攪拌摩擦焊輔助Al/Zn/Mg接頭擴散連接

金玉花，甘瑞根，陳 飛，邵慶豐，王希靖，郭廷彪

(蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬先進加工與再利用省部共建國家重點實驗室，蘭州 730050)

汽車車身輕量化已成為21世紀汽車技術(shù)的前沿和熱點，大量輕質(zhì)材料在車身上的使用對于整車的輕量化起著舉足輕重的作用。而鋁合金與鎂合金由于比強度高，密度低，鑄造性能和加工性能好當然成為首選材料。因此，Mg/Al異種金屬實現(xiàn)良好連接成為迫在眉睫的問題。目前，隨著許多研究者對Mg/Al異種金屬連接的深入研究，發(fā)現(xiàn)在對Mg/Al異種金屬進行直接焊接時焊合區(qū)容易產(chǎn)生大量的Al-Mg系金屬間化合物(Intermetallic Compounds, IMCs)。由于其具有硬脆的特性，容易導(dǎo)致Mg/Al異種金屬接頭處產(chǎn)生裂紋而形成弱連接。因此，IMC的大量形成對Mg/Al合金接頭的力學(xué)性能有著很大的負面作用[1-3]。因此，如何控制Mg/Al異種金屬接頭組織成為提高接頭綜合性能的關(guān)鍵問題。最近，有許多研究者對其進行了研究，通過在熔焊[4-6]，電阻電焊[7-8]，擴散焊[9-11]或者其他焊接方法[12-15]的界面處添加中間層來抑制異種金屬過渡層的金屬間化合物，從而提高接頭性能。Gao等[4]利用激光焊對加入Ti夾層的Mg/Al異種金屬接頭進行了分析。發(fā)現(xiàn)Al-Mg系金屬間化合物的生成被抑制，取而代之的是Al3Ti和少量的Al8Ti2Mg3化合物。Zhang等[7]采用熱補償電阻點焊對夾入鋅箔的鎂鋁異種金屬進行了焊接。焊合區(qū)存在Mg-Zn化合物以及Al固溶體使其相比于焊合區(qū)為Mg-Al化合物的接頭性能得到了很大的提高。Liu等[9]利用不同成分的Zn箔對Mg/Al擴散偶進行了組織與性能的探究。發(fā)現(xiàn)含5.1%(質(zhì)量分數(shù))Al的Zn箔所得的接頭在MgZn2化合物中彌散地分布著細小的Al固溶體，這使得接頭的脆性能夠較低從而提高了接頭力學(xué)性能。Meshrame等[12]將Ag夾層置于AA6061和AISI 4340之間進行了摩擦焊。發(fā)現(xiàn)界面區(qū)存在具有一定韌性的Ag-Al化合物，使得其接頭的力學(xué)性能得到巨大的提高。但目前對于攪拌摩擦搭接焊(Friction Stir Lap Welding, FSLW)輔助Mg/Al異種金屬夾層擴散連接的研究仍然不多。而對在該工藝下形成的Mg/Al異種金屬擴散連接接頭進行組織結(jié)構(gòu)性能的研究有利于Mg/Al異種金屬的焊接接頭的應(yīng)用。因此本工作對AZ31B/6061合金板材中間添加夾層Zn進行了攪拌摩擦搭接焊輔助Al/Zn/Mg接頭擴散實驗，對其接頭組織與性能進行了分析。

1 實驗材料與方法

焊接實驗選用6061鋁合金和AZ31B鎂合金軋制板材，其尺寸為120mm×90mm×2mm，其6061鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%，下同)為Mg 0.96, Si 0.55, Cu 0.21, Fe 0.14, Al余量；AZ31B鎂合金化學(xué)成分為Al 3.05, Zn 1.02, Mn 0.41, Si 0.11, Mg余量。

