謝吉林，汪洪偉，陳玉華，劉文闊，張?bào)w明，王善林

（南昌航空大學(xué)江西省航空構(gòu)件成形與連接重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南昌 330063）

由于鋁合金具有低密度、高比強(qiáng)度、良好的耐蝕性及可加工性，被廣泛應(yīng)用在交通運(yùn)輸行業(yè)[1–2]。而鎂合金作為一種輕質(zhì)金屬，具有出色的比強(qiáng)度、良好的焊接性、耐蝕性及可回收性[3]。鋁/鎂異種金屬?gòu)?fù)合結(jié)構(gòu)能夠極大減輕構(gòu)件的重量，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。但是由于兩種合金的物理化學(xué)性質(zhì)相差較大，使用傳統(tǒng)熔焊工藝進(jìn)行焊接時(shí)焊縫極易出現(xiàn)氣孔、裂紋等缺陷；同時(shí)，脆性金屬間化合物的產(chǎn)生也進(jìn)一步削弱了接頭的力學(xué)性能[4–5]。

攪拌摩擦焊作為一種固態(tài)焊接工藝，其熱輸入較低且焊縫金屬通常能夠有效避免熔化產(chǎn)生的大量脆性金屬間化合物相[6]。然而由于攪拌摩擦過(guò)程中的摩擦加熱和熱塑性變形，鋁/鎂異種攪拌摩擦焊接頭中不可避免會(huì)形成Al3Mg2（γ 相）、Al12Mg17（β 相）等金屬間化合物[7–8]。材料的混合程度以及熱輸入是影響攪拌摩擦焊接頭成形的兩個(gè)重要因素。國(guó)內(nèi)外相關(guān)研究通過(guò)水冷、超聲振動(dòng)等輔助手段控制焊接過(guò)程中的熱輸入，獲得了成形較好的鋁/鎂異種合金攪拌摩擦焊接頭，但焊縫界面處存在的金屬間化合物依然是導(dǎo)致接頭力學(xué)性能降低的主要因素[9–11]。

Chang 等[12]通過(guò)添加Ni 過(guò)渡層制備了激光–攪拌摩擦焊復(fù)合接頭，使焊縫中形成了脆性較低的Ni基化合物，有效抑制了Al12Mg17等脆性金屬間化合物的生成，提高了接頭的強(qiáng)度。Gu 等[13]利用超聲波點(diǎn)焊技術(shù)和Zn 過(guò)渡層獲得了Al/Mg異種金屬接頭，并深入研究了接頭界面結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能，研究結(jié)果表明，Zn 過(guò)渡層的添加阻礙了鋁/鎂合金之間的元素?cái)U(kuò)散，避免了高脆性Al–Mg 系金屬間化合物相的形成；焊縫中生成了性能較好、脆性更低的Mg–Zn 系金屬間化合物和Al–Zn 固溶體。Zhang[14]和Gao[15]等使用Zn 作為過(guò)渡層材料，分別制備了MIG 和TIG 異種鋁/鎂合金搭接接頭；研究發(fā)現(xiàn)，Zn 過(guò)渡層的加入改善了鋁/鎂合金接頭中形成的金屬間化合物相，提高接頭的力學(xué)性能。因此，在鋁/鎂異種合金焊接中，添加的Zn 過(guò)渡層可以與Al 形成固溶體，阻礙鋁/鎂合金之間的元素互擴(kuò)散，避免形成粗大的Al–Mg 系金屬間化合物，從而改善焊縫組織并提高接頭性能[16]。

由于釬焊的焊接效率高，操作簡(jiǎn)便且焊接工藝易于控制，因此本文在采用攪拌摩擦焊技術(shù)的同時(shí)使用釬焊輔助，在鋁/鎂合金之間預(yù)置鋅釬料，制備鋁/鎂異種攪拌摩擦點(diǎn)焊–釬焊復(fù)合接頭，研究了焊接參數(shù)對(duì)復(fù)合接頭拉伸剪切性能的影響，并對(duì)接頭點(diǎn)焊區(qū)和釬焊區(qū)的形成機(jī)理進(jìn)行了詳細(xì)分析。

