采用Al及Al-12Si中間層的AZ31B鎂合金TLP接頭的組織和性能

金偉男，張貴鋒，曾 祥，張建勛

(西安交通大學(xué)金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室焊接研究所，西安 710049）

0 引言

鎂是地球上儲(chǔ)量最豐富的元素之一，約占地殼總質(zhì)量的2.3%［1］;鎂及其合金是結(jié)構(gòu)材料中密度最低的金屬，還有減振性、電磁屏蔽能力和抗輻射能力強(qiáng)等一系列優(yōu)點(diǎn);因此，鎂合金在汽車、電子、電器、交通、航天、航空和國(guó)防軍事工業(yè)領(lǐng)域具有極其重要的應(yīng)用價(jià)值和廣闊的應(yīng)用前景［2］。

鎂及鎂合金焊接方法主要有氣焊、氬弧焊、電阻焊、電子束焊、等離子弧焊和釬焊等［3］。目前廣泛采用的焊接方法是鎢極氬弧焊，因?yàn)樵跉鍤獗Ｗo(hù)下，可避免焊縫被氧化，能獲得高質(zhì)量的焊接接頭;但鎢極氬弧焊焊縫熔深較淺，一般只用于鎂合金薄板的焊接。對(duì)于焊接鎂合金中厚板，一般都要采用大功率的焊接電源或特別的工藝方法。如常用電子束焊來(lái)焊接中厚板，但電子束焊焊接鎂合金存在典型的焊接缺陷，如焊縫成形不良、冷隔等［2］。過渡液相擴(kuò)散焊(Transient Liquid Phase Bonding，TLP)作為最有前景的焊接工藝之一［4］，在鎂合金的焊接中可以最大程度的減少接頭區(qū)域的組織變化，獲得與母材組織相似的接頭［5］，從而有望減少常見的焊接缺陷，獲得性能優(yōu)良的接頭。

過渡液相擴(kuò)散焊的一般過程是:1)中間層合金的熔化，含有降熔元素的中間層自身熔化或者與母材發(fā)生共晶反應(yīng)而熔化;2)母材的溶解(液相區(qū)增寬)，隨著中間層降熔元素向母材中擴(kuò)散，部分母材與降熔元素共晶而變?yōu)橐合?3)等溫凝固，降熔元素繼續(xù)向母材中擴(kuò)散，使得原本液相中降熔元素含量降低，其固相線溫度高于焊接溫度，實(shí)現(xiàn)等溫凝固;4)均勻化，繼續(xù)保溫使降熔元素均勻分布［6］。

對(duì)于鎂合金TLP連接的研究，D Q Sun等［7-8］研究過采用純鋁和純銅作為中間層焊接AZ31B，Y J Jin等［5］也采用純鎳作為中間層焊接過AZ31B。Mg、Al能在450℃和437℃時(shí)發(fā)生共晶反應(yīng)，這為采用含鋁中間層進(jìn)行TLP連接時(shí)，鎂合金表面的氧化膜去除提供了理論依據(jù)。當(dāng)Mg、Al、Si 3種元素共存時(shí)，在一定溫度下能發(fā)生三元共晶反應(yīng)而生成Mg2Si作為接頭中的原位強(qiáng)化相。因此，本研究主要對(duì)比Al和Al-12Si作為中間層焊接鎂合金的接頭組織和性能，以分析Si在鎂合金TLP中的作用。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用母材為AZ31B鎂合金，其主要合金元素為ω(Al)=3%和ω(Zn)=1%，其固相線溫度為566℃，液相線溫度為627℃。所用的中間層為Al和Al-12Si熔煉塊通過單輥急冷制成的甩帶，厚度80 ～120 μm。

首先將變形合金AZ31B線切割成規(guī)格為15 mm×15 mm ×2 mm、5 mm ×5 mm ×2 mm 的試板，經(jīng)600#砂紙加水分別打磨光滑。中間層薄帶剪成5 mm×5 mm的正方形形狀。試板和中間層薄片在焊前采用丙酮超聲波清洗2次，每次10 min，以去除表面的油污等。焊接時(shí)將中間層薄片預(yù)置到15mm×15mm和5mm×5mm的2塊試板之間，采用重物重力加壓的方法加載0.5 MPa的壓力。通過高頻感應(yīng)加熱試樣至500℃，在該溫度下分別保溫 1、5、10、20、30 min。焊后自然冷卻至室溫。整個(gè)加熱、保溫、冷卻過程中都采用Ar氣(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.99%)保護(hù)(流量3.5 ～4 L/min)。

