莊志國，丁云龍，張恩誠，周正

(遼寧科技大學(xué),鞍山,114051)

0 序言

鋁及其合金因其較高的比強(qiáng)度和較強(qiáng)的耐腐蝕性等特點(diǎn)，而被廣泛應(yīng)用于汽車、軍事和航空航天等領(lǐng)域[1-4].目前，鎂是工程應(yīng)用領(lǐng)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(yè)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(jié)構(gòu)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(yīng)用已成為必然之勢[7-8].

鎂鋁異種金屬化學(xué)性質(zhì)活潑，熔點(diǎn)和熱膨脹系數(shù)等物理性能的差異，采用傳統(tǒng)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(yōu)良性能的焊接接頭[9-10]，真空擴(kuò)散焊作為一種低熱量輸入的固態(tài)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(tǒng)熔焊中易產(chǎn)生的氣孔、開裂等缺陷[11-12].國內(nèi)外學(xué)者針對真空擴(kuò)散焊實(shí)現(xiàn)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(kuò)散焊實(shí)現(xiàn)了工業(yè)純鎂Mg1 和工業(yè)純鋁Al1060 的連接，建立了鎂鋁擴(kuò)散連接金屬間化合物生長的動(dòng)力學(xué)方程.Fernandus等人[14]采用響應(yīng)曲面法優(yōu)化鎂鋁異種合金真空擴(kuò)散焊試驗(yàn)影響參數(shù)，得到了工藝參數(shù)對接頭強(qiáng)度的影響排名.馬運(yùn)柱等人[15]研究了鎂鋁真空擴(kuò)散焊界面組織隨保溫時(shí)間的演變過程，結(jié)果表明，鎂鋁異種金屬真空擴(kuò)散焊會(huì)在反應(yīng)層產(chǎn)生脆性金屬間化合物，影響接頭的力學(xué)性能.然而，目前對鎂鋁真空擴(kuò)散反應(yīng)層的研究依然不夠深入，其微觀組織形態(tài)與分布狀態(tài)隨保溫時(shí)間演變規(guī)律的相關(guān)報(bào)道依然較少.

試驗(yàn)中采用真空擴(kuò)散焊接技術(shù)實(shí)現(xiàn)鎂鋁異種金屬的連接，研究了反應(yīng)層的組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能，對鎂鋁真空擴(kuò)散反應(yīng)層的整體結(jié)構(gòu)形貌和微觀組織形態(tài)的演變規(guī)律進(jìn)行分析，對提高鎂鋁焊接接頭的力學(xué)性能，獲得高質(zhì)量的鎂鋁焊接接頭起到指導(dǎo)性作用.

1 試驗(yàn)方法

采用工業(yè)純鎂(Mg1) 和工業(yè)純鋁(Al1060)試樣進(jìn)行真空擴(kuò)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(xué)成分如表1 和表2 所示.

表1 Mg1 的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of Mg1

表2 Al1060 的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Chemical compositions of Al1060

焊接前采用SiC 砂紙對焊接面進(jìn)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(jìn)行超聲波清洗10 min 后進(jìn)行風(fēng)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(jìn)行真空擴(kuò)散焊接.焊接溫度統(tǒng)一選定為440 ℃，焊接壓力為1 MPa，升溫速率為10 ℃/min，保溫時(shí)間選定范圍為30～ 180 min，焊接前采用真空泵使?fàn)t膛內(nèi)真空度達(dá)到1 × 10?2Pa.鎂鋁擴(kuò)散焊接工藝流程如圖1 所示.使用線切割機(jī)對焊接接頭界面進(jìn)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(yīng)層位置的主要元素濃度分布；采用WDW 系列微機(jī)控制電子萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測定接頭的剪切強(qiáng)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(jìn)行研究；對焊接接頭反應(yīng)層進(jìn)行研磨拋光，采用HV-1000 型顯微硬度測試儀對兩側(cè)母材和各個(gè)反應(yīng)層的顯微硬度進(jìn)行測試，加載載荷為30 g，加載時(shí)間為15 s.

