鎂鋁異種金屬TIG焊接頭性能的研究

劉政軍，宮 穎，蘇允海

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870)

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鎂鋁異種金屬TIG焊接頭性能的研究

劉政軍，宮 穎，蘇允海

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870)

采用TIG焊對鎂和鋁分別以鋁焊絲和鋅焊絲作為填充金屬進行異種焊接，利用掃描電鏡(SEM)、X射線衍射(XRD)及顯微硬度計等設(shè)備對其組織和性能進行分析和比較。結(jié)果表明：鋁絲焊接時，Mg側(cè)過渡區(qū)清晰可見，寬度約為300μm，鎂鋁元素相互擴散在過渡區(qū)形成Mg17Al12和Al3Mg2，此金屬間化合物的生成使接頭容易發(fā)生斷裂。采用鋅絲焊接時，鎂鋅界面清晰，鋅鋁過渡區(qū)為寬度約2μm的固溶體層，Zn元素的存在可有效阻止鎂鋁元素的相互擴散，減小過渡層的厚度，阻止金屬間化合物的形成。

鎂合金；鋁合金；焊接；擴散

鋁及鎂以其優(yōu)良的金屬特性被廣泛應用于國防、航天、汽車、電力、機械加工等各個行業(yè)領(lǐng)域中，是實用金屬中密度最輕的兩種金屬[1]。鎂、鋁及其合金具有優(yōu)良的加工性能、耐蝕性、導電性、導熱性，特別是鎂及其合金較好的電磁屏蔽性使其在高新技術(shù)領(lǐng)域中不斷被應用[2,3]，是21世紀最有發(fā)展?jié)摿Φ慕饘僦?。因此，鎂鋁焊接成為材料研究領(lǐng)域的重要方向。但是鎂和鋁合金的材質(zhì)、物理性能、化學性能存在差別，焊接性較差，使鎂、鋁及其合金很難焊在一起，并且鎂與鋁比較活潑，易氧化，容易生成氧化物，膨脹系數(shù)差異大，會產(chǎn)生較大的熱應力，焊接時易產(chǎn)生裂紋，氣孔及變形等焊接缺陷，又由于鎂鋁的相互溶解度小，在焊縫中易形成大量的Mg-Al系金屬間化合物[4]，影響焊接接頭性能[5,6]。

目前鎂鋁焊接方法主要包括鎢極氬弧焊[7,8]，脈沖鎢極氬弧焊[9]，激光焊[10,11]，爆炸焊[12]真空擴散焊[13]，攪拌摩擦焊[6,14]等焊接方法。鎂鋁焊接時會生成脆性的金屬間化合物[15]，而降低過渡層的寬度能有效地抑制金屬間化合物的生成，Liu等[16]發(fā)現(xiàn)TIG焊時Zn元素能夠阻止鎂和鋁元素的相互擴散，控制金屬間化合物的生成，提高焊接接頭的性能。趙麗敏等[17]采用Zn夾層在356℃溫度下對鎂和鋁異種金屬進行擴散焊連接，能夠改善焊接接頭性能。

考慮到TIG焊工藝成熟，成本較低，操作相對簡便，熱影響區(qū)較窄，接頭力學性能和耐腐蝕性能較高等優(yōu)點，本工作以鎂合金和純鋁為研究對象，利用TIG焊焊接技術(shù)進行鎂合金和純鋁異種焊接，嘗試添加鋁焊絲和鋅焊絲進行研究，對Al焊絲和鋅焊絲焊接接頭界面的微觀組織，界面附近元素的擴散行為，力學性能和斷口分別進行對比分析和研究，以改善焊接界面，提高焊接性能。