焊后試樣采用剪切試驗(yàn)評(píng)價(jià)接頭力學(xué)性能，剪切試驗(yàn)通過自制剪切夾具在長(zhǎng)春試驗(yàn)機(jī)研究所研制的CSS－88100拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。通過配備能譜儀(EDS)的型號(hào)為VEGA II XMUINCA掃描電子顯微鏡(SEM)來(lái)分析接頭的組織及剪切斷口。

2 結(jié)果與討論

2.1 2種中間層接頭的剪切性能

每組參數(shù)測(cè)試均進(jìn)行多次測(cè)試，取平均值作為該組參數(shù)的最終剪切性能。2種中間層的TLP接頭性能如圖1所示。以Al作為中間層的TLP接頭的剪切強(qiáng)度隨著保溫時(shí)間的增加單調(diào)遞增，從保溫1 min時(shí)的14.3 MPa增加到保溫30 min時(shí)的42.2 MPa;而以Al-12Si作為中間層的TLP接頭在保溫20 min之前，接頭的強(qiáng)度隨保溫時(shí)間增加而增加，從18.4 MPa增加到 47.5 MPa，繼續(xù)增加保溫時(shí)間，接頭的剪切強(qiáng)度反而降低。除保溫30 min的接頭外，采用相同焊接參數(shù)的兩種中間層的接頭，Al-12Si接頭的剪切強(qiáng)度普遍高于以Al作為中間層的接頭強(qiáng)度;保溫30 min，2種中間層接頭的剪切強(qiáng)度相差不大。

圖1 采用Al及Al-12Si中間層TLP接頭的剪切強(qiáng)度Fig.1 Shear strength of the TLP bonded joints using Al and Al-12Si interlayer

2.2 2種中間層接頭的顯微組織

1)以Al為中間層接頭的顯微組織。

圖2是以Al為中間層分別保溫1、10、30 min的接頭的背散射(BSE)照片。從照片中可以看出，保溫1 min的接頭焊縫中出現(xiàn)較多的裂紋和孔洞，主要是由于保溫時(shí)間過短，Al沒有充分?jǐn)U散，在凝固的過程中產(chǎn)生了大量的脆性金屬間化合物。

保溫10 min時(shí)，接頭的界面和焊縫都較為致密，對(duì)圖中的點(diǎn)1、2進(jìn)行EDS點(diǎn)分析，結(jié)果如表1所示。根據(jù)圖3中的Mg-Al二元相圖分析，點(diǎn)1所在的較暗的組織為含Al和少量Zn的Mg的固溶體;而點(diǎn)2所在的較亮的區(qū)域的成分為Mg-Al二元共晶成分，其組織為Mg固溶體和Al12Mg17金屬間化合物所組成的共晶組織。

保溫30 min時(shí)，整個(gè)接頭大部分完成等溫凝固。圖2c中的EDS線掃描結(jié)果如圖4所示，除了焊縫中心外，接頭的整個(gè)區(qū)域Al含量較低。說(shuō)明接頭的主要部分為Mg的固溶體，僅焊縫中心存在少量的Al12Mg17金屬間化合物，TLP過程中的等溫凝固已經(jīng)完成。

圖2 以Al為中間層的TLP接頭顯微組織Fig.2 Microstructure of the TLP bonded joints using Al interlayer

表1 保溫10 min接頭的能譜分析結(jié)果(摩爾分?jǐn)?shù) /%)Table 1 The EDS results of the joint bonded for 10 min(mole fraction/%)

保溫1 min的接頭，由于焊縫中有大量的裂紋以及孔洞，接頭剪切強(qiáng)度最低;隨著保溫時(shí)間的增加，裂紋和孔洞消失，接頭力學(xué)性能有所提升。保溫10 min時(shí)，由于Al的擴(kuò)散不完全，接頭中依然存在大量的由于共晶而產(chǎn)生的脆性Al12Mg17金屬間化合物，降低了接頭的剪切性能。保溫30 min時(shí)，降熔元素Al的擴(kuò)散較為完全，降低了接頭中的Al12Mg17的含量，使得整個(gè)接頭基本由固溶體組成，剪切強(qiáng)度最高。

圖3 Mg-Al二元相圖［9］Fig.3 Mg-Al binary phase diagram

圖4 保溫30 min接頭的EDS線掃描結(jié)果Fig.4 The EDS line analysis result of the joint bonded for 30 min

2)以Al-12Si為中間層接頭的顯微組織。

圖5為采用Al-12Si為中間層保溫1min的接頭的組織照片。與Al中間層的接頭相比較，可以看出接頭中沒有裂紋，焊縫局部區(qū)域放大后的能譜分析結(jié)果見表2。焊縫組織與采用純Al中間層時(shí)相似，主要為初生的Mg固溶體及Mg-Al共晶組織(Mg+Al12Mg17)，但是剪切性能有所提高，原因可能是Si的存在改善了中間層液化后的流動(dòng)能力，消除了采用純Al中間層連接時(shí)的裂紋等缺陷。

