晶粒嚴重粗化，其脆性大大增加，對母材基體造成破壞，未能形成有效連接，導致斷裂實際發生在鎂基體處.

圖8 不同保溫時間下Al 側斷口形貌Fig.8 Al side fracture morphology under different holding times.(a) 30 min;(b) 60 min;(c) 90 min;(d) 120 min;(e) 150 min;(f) 180 min

表3 是斷口不同位置處的元素成分分析.鎂鋁原子發生明顯擴散，推斷有鎂鋁金屬間化合物的形成，根據能譜結果可知鎂鋁原子比約為2∶3，推斷其物相成分為Mg2Al3相.通過研究斷口形貌和斷口處物相成分，結果表明，充分擴散后Mg2Al3相廣泛分布在斷口表面，說明斷裂發生在靠近鋁基體一側的Mg2Al3反應層處.

表3 斷口不同位置處的元素成分(質量分數，%)Table 3 Elemental compositions at different locations of the fracture

2.4 擴散反應層顯微硬度

如圖9 所示為基體和各個反應層的顯微硬度數值，可以看到各個反應層的維氏硬度要明顯高于Al1060 和Mg1 基體，其中，Mg2Al3層的硬度最大，為320.6 HV；其次是Mg17Al12層，其硬度達到了289.9 HV；最后為(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體)層，其硬度值為250.7 HV.而兩側的Al1060 和Mg1 基體的顯微硬度分別只有37.4 HV 和54.3 HV，比各個擴散反應層要小得多.對鎂鋁反應層而言，各個金屬間化合物均具有較高的維氏硬度，呈脆硬相分布在接頭界面，所以從理論上分析保溫時間對接頭硬度的影響是呈正相關的.

圖9 基體與各個擴散反應層顯微硬度Fig.9 Microhardness of the matrix and individual diffusion reaction layers

2.5 擴散反應層耐腐蝕性

圖10 和表4 為各反應層在3.5%NaCl 溶液中測試得到的線性極化曲線和線性極化數據.Mg1基體的陰極反應最為突出，腐蝕電位遠小于Al1060 和各個反應層的腐蝕電位,即Al1060 和各個接合層的耐腐蝕性要明顯優于Mg1.5 種試樣的腐蝕電流密度由大到小排序為Mg1、(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶 體) 層、Al1060、Mg2Al3層，Mg17A12層.Mg1 基體的極化電阻值為11.861 Ω·cm2，而(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體) 層的極化電阻值增加到了81.007 Ω·cm2，這表明相較于Mg1 基體，(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體)層的耐腐蝕性有所增強，而Al1060 基體、Mg2Al3層和Mg17Al12層耐腐蝕性更好，極化電阻值分別為175.96 Ω·cm2，183.9 Ω·cm2和209.3 Ω·cm2，表 明相較于Mg1 基體這3 種樣品的耐腐蝕性更好.如果樣品長期暴露在含有氯離子的腐蝕性環境中，Mg 基體表面質量將受到很大影響，而中間相表現出相對較強的耐腐蝕性和較低的腐蝕速率.

圖10 基體與擴散反應層線性極化曲線Fig.10 Linear polarization curve of matrix and diffusion reaction layers

表4 基體與擴散反應層線性極化數據Table 4 Linear polarization data of matrix and each diffusion bonding layer in 3.5% NaCl solution

測試結果表明，在含有氯離子的腐蝕性環境中Mg1 基體表現出最弱的耐腐蝕性能，其次是(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體) 層，而Mg2Al3層和Mg17Al12層顯示出與Al1060 基體相似的耐腐蝕性，要明顯優于Mg1 基體.

3 結論

(1)真空擴散焊接Mg1/Al1060 在接合處生成擴散反應層.反應層的組織結構和成分隨保溫時間延長會發生明顯變化，保溫30 min 時，擴散反應層呈現為單層結構，由Mg2Al3相組成；保溫時間達到60 min 時；界面會生成Mg17Al12新相，擴散反應層由單層結構演變為雙層結構；當保溫時間延長至90 min 時，反應層演變為三層結構，由Mg2Al3層、Mg17Al12層和(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體)層組成.

(2)接頭的抗剪切強度隨保溫時間的延長呈現先上升后降低的趨勢，在保溫60 min 時接頭可承受的剪切力達到最大，為1245.7 N.斷裂發生在靠近鋁基體一側的擴散反應層處，且充分擴散后Mg2Al3相廣泛分布在斷口表面；擴散反應層的維氏硬度高于Al1060 和Mg1 基體，Mg2Al3層維氏硬度最大，為320.6 HV.

(3)在含有氯離子的腐蝕性水溶液中，Mg1 表現出最差的耐腐蝕性，其次是(Mg17Al12共晶 +Mg 基固溶體)層，5 種測試樣品的腐蝕速率由大到小排序為Mg1、(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體)層、Mg2Al3層、Mg17A12層、Al1060.此外，與Mg1相比，所有反應層的耐蝕性都有所提高，尤其是Mg2Al3層和Mg17Al12層，其耐腐蝕性能與Al1060相當.