1 實驗材料與方法

實驗采用母材為AZ31B鎂板和純鋁板，尺寸均為90mm×40mm×5mm，Zn焊絲規(guī)格為φ2.5mm。

表1 AZ31B鎂合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

表2 純鋁的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

因為鎂板和鋁板易氧化，表面生成氧化物，首先用砂紙將鎂板和鋁板打磨干凈，去除表面生成的氧化膜，再分別用丙酮和酒精試劑擦拭待焊表面油污部位，并在超聲波中清洗，最后用鎢極氬弧焊分別對鎂合金AZ31和純鋁進行添加Al焊絲和Zn焊絲焊接。選擇型號為WSE-500的鎢極氬弧焊焊機，焊接過程為手動送絲的半自動焊，鎢極作電極，氬氣作保護氣體。焊接工藝參數(shù)設(shè)定為：焊接電流100A，氬氣流量11L/min，焊接速率75cm/min，導電嘴直徑為10mm，鎢極直徑為2mm。焊接采用交流電源，以達到對氧化物的“陰極破損”作用，獲得優(yōu)良的焊接接頭。

焊接之后在接頭部位切取15mm×15mm×5mm大小的試樣進行打磨拋光。通過掃描電鏡(Quanta 600)和能譜儀對其顯微組織及元素分布進行觀察和分析，采用顯微硬度計(LM247AT)對焊接試樣進行顯微硬度測試，采用X射線衍射(XRD-7000)分析其中的相組成。

2 結(jié)果與分析

2.1 鋁絲焊接

圖1(a)為填Al絲焊接時試樣示意圖，圖1(b)為顯微組織形貌和EDS線掃描曲線圖，從圖中可見，Mg基體與焊料界面清晰，存在明顯的一層寬度約為300μm的過渡層，其組織形貌不同于兩側(cè)母材，靠近Mg母材側(cè)界面處有一系列樹枝晶結(jié)構(gòu)的組織，沿著垂直于鎂基體一側(cè)的界面向焊縫內(nèi)部延伸生長，從EDS線掃描曲線可以看出，Mg和Al的含量呈現(xiàn)規(guī)律性的變化，并且對應出現(xiàn)四個典型區(qū)域，在區(qū)域Ⅰ，Al含量非常高，Mg元素含量極少，對應于Al絲焊縫區(qū)。到區(qū)域Ⅱ，Mg含量急劇升高，對應Al含量則急劇下降，這種元素含量的急劇變化說明區(qū)域Ⅱ中為化合物相；在整個區(qū)域Ⅱ中，隨著與Mg側(cè)距離縮短，Mg含量緩慢平穩(wěn)上升，Al含量則對應下降，此區(qū)域?qū)^渡區(qū)中的焊縫區(qū)側(cè)，元素的緩慢變化說明此化合物相能夠固溶一定量的Mg元素和Al元素。到區(qū)域Ⅲ后又出現(xiàn)一個相對穩(wěn)定的平臺，這其中元素含量變化非常緩慢，對應于過渡區(qū)中的Mg側(cè)，說明此處的枝晶組織為一種固溶度較小的中間化合物，到區(qū)域Ⅳ后Mg含量又急劇上升，對應于Mg基體側(cè)，并且其中幾乎不含Al元素。根據(jù)Mg-Al合金二元相圖可知，室溫時Mg與Al元素相互溶解度較低，并且其中包含多種中間化合物。將試樣在過渡區(qū)域打斷并對表面打磨后(位置A)進行XRD衍射分析，結(jié)果如圖2所示，過渡區(qū)共包含兩種中間化合物，分別為：Mg17Al12和Mg2Al3。結(jié)合前面分析可知，區(qū)域Ⅱ為Mg2Al3相，區(qū)域Ⅲ的枝晶組織為Mg17Al12相。

圖1 鋁絲焊接的Mg側(cè)顯微組織和EDS線掃描 (a)焊接試樣 示意圖；(b)圖(a)中過渡區(qū)域附近SEM照片及EDS線掃描Fig.1 Microstructure and line scan near the Mg substrate with aluminum wire welding (a)welding specimen schematic diagram； (b)SEM photos and line scan of the transition region in fig.(a)

圖2 Al絲焊接過渡區(qū)A處XRD圖譜， 插圖為對應區(qū)域放大像Fig.2 XRD pattern in the A transition zone. The inset shows the enlarged view of the corresponding area