焊前利用鋼絲刷去母材表面的氧化層，利用丙酮去除表面的油污，把100μm的Zn箔置于鋁板與鎂板之間，然后利用夾具對兩板進行固定。采用錐臺形攪拌頭進行焊接實驗。錐臺形攪拌頭基本尺寸為：軸肩直徑16mm,軸肩面內(nèi)凹(內(nèi)凹角2°)，攪拌針長度為1.8mm，攪拌針根部直徑為5mm，端部直徑為4mm。旋轉(zhuǎn)速率的范圍為600r/min到1400r/min，焊接速率恒定50mm/min，下壓量為0.2mm。攪拌摩擦搭接焊如圖1所示。將焊件經(jīng)線切割切割成金相試樣，通過砂紙磨光和拋光機拋光，使其表面無劃痕。借助掃描電鏡(SEM)對Mg/Al異種金屬焊縫處的IMC的形貌和分布進行觀察和分析。通過電子探針(EPMA)對Mg/Al異種金屬焊縫處顯微組織及元素分布進行觀察和分析。采用維氏顯微硬度儀對焊縫處進行了硬度測量，實驗載荷為25g，加載時間為15s。另外，利用拉伸試驗機對不同參數(shù)下尺寸為 120mm×15mm×4mm的拉剪試樣進行了力學(xué)性能測試，并結(jié)合X射線衍射(XRD)對斷口進行了物相分析。

圖1 攪拌摩擦輔助Al/Zn/Mg接頭擴散搭接示意圖Fig.1 Schematic diagram of friction stir-assisted diffusion bond ofAl/Zn/Mg overlap joint

2 結(jié)果與分析

2.1 Al/Zn/Mg搭接接頭組織分析

圖2(a)，(b)，(c)分別為旋轉(zhuǎn)速率為600，1000r/min以及1400r/min的Al/Zn/Mg搭接接頭宏觀形貌?？梢钥闯?，旋轉(zhuǎn)速率低于1400r/min時，擴散層結(jié)合的都良好，能夠形成良好的接頭。而當旋轉(zhuǎn)速率為1400r/min時，接頭界面結(jié)合較良好，但焊合區(qū)內(nèi)存在明顯的隧道型孔洞。這主要因為旋轉(zhuǎn)速率的逐漸增加，有利于接頭熱輸入的增加從而使得母材能夠塑化形成良好的接頭。然而，當旋轉(zhuǎn)速率過大時，焊合區(qū)的熱輸入過大，使得焊合區(qū)金屬完全達到塑化狀態(tài)，在攪拌針的攪拌與軸肩的擠壓作用下焊縫容易產(chǎn)生飛邊而使得焊合區(qū)填充的金屬不足，因此在焊合區(qū)形成隧道型孔洞。而中間層Zn箔由于熔點較低，會隨著焊合區(qū)熱輸入逐漸增加Zn箔會液化。在攪拌針的熱剪切，攪拌頭的旋轉(zhuǎn)力以及塑化金屬的塑化流動的作用下進入Al側(cè)焊合區(qū)，從而導(dǎo)致Al/Zn/Mg搭接接頭界面處擴散層變薄。