1 試驗(yàn)及方法

本研究選用3 mm 厚熱軋態(tài)2A14 鋁合金和AZ31 鎂合金作為試驗(yàn)材料，通過(guò)線切割加工成尺寸規(guī)格為80 mm×40 mm 的焊接試樣。釬料選用0.5 mm 厚的鋅箔，純度為99.99%。試驗(yàn)材料的主要化學(xué)成分如表1 所示。為了使鋅釬料與母材充分潤(rùn)濕，防止鋁/鎂合金表面污染物對(duì)焊接過(guò)程產(chǎn)生不利影響，焊接前在丙酮溶液中對(duì)鋁/鎂合金和鋅釬料進(jìn)行脫脂處理，使用蒸餾水沖洗后，用酒精擦拭、吹干。

表1 試驗(yàn)材料化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of test materials (mass fraction) %

本研究采用奈爾斯西蒙斯赫根賽特中機(jī)有限公司生產(chǎn)的CMTJ2068 型攪拌摩擦焊機(jī)床設(shè)備。焊接過(guò)程中所使用的攪拌頭尺寸如圖1 所示。采用搭接的形式對(duì)試樣進(jìn)行焊接，將鋁合金置于最上側(cè)，鎂合金置于最下側(cè)，鋅釬料置于鋁/鎂合金之間。參考文獻(xiàn)[17]研究表明，鋁合金具有比鎂合金更好的塑性變形能力，能夠形成良好的幾何界面特征（如彎鉤狀等），使接頭獲得更高的拉剪強(qiáng)度；且當(dāng)使用鎂合金作為頂板時(shí)，焊接速度必須很低，可獲得的參數(shù)范圍很窄。因此，當(dāng)鋁合金板材置于頂部時(shí)，更容易獲得良好的焊接接頭。預(yù)試驗(yàn)確定攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為950 r/min，通過(guò)改變軸肩下壓量（0～1 mm）獲得不同參數(shù)下的鋁/鎂異種合金攪拌摩擦點(diǎn)焊–釬焊復(fù)合接頭。

圖1 攪拌頭實(shí)物和尺寸示意圖Fig.1 Physical and dimensional schematic diagram of mixing head

使用線切割機(jī)沿圓形點(diǎn)焊中心位置截取金相試樣，其取樣位置如圖2 所示。熱鑲嵌后，采用砂紙對(duì)試樣進(jìn)行打磨，然后進(jìn)行拋光處理。鋁合金側(cè)使用Keller 試劑（HNO3：HCL：HF：H2O=2.5 mL：1.5 mL：1 mL：95 mL）進(jìn)行腐蝕，鎂合金側(cè)采用硝酸酒精溶液（HNO3：C2H5OH=4 mL：96 mL）進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為5～10 s。利用配備有能譜儀（EDS）的日立SU1510 型掃描電子顯微鏡和MR5000 型倒置金相顯微鏡對(duì)焊縫不同區(qū)域的微觀形貌、化學(xué)成分進(jìn)行分析。采用X 射線衍射儀（Rigaku rapid，IIR）對(duì)接頭不同區(qū)域進(jìn)行物相標(biāo)定。

圖2 金相試樣截取位置和橫截面區(qū)域劃分示意圖Fig.2 Metallographic sample interception position and schematic diagram of cross-sectional area division

采用美特斯Exceed40 系列微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)接頭進(jìn)行拉伸剪切性能測(cè)試，拉伸剪切速率為0.5 mm/min。對(duì)同一參數(shù)的接頭分別選取3 個(gè)試樣進(jìn)行測(cè)試，取其平均值。拉伸剪切試樣的尺寸如圖3 所示。

圖3 拉伸剪切試樣尺寸示意圖（mm）Fig.3 Schematic diagram of the dimensions of tensile shear specimens (mm)