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

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 擴(kuò)散反應(yīng)層組織結(jié)構(gòu)

Mg1/Al1060 真空擴(kuò)散焊接接頭結(jié)合良好，沒有產(chǎn)生孔隙、夾雜、未熔合等缺陷，相應(yīng)位置出現(xiàn)明顯的反應(yīng)層，如圖2 所示.對反應(yīng)層的組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)保溫30 min 時(shí)，反應(yīng)層的厚度較薄，與母材的連接界面呈現(xiàn)波浪狀，未連續(xù)生成，表現(xiàn)為局部出現(xiàn)小塊島狀組織.保溫時(shí)間達(dá)到60 min時(shí)，隨著金屬原子不斷相互擴(kuò)散，反應(yīng)層的結(jié)構(gòu)與形貌均發(fā)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(shí)間的不斷延長，反應(yīng)層厚度繼續(xù)增加，其整體結(jié)構(gòu)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(kuò)散的持續(xù)進(jìn)行，保溫150 min 條件下的擴(kuò)散反應(yīng)層繼續(xù)生長，厚度繼續(xù)增大，但結(jié)構(gòu)形貌已不再發(fā)生明顯變化，趨于穩(wěn)定.繼續(xù)延長保溫時(shí)間至180 min，反應(yīng)層厚度及組織形貌相較之前均不在發(fā)生顯著的變化.由于保溫時(shí)間較長，兩側(cè)基體中鎂鋁原子的濃度梯度已大程度降低，原子的擴(kuò)散遷移速率有所減緩.

圖2 不同保溫時(shí)間下Mg1/Al1060 反應(yīng)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(shí)間下反應(yīng)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(shí)間的增加，反應(yīng)層元素分布發(fā)生明顯變化.觀察發(fā)現(xiàn)，鎂元素和鋁元素的擴(kuò)散隨著保溫時(shí)間的延長也逐漸增強(qiáng)，可見相同焊接溫度下提高保溫時(shí)間可以極大地促進(jìn)焊接頭元素?cái)U(kuò)散進(jìn)而使得反應(yīng)層厚度明顯提高.此外，可以看到反應(yīng)層界面起初是粗糙且不均勻的，隨著保溫時(shí)間增加，反應(yīng)層界面變得更加平滑，組織結(jié)構(gòu)趨于平直，原子的擴(kuò)散變得更加均勻，與上述不同保溫時(shí)間下接頭界面反應(yīng)層厚度相吻合.

圖3 不同保溫時(shí)間下Mg1/Al1060 反應(yīng)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(jìn)一步探究Mg1/Al1060 真空擴(kuò)散反應(yīng)層的組織結(jié)構(gòu)與物相成分隨保溫時(shí)間的演變過程，取不同保溫時(shí)間下制備的Mg1/Al1060 真空擴(kuò)散反應(yīng)層界面的放大形貌圖，如圖4 所示.保溫時(shí)間30 min 時(shí)界面未形成均勻連續(xù)的反應(yīng)層，為島狀組織的單層結(jié)構(gòu)，如圖4(a)所示.從圖4(b)可知，保溫時(shí)間延長至60 min，界面處生成新相，界面組織由單層演變?yōu)殡p層結(jié)構(gòu).保溫時(shí)間延長至90 min，如圖4(c)所示，鎂鋁反應(yīng)層結(jié)構(gòu)和微觀組織發(fā)生更加顯著的變化，中間相持續(xù)生長，層二演變?yōu)椴灰?guī)則的樹枝晶結(jié)構(gòu)，在較長的保溫時(shí)間下，隨著原子的充分?jǐn)U散，逐漸形成層三.圖4(d)為保溫時(shí)間為120 min時(shí)靠近Al1060 基體側(cè)的反應(yīng)層界面組織，反應(yīng)層的組織結(jié)構(gòu)不再發(fā)生變化，依然表現(xiàn)為三層結(jié)構(gòu)，并未觀察到有新相生成.對圖4(d)中標(biāo)定的A，B，C，D 點(diǎn)進(jìn)行物相成分分析，其結(jié)果分別如圖5(a)～圖5(d)所示，按照上述分析結(jié)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(qū)域的物相為Mg17Al12，較暗區(qū)域的物相為Mg 基固溶體，由此確定當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到90 min時(shí)，反應(yīng)層從鋁基體側(cè)向鎂基體側(cè)過渡依次為Mg2Al3層、Mg17Al12層、(Mg17Al12共晶層＋Mg 基固溶體)層，繼續(xù)延長保溫時(shí)間，反應(yīng)層的組織結(jié)構(gòu)和物相成分均不再發(fā)生變化.

