金玉花，甘瑞根，陳 飛，邵慶豐，王希靖，郭廷彪

(蘭州理工大學 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世紀汽車技術的前沿和熱點，大量輕質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)現在對Mg/Al異種金屬進行直接焊接時焊合區(qū)容易產生大量的Al-Mg系金屬間化合物(Intermetallic Compounds, IMCs)。由于其具有硬脆的特性，容易導致Mg/Al異種金屬接頭處產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)現含5.1%(質量分數)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構性能的研究有利于Mg/Al異種金屬的焊接接頭的應用。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鋁合金化學成分(質量分數/%，下同)為Mg 0.96, Si 0.55, Cu 0.21, Fe 0.14, Al余量；AZ31B鎂合金化學成分為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,軸肩面內凹(內凹角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下尺寸為 120mm×15mm×4mm的拉剪試樣進行了力學性能測試，并結合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?，旋轉速率低于1400r/min時，擴散層結合的都良好，能夠形成良好的接頭。而當旋轉速率為1400r/min時，接頭界面結合較良好，但焊合區(qū)內存在明顯的隧道型孔洞。這主要因為旋轉速率的逐漸增加，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，攪拌頭的旋轉力以及塑化金屬的塑化流動的作用下進入Al側焊合區(qū)，從而導致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)現在擴散層內存在亮白的中間層，對點A經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，經電子探針點掃分析可知，在該區(qū)域內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)域內的右側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側焊合區(qū)。經擴散與凝固在Al側焊合區(qū)內存在明顯的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側的擴散層中存在大量的深灰色區(qū)域，經分析為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側到Mg側呈現稍微下降的趨勢，而Mg元素在整個擴散層中分布呈現稍微上升的趨勢，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，其結果如圖5所示。從測試的結果中可以發(fā)現，擴散層的顯微硬度要明顯高于Al和Mg兩側基體的顯微硬度。在旋轉速率超過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，其測試結果如圖6所示。隨著旋轉速率的增加，斷裂載荷呈現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。當旋轉速率過大時，熱輸入過大，擴散層Zn不足導致出現大量Al-Mg系金屬間化合物，使其接頭的力學性能惡化。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為旋轉速率為1000r/min的Al/Zn/Mg搭接擴散接頭Al側與Mg側的斷口組織形貌。在Al側存顯然，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力集中與裂紋的擴展，從而提高了界面的結合強度。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力。

在較為淺的小凹坑而Mg側斷口較為平整，呈現河流狀。因此，Al/Zn/Mg搭接擴散接頭呈現脆性斷裂。對Al側與Mg側的斷口進行XRD分析如圖9所示。分析表明，在斷口兩側的X射線射結果中均發(fā)現Al5Mg11Zn4和Mg-Zn系金屬間化合物，而在Mg側斷口處存在少量的Al與Zn但在Al側斷口卻并未發(fā)現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；(b)Mg側Fig.8 Fracture morphologies of Al/Mg/Zn joint (a)Al side;(b)Mg side

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

3 結論

(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。當旋轉速率過大時，擴散層出現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母材。中間Zn箔層可有效提高Al/Mg搭接接頭的力學性能，其最大的斷裂載荷能夠達到4.36kN，但斷口仍呈現脆性斷裂，發(fā)生在靠近Al側的擴散層上。

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