圖5 以Al-12Si為中間層保溫1 min的接頭組織Fig.5 Microstructure of the joint boned for 1 min using Al-12Si interlayer

圖6為保溫20 min接頭的組織照片，從圖6a可以看出，接頭沒有實(shí)現(xiàn)等溫凝固，但是中間液相區(qū)的寬度已明顯減少。通過局部放大的組織及能譜分析結(jié)果，保溫20 min的焊縫中存在共晶組織，即Al沒有完全擴(kuò)散，焊縫中依然存在Al12Mg17金屬間化合物。能譜點(diǎn)5的結(jié)果顯示圖6b中灰色相中Mg與Si的原子比接近2，為Mg2Si金屬間化合物。Mg2Si具有較高的熔點(diǎn)、硬度和彈性模量［9］，因此可以作為一種金屬基復(fù)合材料的強(qiáng)化相。保溫20 min時(shí)的焊縫中的含硅相為顆粒狀，尺寸約為2 μm，同時(shí)分布較為合理，提高了接頭力學(xué)性能。

表2 不同保溫時(shí)間的接頭能譜分析結(jié)果(摩爾分?jǐn)?shù) /%)Table 2 The EDS point detection result of the joints bonded for different time(mole fraction/%)

圖6 以Al-12Si為中間層保溫20 min的接頭組織Fig.6 Microstructure of the joint boned for 20 min using Al-12Si interlayer

圖7為保溫30 min接頭的組織照片，殘余的焊縫區(qū)已經(jīng)不明顯，等溫凝固已經(jīng)基本完成。從圖7b及能譜分析結(jié)果可以看出，焊縫中Si含量較高，有少量的Mg固溶體和大量的連續(xù)分布的Mg2Si。它們彌散分布在焊縫中時(shí)可以作為強(qiáng)化相強(qiáng)化接頭，但是當(dāng)其過度偏聚于焊縫中心時(shí)反而會(huì)降低接頭的剪切強(qiáng)度。對(duì)于Mg2Si偏聚于焊縫中心的原因?yàn)镾i在Mg中的固溶度有限，中間層中大量的Si在熔化后難以充分?jǐn)U散入母材而殘留在液相的中間層中。隨著等溫凝固的進(jìn)行，焊縫中液相寬度減小，Si進(jìn)一步聚集在液相焊縫中，最終凝固時(shí)焊縫中心存在大量Mg2Si。

從圖5～圖7接頭照片可以看出，隨著保溫時(shí)間的增加，接頭中液相區(qū)的寬度逐漸減少，液相區(qū)凝固后主要由初生Mg固溶體、Mg-Al共晶組織及Mg2Si組成。隨著Al向母材中的擴(kuò)散，接頭中Mg-Al共晶組織的含量在逐漸減少，即脆性的Al12Mg17金屬間化合物的含量減少，同時(shí)Mg2Si的含量就會(huì)相應(yīng)的增加。

2.3 2種中間層接頭的斷口分析

圖7 以Al-12Si為中間層保溫30 min的接頭組織Fig.7 Microstructure of the joint boned for 30 min using Al-12Si interlayer

圖8 不同接頭的斷口形貌Fig.8 Fracture morphologies of shear test specimens

圖8為不同接頭的斷口形貌，保溫1min的接頭由于焊縫基本由共晶組織組成，存在大量的金屬間化合物，接頭韌性差。斷口照片中存在大量光滑、平整的斷裂區(qū)域，呈現(xiàn)典型的脆性斷裂形貌;隨著保溫時(shí)間的增加，焊縫中金屬間化合物減少，中間層由大量固溶體組成，光滑、平整的斷裂區(qū)在斷口中減少、消失，斷口中出現(xiàn)明顯的塑性變形，斷裂形式表現(xiàn)為韌斷。

3 結(jié)論

1)采用Al中間層進(jìn)行AZ31B鎂合金的TLP連接時(shí)，隨著保溫時(shí)間的增加，接頭中金屬間化合物含量降低，接頭強(qiáng)度增加;保溫30 min時(shí)可以獲得接近固溶體化的接頭，剪切強(qiáng)度可達(dá)42.2 MPa。

2)采用Al-12Si為中間層進(jìn)行TLP連接時(shí)，隨著保溫時(shí)間的增加，Mg-Al共晶組織含量減少，但是焊縫中出現(xiàn)含硅相Mg2Si。保溫20 min時(shí)，Mg2Si含量和分布可以強(qiáng)化焊縫，接頭強(qiáng)度最高，達(dá)到47.5 MPa;保溫時(shí)間增加到30 min時(shí)，Mg2Si大量偏聚于焊縫中心，接頭性能降低。

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