圖4 不同保溫時(shí)間下Mg1/Al1060 反應(yīng)層組織結(jié)構(gòu)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(yīng)層特征區(qū)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(kuò)散反應(yīng)層界面組織結(jié)構(gòu)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(fā)向焊接界面擴(kuò)散的推動(dòng)力.隨著擴(kuò)散原子濃度不斷提高并達(dá)到固溶度極限，生長速率快的Mg2Al3相便會(huì)逐漸在反應(yīng)層界面生成.隨著保溫時(shí)間延長，反應(yīng)層和Mg 基體側(cè)Al 元素濃度的不斷增加，擴(kuò)散進(jìn)一步進(jìn)行，在界面生成新相Mg17Al12，反應(yīng)層由單層結(jié)構(gòu)演變?yōu)殡p層結(jié)構(gòu)，結(jié)構(gòu)形貌較為不規(guī)則，與基體的連接界面呈現(xiàn)為波浪狀.當(dāng)保溫時(shí)間進(jìn)一步延長，Mg17Al12層向Mg 側(cè)不規(guī)則生長，微觀組織演變?yōu)椴灰?guī)則的樹枝晶結(jié)構(gòu)，界面處生成新的反應(yīng)層，由Mg17Al12共晶和Mg 基固溶體組成，組織結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)為相對均勻的共晶組織，反應(yīng)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(shí)反應(yīng)層的整體結(jié)構(gòu)形貌更加均勻完整，與母材的連接界面由焊接初期不規(guī)則的波浪狀趨于均勻平直.當(dāng)原子的擴(kuò)散程度到達(dá)極限，金屬元素的濃度梯度和原子間擴(kuò)散速率已大程度降低，反應(yīng)層厚度不再發(fā)生明顯變化.

2.2 擴(kuò)散反應(yīng)層剪切強(qiáng)度

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

圖7 不同保溫時(shí)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(shí)接頭可承受的最大剪切力為1062.17 N，由于較短的保溫時(shí)間，鎂鋁原子擴(kuò)散不充分，反應(yīng)層的厚度較薄，導(dǎo)致接頭的強(qiáng)度較弱.隨著保溫時(shí)間延長至60 min，鎂鋁原子進(jìn)一步結(jié)合，擴(kuò)散反應(yīng)層的厚度逐漸增大，組織結(jié)構(gòu)更加均勻致密，接頭的強(qiáng)度有了極為明顯的提高.當(dāng)保溫時(shí)間進(jìn)一步延長時(shí)，鎂鋁原子的擴(kuò)散程度和反應(yīng)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(dǎo)致接頭的強(qiáng)度迅速降低，雖然時(shí)間的增加有利于原子的擴(kuò)散，進(jìn)一步增強(qiáng)基體的連接程度，但是大量脆性化合物生成所降低的強(qiáng)度遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過了原子擴(kuò)散所提高的強(qiáng)度，所以隨著時(shí)間繼續(xù)延長接頭可承受的最大剪切力逐漸降低，當(dāng)保溫時(shí)間到達(dá)180 min 時(shí)，接頭可承受的最大剪切力僅為709.63 N.

2.3 擴(kuò)散反應(yīng)層斷口形貌

圖8 為不同保溫時(shí)間下制備的焊接接頭拉伸之后Al 側(cè)的斷口形貌.由圖8(a)可知，保溫30 min的斷口較多位置出現(xiàn)塊狀的突起物，圖8(b)保溫時(shí)間延長到60 min 時(shí)，塊狀突起物彼此間進(jìn)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(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征.圖8(c)為保溫時(shí)間達(dá)到90 min時(shí)的Al 側(cè)斷口形貌，斷口表面出現(xiàn)清晰的河流狀特征，呈現(xiàn)為致密的層狀組織，表現(xiàn)出解理斷裂特征.圖8(d)，8(e)分別為保溫120 min 和150 min 鋁側(cè)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(fā)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(xù)的高溫作用下，母材晶粒嚴(yán)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(dǎo)致斷裂實(shí)際發(fā)生在鎂基體處.