2 結(jié)果與討論

根據(jù)接頭橫截面的宏觀形貌，接頭主要由攪拌區(qū)（Stir zone，SZ）、熱力影響區(qū)（Thermal-mechanical affected zone，TMAZ）、熱影響區(qū)（Heat affected zone，HAZ）、母 材 區(qū)（Base material，BM）4 個(gè)部分組成[18]。當(dāng)攪拌針插入板材時(shí)，部分材料從攪拌針邊緣擠出；由于軸肩存在凹槽結(jié)構(gòu)，溢出材料被限制在軸肩區(qū)域。搭接焊縫區(qū)域可分為點(diǎn)焊區(qū)和釬焊區(qū)，點(diǎn)焊區(qū)由搭接攪拌摩擦點(diǎn)焊形成，而釬焊區(qū)是鋅釬料在下壓力與熱輸入的共同作用下形成，主要集中在熱力影響區(qū)。由于鋁/鎂合金與鋅釬料的熔點(diǎn)各不相同，在相同的熱輸入下，鋅釬料首先發(fā)生熔化，隨后鋁/鎂合金發(fā)生塑性變形，在壓力的作用下形成焊接接頭。熱輸入的變化會(huì)使焊接接頭金屬流動(dòng)變得復(fù)雜，為了研究接頭成形規(guī)律，下面對(duì)接頭各個(gè)區(qū)域的微觀組織與化學(xué)成分進(jìn)行分析。

圖4 中Ⅰ區(qū)（攪拌區(qū)）的界面微觀組織如圖5 所示。鋁/鎂合金界面區(qū)出現(xiàn)了明顯的分層，為了分析界面區(qū)域的化學(xué)成分，對(duì)其進(jìn)行EDS點(diǎn)掃分析，其EDS 點(diǎn)掃結(jié)果如表2所示。根據(jù)EDS 點(diǎn)掃結(jié)果，攪拌區(qū)界面中間層主要由Al、Mg 元素組成，Zn 元素含量較低；由此推斷該處可能主要由Al–Mg 系金屬間化合物組成。由于攪拌區(qū)靠近攪拌針，焊接過(guò)程中鋅釬料熔化至液態(tài)，在焊接壓力的作用下被擠出，導(dǎo)致界面中間層的Zn 元素含量較少。Al、Mg 元素直接接觸，生成了Al–Mg 系金屬間化合物?？拷X合金側(cè)的中間層主要由Al3Mg2相組成，靠近鎂合金側(cè)的中間層主要由Al12Mg17相組成。由于少量鋅釬料的存在，在該區(qū)域還生成了MgZn、MgZn2兩種化合物相[16]。

圖4 接頭橫截面宏觀形貌Fig.4 Macroscopic morphology of joint cross section

圖5 圖4 中Ⅰ區(qū)（攪拌區(qū)）微觀組織及EDS 點(diǎn)掃位置Fig.5 Microstructure and EDS spot scanning position of Ⅰ zone (stir zone) in Fig.4

表2 圖5（b）中EDS 點(diǎn)掃結(jié)果（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）Table 2 EDS spot scanning results in Fig.5 (b) (atomic fraction) %

圖4 中Ⅱ區(qū)（攪拌區(qū)與熱力影響區(qū)過(guò)渡區(qū)域）的微觀組織如圖6 所示。該區(qū)域中的鋅釬料大部分被擠出，中間層厚度不均勻，主要包括靠近鋁合金側(cè)的上層組織以及靠近鎂合金側(cè)的下層組織。對(duì)過(guò)渡區(qū)域的界面中間層進(jìn)行EDS 點(diǎn)掃分析，其EDS 點(diǎn)掃結(jié)果如表3 所示。推斷該中間層可能主要由Mg–Zn 系金屬間化合物組成。經(jīng)過(guò)分析，其主要為Mg2Zn 相和Mg7Zn3相。