圖3為各區(qū)域的顯微組織。從圖3(a)區(qū)域1中可以發(fā)現(xiàn)在擴散層內(nèi)存在亮白的中間層，對點A經(jīng)電子探針點掃分析其成分如表1所示，該層主要為未充分擴散的Zn層。圖3(b)為區(qū)域2，在區(qū)域2中并沒有未充分擴散的Zn層的存在，經(jīng)電子探針點掃分析可知，在該區(qū)域內(nèi)存在大量非常細密的且為片層狀的Mg-Zn共晶組織。并且在該區(qū)域內(nèi)的右側(cè)存在彌散分布的第二相粗大顆粒,其成分是MgZn和Al5Mg11Zn4化合物。而在靠近Al側(cè)處存在一層明顯的過渡層如圖3(c)所示。在該過渡層存在單一的相Al5Mg11Zn4，其第二相的顆粒尺寸大約只有1μm。而第二相薄層與其相連的第二相顆粒一同構(gòu)成了連續(xù)過渡層。其最大厚度也只有不到3μm。由于液化的Zn隨著塑化金屬的流動進入到Al側(cè)焊合區(qū)。經(jīng)擴散與凝固在Al側(cè)焊合區(qū)內(nèi)存在明顯的Al，Mg和Zn的擴散層如圖3(d)所示。在圖3(e)及其局部放大圖3(f)中，由于熱輸入的增加，溫度升高，塑化的金屬流動加劇，使得在靠近Al側(cè)形成了大約為2μm的連續(xù)的Al3Mg2擴散層如圖橫虛線所示，在靠近Mg側(cè)的擴散層中存在大量的深灰色區(qū)域，經(jīng)分析為Al12Mg17金屬間化合物，主要因為熱輸入的增加，焊合區(qū)溫度升高，Al，Mg原子的擴散能力以及塑化金屬流動性增強，使得Al，Mg直接接觸后能夠迅速地形成大量Al-Mg系金屬間化合物。圖4為旋轉(zhuǎn)速率為1000r/min的Al/Zn/Mg搭接接頭擴散層的電子探針線掃描分析結(jié)果。分析表明，Al元素的分布在整個擴散層中含量都很少，且從Al側(cè)到Mg側(cè)呈現(xiàn)稍微下降的趨勢，而Mg元素在整個擴散層中分布呈現(xiàn)稍微上升的趨勢，這主要是因為攪拌摩擦搭接焊的冷卻時間較短，未能使得Al與Mg元素在擴散層中均勻地擴散。而Zn元素在擴散層中分布的較為均勻，而在靠近Al側(cè)時，由于在該區(qū)域存在Al-Zn固溶體從而使得Zn元素的含量突然升高。

圖3 不同區(qū)域的擴散層微觀組織形貌 (a)區(qū)域1；(b)區(qū)域2；(c)區(qū)域3；(d)區(qū)域4；(e)區(qū)域5;(f)區(qū)域6Fig.3 Microstructure morphology of diffusion layer in different areas(a)area 1;(b)area 2; (c)area 3;(d)area 4;(e)area 5；(f)area 6

PointAlMgZnPhaseA2．6412．1485．22ZnrichphaseB29．2342．5528．22Al5Mg11Zn4C6．8660．9132．23Mg?ZneutecticphaseD7．2149．3343．55MgZnE50．468．1141．43AlrichphaseF60．0722．3417．59AlrichphaseG30．1244．7625．12Al5Mg11Zn4H6．4563．4430．11Mg?ZneutecticphaseI62．3434．043．62Al3Mg2J31．0261．127．86Al12Mg17K34．8561．323．83Al12Mg17L17．1954．9627．85MgZn2+MgrichphaseM5．8263．3230．86Mg?ZneutecticphaseN86．673．489．85Alrichphase

2.2 Al/Zn/Mg搭接接頭力學(xué)性能分析

對攪拌摩擦焊輔助的Al/Zn/Mg搭接擴散接頭進行顯微硬度測量，其結(jié)果如圖5所示。從測試的結(jié)果中可以發(fā)現(xiàn)，擴散層的顯微硬度要明顯高于Al和Mg兩側(cè)基體的顯微硬度。在旋轉(zhuǎn)速率超過1200r/min時，由于大量Al-Mg系金屬間化合物的存在，使得該擴散層的硬度要明顯高于只有Mg-Zn系金屬間化合物的擴散層。

通過對攪拌摩擦焊輔助的Al/Zn/Mg搭接擴散接頭進行拉剪實驗，接頭的斷裂位置都在界面處，其測試結(jié)果如圖6所示。隨著旋轉(zhuǎn)速率的增加，斷裂載荷呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，其最大的載荷為4.36kN，負載-變形曲線如圖7中黑色曲線所示。這主要是因為旋轉(zhuǎn)速率較低時，擴散層存在殘留的Zn層，在拉伸過程中容易在該層斷裂。當旋轉(zhuǎn)速率過大時，熱輸入過大，擴散層Zn不足導(dǎo)致出現(xiàn)大量Al-Mg系金屬間化合物，使其接頭的力學(xué)性能惡化。圖7紅色曲線所示為無添加Zn層的Al/Mg直接攪拌摩擦搭接接頭負載-變形曲線，圖中可以看出最大載荷只有3.51kN。