圖8 不同保溫時(shí)間下Al 側(cè)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(fā)生明顯擴(kuò)散，推斷有鎂鋁金屬間化合物的形成，根據(jù)能譜結(jié)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(jié)果表明，充分?jǐn)U散后Mg2Al3相廣泛分布在斷口表面，說明斷裂發(fā)生在靠近鋁基體一側(cè)的Mg2Al3反應(yīng)層處.

表3 斷口不同位置處的元素成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 3 Elemental compositions at different locations of the fracture

2.4 擴(kuò)散反應(yīng)層顯微硬度

如圖9 所示為基體和各個(gè)反應(yīng)層的顯微硬度數(shù)值，可以看到各個(gè)反應(yīng)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(dá)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(cè)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(gè)擴(kuò)散反應(yīng)層要小得多.對鎂鋁反應(yīng)層而言，各個(gè)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(shí)間對接頭硬度的影響是呈正相關(guān)的.

圖9 基體與各個(gè)擴(kuò)散反應(yīng)層顯微硬度Fig.9 Microhardness of the matrix and individual diffusion reaction layers

2.5 擴(kuò)散反應(yīng)層耐腐蝕性

圖10 和表4 為各反應(yīng)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(shù)據(jù).Mg1基體的陰極反應(yīng)最為突出，腐蝕電位遠(yuǎn)小于Al1060 和各個(gè)反應(yīng)層的腐蝕電位,即Al1060 和各個(gè)接合層的耐腐蝕性要明顯優(yōu)于Mg1.5 種試樣的腐蝕電流密度由大到小排序?yàn)镸g1、(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(qiáng)，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(huán)境中，Mg 基體表面質(zhì)量將受到很大影響，而中間相表現(xiàn)出相對較強(qiáng)的耐腐蝕性和較低的腐蝕速率.

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

表4 基體與擴(kuò)散反應(yīng)層線性極化數(shù)據(jù)Table 4 Linear polarization data of matrix and each diffusion bonding layer in 3.5% NaCl solution

測試結(jié)果表明，在含有氯離子的腐蝕性環(huán)境中Mg1 基體表現(xiàn)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(yōu)于Mg1 基體.

3 結(jié)論

(1)真空擴(kuò)散焊接Mg1/Al1060 在接合處生成擴(kuò)散反應(yīng)層.反應(yīng)層的組織結(jié)構(gòu)和成分隨保溫時(shí)間延長會(huì)發(fā)生明顯變化，保溫30 min 時(shí)，擴(kuò)散反應(yīng)層呈現(xiàn)為單層結(jié)構(gòu)，由Mg2Al3相組成；保溫時(shí)間達(dá)到60 min 時(shí)；界面會(huì)生成Mg17Al12新相，擴(kuò)散反應(yīng)層由單層結(jié)構(gòu)演變?yōu)殡p層結(jié)構(gòu)；當(dāng)保溫時(shí)間延長至90 min 時(shí)，反應(yīng)層演變?yōu)槿龑咏Y(jié)構(gòu)，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(qiáng)度隨保溫時(shí)間的延長呈現(xiàn)先上升后降低的趨勢，在保溫60 min 時(shí)接頭可承受的剪切力達(dá)到最大，為1245.7 N.斷裂發(fā)生在靠近鋁基體一側(cè)的擴(kuò)散反應(yīng)層處，且充分?jǐn)U散后Mg2Al3相廣泛分布在斷口表面；擴(kuò)散反應(yīng)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(xiàn)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?yàn)镸g1、(Mg17Al12共晶+Mg 基固溶體)層、Mg2Al3層、Mg17A12層、Al1060.此外，與Mg1相比，所有反應(yīng)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(dāng).