圖6 圖4 中Ⅱ區(qū)（攪拌區(qū)與熱力影響區(qū)過(guò)渡區(qū)域）微觀組織及EDS 點(diǎn)掃位置Fig.6 Microstructure and EDS spot scanning position of Ⅱ zone (transition zone between stir zone and thermal-mechanical affected zone) in Fig.4

表3 圖6（b）EDS 點(diǎn)掃結(jié)果（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）Table 3 EDS spot scanning results in Fig.6 (b) (atomic fraction) %

熱力影響區(qū)主要受熱和力的作用，主要表現(xiàn)為在鋁/鎂合金界面處的鋅釬料熔化，與板材發(fā)生冶金反應(yīng)，從而實(shí)現(xiàn)上下板材的連接。圖4中Ⅲ區(qū)（熱力影響區(qū)）的微觀形貌及EDS 面掃結(jié)果如圖7 所示，可以看出，界面中間層主要分為兩層，在掃描電鏡背散射模式下，靠近鋁合金側(cè)較亮，而靠近鎂合金側(cè)較暗，并且鋁/鋅界面接近平直，而鋅/鎂界面呈現(xiàn)出明顯的波浪狀界面形貌。對(duì)該區(qū)域進(jìn)行EDS 面掃分析，當(dāng)元素分布的顏色襯度較大時(shí)，可以明顯觀察到其中的元素分布情況。中間層區(qū)域主要由Zn 元素組成，靠近鋁合金側(cè)的Zn 元素含量高于鎂合金側(cè)。同時(shí)，中間還存在少量Mg 元素，從鎂合金側(cè)到鋁合金側(cè)鎂元素的含量逐漸減少。

圖7 圖4 中Ⅲ區(qū)（熱力影響區(qū)）微觀形貌及EDS 面掃結(jié)果Fig.7 Micro-morphology and EDS surface scanning results of Ⅲ zone(thermal-mechanical affected zone) in Fig.4

為了分析熱力影響區(qū)的具體元素成分，對(duì)其進(jìn)行EDS 點(diǎn)掃分析（圖8），其分析結(jié)果如表4 所示。在鋁合金/Zn 中間層界面上生成了明顯的過(guò)渡層，其主要由MgZn2相和富Al固溶體組成?？拷X合金側(cè)的Zn 中間層中，Al、Zn 原子間發(fā)生相互擴(kuò)散，形成了MgZn2相和富Zn 固溶體。而在靠近鎂合金側(cè)的Zn 中間層區(qū)域，主要由Mg7Zn3相組成，此外還生成了島狀分布的不規(guī)則MgZn 第二相，如圖8 所示。

圖8 熱力影響區(qū)中間層區(qū)域微觀組織與EDS 點(diǎn)掃位置Fig.8 Microstructure and EDS spot scanning position of intermediate layer in thermal-mechanical affected zone

表4 圖8 EDS 點(diǎn)掃結(jié)果（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）Table 4 EDS spot scanning results in Fig.8 (atomic fraction) %

由圖9 可知，在接頭熱影響區(qū)的中間層有一條明顯的分界線。結(jié)合表5 中的EDS 點(diǎn)掃分析結(jié)果，分界線上側(cè)靠近鋁合金處主要由Zn 元素組成，鋅釬料保持原有狀態(tài)。在分界線下側(cè)靠近鎂合金處主要由MgZn2相組成，靠近鎂合金側(cè)邊緣處的Mg7Zn3區(qū)縮小，其中仍然存在少量的MgZn 相。在焊接過(guò)程中，隨著溫度的不斷升高，達(dá)到了Mg、Zn 元素的反應(yīng)溫度，靠近鎂合金側(cè)的鋅釬料與鎂合金板材發(fā)生反應(yīng)生成了Mg7Zn3相。隨著溫度繼續(xù)升高，Mg元素繼續(xù)向鋅釬料擴(kuò)散，反應(yīng)生成了MgZn2相，從而在中間層區(qū)形成了明顯的分界線。在熱影響區(qū)的不同位置，MgZn2區(qū)的寬度發(fā)生了明顯變化。在靠近分界線的位置，由于焊接過(guò)程中的峰值溫度較低且持續(xù)時(shí)間短，無(wú)法達(dá)到Mg7Zn3相的生成溫度。因此，該位置主要為MgZn2相。