利用顯微硬度計對過渡區(qū)附近進行顯微硬度測試，分別對圖1中所示焊縫區(qū)、過渡區(qū)和Mg側(cè)進行3次顯微硬度測試，然后取平均值，所得顯微硬度值分布如圖3所示。過渡區(qū)顯微硬度在約140HV左右，明顯高于兩側(cè)焊縫區(qū)和基體的顯微硬度，即過渡區(qū)的金屬間化合物相為硬脆相。Mg基體和焊縫區(qū)分別與過渡區(qū)的界面處顯微硬度則居于中間。另外，鋁基體側(cè)的顯微硬度比鎂合金基體側(cè)的硬度低，波動大，這主要是因為焊縫區(qū)組織不夠均勻，存在成分和結(jié)構(gòu)上的波動，而Mg基體側(cè)為母材，組織均勻。過渡區(qū)的這種硬脆化合物不易變形，在承受載荷后難以隨母材發(fā)生均勻變形，就會導致過渡區(qū)與基體之間應力集中，最終在界面處發(fā)生破壞，這對材料整體性能的發(fā)揮起到很大的限制作用。

圖3 鋁絲焊接時過渡區(qū)附近顯微硬度(插圖所示 為Mg基體與過渡區(qū)界面處顯微硬度壓痕形貌)Fig.3 Microhardness near the transition zone with aluminum wire welding(the inset shows the morphology of the indentation at the interface between the Mg substrate and the transition zone )

圖4所示為Al側(cè)顯微組織的背散射照片與元素分布，焊縫區(qū)與Al基體結(jié)合很好，從襯度可見，元素基本沒有變化，EDS線掃描顯示焊縫區(qū)中有少量Mg元素的溶解。此外，焊縫區(qū)與Al基體間沒有過渡區(qū)，界面附近的顯微硬度也未發(fā)現(xiàn)明顯變化。

圖4 鋁絲焊接的Al側(cè)顯微組織和EDS線掃描(插圖所示 為Al基體與焊縫區(qū)界面處顯微硬度壓痕形貌)Fig.4 Microstructure and line scan near the Al substrate with aluminum wire welding(the inset shows the morphology of the indentation at the interface between the Al substrate and the weld zone)

2.2 鋅絲焊接

圖5(a)所示為采用Zn焊絲焊接試樣示意圖，圖5(b)為靠近Al基體側(cè)顯微組織和EDS線掃描，在Al基體和焊縫區(qū)之間存在約5μm的一薄層組織不同的過渡區(qū)，從EDS及局部放大像可見，過渡區(qū)主要成分為Al和Zn，而Mg含量極低。由Al-Zn二元相圖可知，Al，Zn之間在室溫不存在中間化合物，熔點高、原子半徑小的元素易向熔點低、原子半徑大的元素擴散，鋁的熔點為660.32℃，半徑為125pm，鋅的熔點為419.53℃，半徑為135pm，即鋁元素易向鋅元素擴散。因此可推斷，此過渡層為Al基體向焊縫區(qū)擴散形成的固溶體層。這可以有效減弱受力時的應力集中，降低焊接接頭脆斷的可能，提高材料整體性能。

圖5 鋅絲焊接的Al側(cè)顯微組織和EDS線掃描 (a)焊接試樣 示意圖；(b)圖(a)中過渡區(qū)域附近SEM照片和EDS線掃描Fig.5 Microstructure and line scan near the Al substrate with zinc wire welding (a) welding specimen schematic diagram； (b)SEM photos and line scan of the transition region in fig.(a)

從鎂側(cè)顯微組織和線掃描(圖6)可看出，Mg基體與焊縫區(qū)之間界面清晰，不存在明顯的過渡區(qū)，也即沒有脆性化合物層的生成。對焊縫區(qū)(位置A)進行XRD分析，結(jié)果如圖7所示。焊縫區(qū)主要反應產(chǎn)物為MgZn2和Zn，而沒有含Al相生成，即Al基體的溶解主要發(fā)生在Al側(cè)界面處。

