AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料真空連接的研究

劉彥峰，黨志歡，范新會(huì)

（商洛學(xué)院化學(xué)工程與現(xiàn)代材料學(xué)院/陜西省尾礦資源綜合利用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,陜西商洛726000）

AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料真空連接的研究

劉彥峰，黨志歡，范新會(huì)

（商洛學(xué)院化學(xué)工程與現(xiàn)代材料學(xué)院/陜西省尾礦資源綜合利用重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,陜西商洛726000）

在真空條件下制備AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料，采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡和顯微硬度計(jì)對(duì)擴(kuò)散層的組織和成分進(jìn)行了分析。結(jié)果表明：加熱溫度為400℃，保溫60 min獲得的AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料結(jié)合區(qū)組織均勻、厚度適中，且無(wú)夾雜和孔洞等焊接缺陷；結(jié)合區(qū)形成A、B、C三個(gè)過(guò)渡層，A層主要為α-Mg樹枝晶和枝晶間形成的網(wǎng)狀β-Mg17Al12；B層由Al3Mg2相和富Mg的鋁基固溶體及少量的β-Mg17Al12相組成；C層主要為鋁基固溶體和Al3Mg2；隨著加熱溫度的升高，AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)域的顯微硬度先增大再減小，其中C層顯微硬度最大、其次為B層、A層最?。蛔畲笥捕戎禐?69.9 HV。

AZ31D；ZL105；雙金屬?gòu)?fù)合材料；擴(kuò)散連接

隨著金屬資源的日益枯竭和節(jié)能減排要求，材料的高性能和結(jié)構(gòu)輕量化成為金屬材料的研究熱點(diǎn)[1]。鎂合金比鋁合金輕36%，比鋼輕77%，是目前最輕量化工程金屬材料[2]。同時(shí)，鎂具有高比強(qiáng)度、高比剛度、良好的減振性能和電磁屏蔽性等顯著優(yōu)點(diǎn)[3]，作為重要的金屬結(jié)構(gòu)材料和功能材料，廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶、高鐵、汽車和3C等領(lǐng)域[4]。鋁及鋁合金具有比重輕、強(qiáng)度高和導(dǎo)熱、導(dǎo)電性優(yōu)異等優(yōu)點(diǎn)，在航空、航天、造船業(yè)、汽車制造、體育器材業(yè)等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用[5-6]。將兩種最具應(yīng)用前景的輕型有色金屬材料進(jìn)行復(fù)合連接，充分發(fā)揮其各自的性能優(yōu)勢(shì)，應(yīng)用于環(huán)保型汽車，成為未來(lái)汽車發(fā)展的方向。比如德國(guó)BMW公司[7]開(kāi)發(fā)了一種新型的鎂鋁復(fù)合雙金屬結(jié)構(gòu)的發(fā)動(dòng)機(jī)缸體，缸體的內(nèi)襯為鋁合金，外圍結(jié)構(gòu)采用壓鑄鎂合金包覆鋁合金內(nèi)襯的方式來(lái)實(shí)現(xiàn)。

目前，鎂和鋁焊接采用的方法主要有熔焊和固相焊，如鎢極氬弧焊、激光焊、電子束焊、攪拌摩擦焊、擴(kuò)散焊、釬焊、爆炸焊、電阻點(diǎn)焊等[8]。但由于Mg、Al的熱導(dǎo)率、線膨脹系數(shù)、比熱容，結(jié)晶時(shí)體積收縮率具有較大差異[9]，且Mg、Al均屬于活潑金屬，易生成氧化膜，在焊接熔池中容易形成固態(tài)夾渣[10]。因此，采用傳統(tǒng)的熔焊方法焊接Mg、Al時(shí)，常在焊接接頭產(chǎn)生熱裂紋、夾雜、氣孔、焊縫軟化，并易生成大量的Mg2Al3、Mg17Al12等脆性金屬間化合物，降低焊接性能[11]。國(guó)內(nèi)外專家、學(xué)者對(duì)Mg/Al的焊接進(jìn)行了大量研究。劉鵬等[12]采用真空擴(kuò)散技術(shù)焊接鎂鋁，通過(guò)優(yōu)化后的工藝參數(shù)獲得良好的焊接接頭。趙麗敏[13]采用鋅夾層對(duì)鎂鋁異種金屬進(jìn)行擴(kuò)散連接，鎂鋁焊接接頭界面區(qū)是由鋁鋅反應(yīng)層、未充分?jǐn)U散層、鋅鎂反應(yīng)擴(kuò)散層組成。G.Mahendran等[14]通過(guò)調(diào)整焊接溫度、焊接壓力和保溫時(shí)間三個(gè)主要參數(shù)實(shí)現(xiàn)了5 mm厚的AZ31B和A2024板材的真空擴(kuò)散連接。

在真空環(huán)境中對(duì)AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料進(jìn)行了焊接，研究了焊接接頭的顯微組織、溶解層物相組成及顯微硬度分布。