圖9 圖4 中Ⅳ區(qū)（接頭熱影響區(qū)）微觀組織及EDS 點(diǎn)掃位置Fig.9 Microstructure and EDS spot scanning position of Ⅳ zone (heat affected zone) in Fig.4

表5 圖9 EDS 點(diǎn)掃結(jié)果（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）Table 5 EDS spot scanning results in Fig.9 (atomic fraction) %

為了進(jìn)一步分析熱力影響區(qū)與熱影響區(qū)的物相組成，分別對(duì)其進(jìn)行XRD 分析，XRD 圖譜如圖10 所示。根據(jù)熱力影響區(qū)的XRD 圖譜，發(fā)現(xiàn)除了Al、Mg 外，還生成了Mg–Zn 系化合物。這是由于在熱力影響區(qū)范圍內(nèi)溫度較高，達(dá)到了Mg、Zn元素的反應(yīng)溫度，從而生成了Mg–Zn 系化合物；而Al、Zn 元素不發(fā)生反應(yīng)，從而生成富Al 或富Zn 的固溶體。根據(jù)鋁合金側(cè)熱影響區(qū)的XRD圖譜，發(fā)現(xiàn)除了母材元素，沒有生成其他化合物。這進(jìn)一步證明鋁合金/鋅釬料界面處的溫度沒有達(dá)到反應(yīng)溫度。

圖10 接頭熱力影響區(qū)與鋁合金側(cè)熱影響區(qū)XRD 圖譜Fig.10 XRD spectra of thermal-mechanical affected zone and aluminum alloy side heat affected zone

在攪拌摩擦焊接過(guò)程中，攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度是重要的工藝參數(shù)，其主要通過(guò)改變熱輸入來(lái)控制焊縫成形[19]。圖11 為下壓量為0.5 mm 時(shí)，不同攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度下的拉伸剪切性能。當(dāng)位移較小時(shí)，低轉(zhuǎn)速接頭發(fā)生失效，旋轉(zhuǎn)速度為550 r/min 的接頭在0.4 mm 左右發(fā)生失效，旋轉(zhuǎn)速度為750 r/min 的接頭在0.6 mm 發(fā)生失效。這是由于低轉(zhuǎn)速接頭的熱輸入量較小，鋅釬料與母材結(jié)合不充分且存在氣孔等缺陷，如圖12（a）所示。對(duì)于較高轉(zhuǎn)速的接頭，熱輸入量較大，界面處存在空腔等缺陷，如圖12（b）所示。旋轉(zhuǎn)速度為1150 r/min、1350 r/min 的接頭位移量和拉伸剪切載荷均小于950 r/min 的接頭。這是由于在較高轉(zhuǎn)速下，熱輸入量較大，界面處的缺陷易產(chǎn)生應(yīng)力集中并發(fā)生斷裂，使接頭的拉伸剪切性能下降。

圖11 不同攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度下接頭拉伸剪切性能（下壓量為0.5 mm）Fig.11 Tensile and shear properties of joints at different stirring head rotating speeds(pressing distance is 0.5 mm)

圖12 較低和較高旋轉(zhuǎn)速度下的焊接缺陷Fig.12 Welding defects at lower and higher rotation speeds