焊接裂紋通常由脆性反應物層與基體或焊縫之間的界面處產(chǎn)生，Zn絲焊明顯阻止了Mg-Al中間化合物的產(chǎn)生，抑制了界面脆性反應層的形成，這極大地改善了界面結(jié)合強度。雖然MgZn2屬于高硬度脆性化合物，但其彌散分布的特點使其不能形成連續(xù)的脆性層，這極大地抑制了裂紋的擴展，使得應力集中更易形成眾多的微裂紋而不是貫穿的破壞性裂紋，對材料性能的提高極為有利。

對焊縫區(qū)附近進行顯微硬度測試，結(jié)果如圖8所示?？拷麬l側(cè)焊縫區(qū)顯微硬度在約200HV左右，靠近Mg側(cè)焊縫區(qū)硬度略高，波動性也更大，這正是靠近Mg側(cè)焊縫區(qū)硬性化合物的彌散分布造成的。靠近Al基體側(cè)過渡區(qū)顯微硬度則介于Al基體和焊縫區(qū)之間，并且更靠近Al基體硬度，這對基體與焊縫之間的受力起到很好的應力傳遞作用，能夠減緩應力集中和裂紋的擴展，對焊接接頭性能提高發(fā)揮重要的作用。

圖6 鋅絲焊接的Mg側(cè)顯微組織和EDS線掃描Fig.6 Microstructure and line scan near the Mg substrate with zinc wire welding

圖7 焊縫區(qū)A處XRD譜圖Fig.7 XRD pattern of zone A

圖8 鋅絲焊接時焊縫附近顯微硬度Fig.8 Microhardness near the weld zone with zinc wire welding

3 結(jié)論

(1)采用TIG焊接工藝對鎂鋁填鋁絲焊接時，在靠近Mg側(cè)的寬度約300μm的過渡層中形成Mg17Al12和Mg2Al3金屬間化合物，導致焊接接頭容易斷裂，靠近Al側(cè)界面結(jié)合較好。

(2)采用TIG焊填鋅絲焊接時，靠近鋁側(cè)的反應層由寬度約5μm的固溶體層連接起來，焊接接頭性能良好，靠近鎂側(cè)沒有反應層形成，界面結(jié)合良好，接頭性能得到改善。

(3)填鋅絲焊接時，鋅作為夾層金屬的存在，有效阻止了鎂鋁系化合物的形成，鎂與鋅生成的MgZn2中間相彌散分布于焊縫中，對焊接接頭性能不利但影響不顯著。

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Study on Characteristics in TIG Welded Joint ofMg/Al Dissimilar Materials

LIU Zheng-jun，GONG Ying，SU Yun-hai

(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

TIG welding was carried out to weld aluminum and magnesium by using aluminum and zinc wires, respectively. The microstructures and properties were analyzed by scanning electron microscope (SEM), X-ray diffraction (XRD) and microhardness tester. The result shows that an obvious transition region with the width of about 300μm is clearly visible at Mg side while using aluminum wire. Besides, the interdiffusion between magnesium and aluminum results in the presence of fragile Mg17Al12and Al3Mg2intermetallics in the transition region, which makes the interface of the welded joint easy to fracture. Whereas, the interface between magnesium and zinc is clear and a solid solution layer with width of about 2μm is generated in the transition region between zinc and aluminum while using zinc wire. The existence of zinc prevents the interdiffusion between magnesium and aluminum and decreases the thickness of the transition region effectively, which restrains the formation of intermetallics.

magnesium alloy;aluminum alloy;weld;diffusion

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.03.004

TG457.1

A

1001-4381(2015)03-0018-05

遼寧省自然科學基金資助項目(20072041)

2013-06-01；

2014-05-05

劉政軍(1962-)，男，教授，博士，主要從事焊接冶金、特種焊接材料及表面強化方向的研究，聯(lián)系地址：沈陽經(jīng)濟技術(shù)開發(fā)區(qū)沈遼西路111號沈陽工業(yè)大學材料科學與工程學院(110870)，E-mail:liuzhengjun1962@163.com