圖5 Al/Zn/Mg搭接接頭顯微硬度分布Fig.5 Microhardness profiles of Al/Zn/Mg overlap joints

圖6 不同參數(shù)下Al/Zn/Mg搭接接頭斷裂載荷Fig.6 Failure load of Al/Zn/Mg overlap joints indifferent parameters

圖7 有Zn層與無Zn層的Al/Mg搭接接頭負載-變形曲線Fig.7 Failure load-displacement curves for Al/Mg joint withand without Zn interlayer

圖8為旋轉(zhuǎn)速率為1000r/min的Al/Zn/Mg搭接擴散接頭Al側(cè)與Mg側(cè)的斷口組織形貌。在Al側(cè)存顯然，Al/Mg搭接接頭在拉剪實驗過程中變形量要明顯低于Al/Zn/Mg搭接擴散接頭。這是因為Mg與Zn的晶格類型相同，在界面處生成的金屬間化合物的硬度與脆性要明顯低于Al與Mg生成的金屬間化合物，使其能夠更加有利于基體與擴散層之間力的傳遞，從而能夠有效地降低焊件的應(yīng)力集中與裂紋的擴展，從而提高了界面的結(jié)合強度。同時，鋅箔的加入也在一定程度上降低了焊接溫度，降低了接頭的殘余應(yīng)力。

在較為淺的小凹坑而Mg側(cè)斷口較為平整，呈現(xiàn)河流狀。因此，Al/Zn/Mg搭接擴散接頭呈現(xiàn)脆性斷裂。對Al側(cè)與Mg側(cè)的斷口進行XRD分析如圖9所示。分析表明，在斷口兩側(cè)的X射線射結(jié)果中均發(fā)現(xiàn)Al5Mg11Zn4和Mg-Zn系金屬間化合物，而在Mg側(cè)斷口處存在少量的Al與Zn但在Al側(cè)斷口卻并未發(fā)現(xiàn)Mg與Zn的存在。因此推斷，接頭的斷裂面主要集中在靠近Al側(cè)的擴散層區(qū)域。且Al/Zn/Mg搭接擴散接頭斷裂的主要原因仍然是由于脆性的Al5Mg11Zn4化合物層和Mg-Zn系金屬間化合物的存在。

圖8 接頭斷口形貌組織 (a)Al側(cè)；(b)Mg側(cè)Fig.8 Fracture morphologies of Al/Mg/Zn joint (a)Al side;(b)Mg side

圖9 接頭斷口XRD分析結(jié)果 (a)Al側(cè)；(b)Mg側(cè)Fig.9 X-ray diffraction pattern taken from joint fracture (a)Al side;(b)Mg side

3 結(jié)論

(1)采用攪拌摩擦焊輔助接頭擴散搭接，成功得到了成型良好的Al/Zn/Mg搭接接頭。

(2)隨著旋轉(zhuǎn)速率的增加，Al/Zn/Mg搭接接頭的Al-Zn-Mg擴散程度逐漸增加，擴散層由Al元素富集區(qū)，Al5Mg11Zn4層以及Mg-Zn共晶區(qū)組成。當旋轉(zhuǎn)速率過大時，擴散層出現(xiàn)Al-Mg系金屬間化合物。

(3)由于金屬間化合物層的存在，擴散層的硬度要明顯高于兩側(cè)母材。中間Zn箔層可有效提高Al/Mg搭接接頭的力學(xué)性能，其最大的斷裂載荷能夠達到4.36kN，但斷口仍呈現(xiàn)脆性斷裂，發(fā)生在靠近Al側(cè)的擴散層上。

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