圖13 為不同軸肩下壓量的接頭拉伸剪切性能，隨著下壓量的增加，接頭的位移量逐漸增大。雖然軸肩下壓量為1.0 mm 的接頭位移達(dá)到了1.8 mm，但其拉伸剪切載荷低于0.5 mm。當(dāng)軸肩下壓量較小時(shí)，接頭拉剪載荷較小，下壓量0、0.1 mm 的接頭拉剪載荷分別為3810 N 和4590 N。下壓量較小時(shí)，軸肩作用下的摩擦力較小，焊接過(guò)程中的熱輸入不足以達(dá)到界面反應(yīng)溫度，復(fù)合接頭連接不充分，因此接頭的拉剪性能較差。當(dāng)軸肩的下壓量為1.0 mm 時(shí)，拉剪載荷為5970 N，約為0.5 mm 接頭的79%。當(dāng)下壓量較大時(shí)，雖然焊縫界面反應(yīng)較為充分，且中間層化合物填充到界面焊接裂紋中，在一定程度上起到了界面處機(jī)械互鎖的作用，使得接頭的拉剪位移增大。但中間層為脆性金屬間化合物，界面與裂紋交界處易產(chǎn)生應(yīng)力集中。在拉剪測(cè)試過(guò)程中，界面處的裂紋發(fā)生二次擴(kuò)展，弱化了接頭的拉剪性能。因此，選擇合適的攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度和軸肩下壓量可以得到良好的接頭拉剪性能。當(dāng)軸肩下壓量為0.5 mm，攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為950 r/min 時(shí)，復(fù)合接頭的拉伸剪切載荷最大，為7.6 kN。接頭斷口的SEM 分析位置如圖14（a）所示。在拉伸剪切測(cè)試中，接頭在鎂合金/鋅釬料界面處發(fā)生失效，未發(fā)現(xiàn)明顯的韌窩，在宏觀上表現(xiàn)為平滑的解理面，如圖14（b）所示。圖14（c）中可以觀察到河流狀花樣及撕裂棱，因此接頭的主要斷裂機(jī)制為脆性斷裂。

圖13 不同軸肩下壓量下接頭的拉伸剪切性能（旋轉(zhuǎn)速度950 r/min）Fig.13 Tensile and shear properties of joints with different shoulder pressing distances(rotating speed 950 r/min)

圖14 拉伸剪切接頭的斷口形貌Fig.14 Fracture morphology of tensile shear joint

3 結(jié)論

本文以2A14 鋁合金和AZ31 鎂合金作為研究材料，選擇單一變量控制法，通過(guò)改變攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度和軸肩下壓量對(duì)焊接試樣進(jìn)行攪拌摩擦點(diǎn)焊–釬焊復(fù)合焊接。通過(guò)研究復(fù)合接頭的微觀組織及拉伸剪切性能，得到以下結(jié)論。

（1）接頭主要由攪拌區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)4 個(gè)部分組成；根據(jù)焊縫的形成機(jī)制，又可以將焊縫區(qū)域分為點(diǎn)焊區(qū)和釬焊區(qū)。點(diǎn)焊區(qū)由搭接攪拌摩擦點(diǎn)焊形成，而釬焊區(qū)則由鋅釬料在焊接壓力與熱輸入影響下形成，主要集中在熱力影響區(qū)。

（2）由于鋅釬料在焊接壓力的作用下被擠出，攪拌區(qū)主要由Al–Mg系金屬間化合物組成；殘留的鋅釬料與鎂元素發(fā)生反應(yīng)，形成了少量的MgZn 相和MgZn2相。熱力影響區(qū)的中間層區(qū)域主要由靠近鋁合金側(cè)的富Zn 固溶體和和靠近鎂合金側(cè)的Mg7Zn3相組成。熱影響區(qū)的中間層區(qū)域存在明顯的分界線，分界線上方靠近鋁合金處的鋅釬料沒有與其他元素發(fā)生反應(yīng)；分界線下方靠近鎂合金處的鋅釬料與鎂元素發(fā)生反應(yīng)，生成了Mg–Zn 系金屬間化合物。

（3）鋅釬料的添加有效抑制了鋁/鎂合金界面處Al–Mg 系脆性金屬間化合物的形成，生成了脆性較低的Mg–Zn 系金屬間化合物。當(dāng)軸肩下壓量為0.5 mm，攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為950 r/min 時(shí)，復(fù)合接頭的拉伸剪切載荷達(dá)到最大值7600 N。