1 材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料采用Ф20 mm的ZL105棒材和AZ31D棒材，其化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 ZL105和AZ31D的化學(xué)成分

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

1.2.1 材料的表面處理

焊接前必須清除材料表面的氧化膜和機(jī)械加工殘留的油脂，以免影響焊接接頭質(zhì)量。首先，利用鋸床截取Ф20 mm×8 mm的AZ31D和ZL105鋁合金圓柱體，截?cái)嗝驿徏y在砂輪上打磨平整后，用280#、400#、600#、800#水磨砂紙將待連接表面磨光。將AZ31D浸入丙酮溶液中，在50℃水浴保溫30 min除去油脂，放入到6%的NaOH溶液中腐蝕3 min，再置于無(wú)水乙醇中利用超聲波清洗3次，然后用鋼絲刷進(jìn)行打毛和破碎氧化膜處理，無(wú)水乙醇擦洗，吹風(fēng)機(jī)吹干；ZL105鋁合金棒材表面用5%HCl溶液處理去除氧化層，并在無(wú)水乙醇中浸泡超聲清洗3次，吹風(fēng)機(jī)吹干，待用。

1.2.2 AZ31D/ZL105復(fù)合材料的制備

將AZ31D和ZL105鋁合金疊加裝入剛玉坩堝中加蓋，置于ZM-10-16型真空鉬絲爐中固定位置并抽真空，當(dāng)真空度達(dá)到1×10-2Pa時(shí)開(kāi)始加熱，連接溫度選擇375℃、400℃、425℃、450℃四個(gè)不同溫度，保溫時(shí)間選擇60 min[15]，保溫后隨爐冷卻至室溫。

1.2.3 AZ31D/ZL105復(fù)合材料結(jié)合區(qū)的組織表征與性能測(cè)試

將制備的AZ31D/ZL105復(fù)合材料，從宏觀上觀察結(jié)合區(qū)無(wú)明顯缺陷。采用線切割沿縱向截取試樣，經(jīng)過(guò)磨制、拋光，制備金相試樣。近ZL105鋁合金側(cè)采用氫氟酸、鹽酸、硝酸混合酸溶液（1 mLHF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O）進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間10～20 s；純鎂側(cè)采用（4%的硝酸酒精）進(jìn)行腐蝕，腐蝕15 s，超聲波清洗3次，獲得金相試樣。利用徠卡DMI3000M型光學(xué)金相顯微鏡（OM）、JSM-6700F型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察結(jié)合區(qū)顯微組織，并用能譜儀（EDS）分析結(jié)合區(qū)的化學(xué)成分與元素分布，利用TUKON2100顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試結(jié)合區(qū)附近的顯微硬度分布，所采用的載荷均為0.4903 N，保壓時(shí)間為10 s。

2 結(jié)果及分析

2.1 AZ31D/ZL105復(fù)合材料結(jié)合區(qū)成分分析

采用光學(xué)顯微鏡對(duì)AZ31D/ZL105復(fù)合材料結(jié)合區(qū)顯微組織進(jìn)行觀察。在真空度為1.0×10-3Pa、擴(kuò)散溫度為425℃、保溫60 min后隨爐冷卻制備的AZ31D/ZL105復(fù)合材料結(jié)合區(qū)顯微形貌如圖1(a)所示。由圖1(a)可見(jiàn)，左側(cè)為AZ31D鎂合金，右側(cè)為ZL105鋁合金。擴(kuò)散層形成了明顯的中間過(guò)渡層，且整體平直、組織相對(duì)均勻；靠近界面的AZ31D側(cè)呈現(xiàn)發(fā)達(dá)的枝晶，且枝晶間的共晶相較多；在過(guò)渡層中間形成一條清晰的焊縫。圖1（b）、圖1（c）和圖1（d）為圖1（a）結(jié)合區(qū)過(guò)渡層中指定區(qū)域?qū)?yīng)的放大圖，圖1（b）為近鎂側(cè)過(guò)渡層，主要由網(wǎng)狀共晶析出物與少量枝晶組成；圖1（c）主要為大量粗大枝晶，枝晶間為網(wǎng)狀共晶化合物；圖1（d）為深灰色和淺灰色團(tuán)狀組織，此組織應(yīng)該是Mg、Al原子結(jié)合過(guò)程中鋁元素?cái)U(kuò)散受阻富集于此形成。

圖1 AZ31D/ZL105復(fù)合材料結(jié)合區(qū)的顯微組織及對(duì)應(yīng)區(qū)域放大圖

采用電子掃描電鏡對(duì)AZ31D/ZL105復(fù)合材料連接接頭顯微組織進(jìn)行觀察，對(duì)AZ31D/ZL105復(fù)合材料結(jié)合區(qū)進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如圖2所示；利用電子探針（EPMA）對(duì)AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)微區(qū)主要元素進(jìn)行分析，測(cè)定點(diǎn)位置和結(jié)果分別見(jiàn)圖2和表2。圖2左側(cè)為AZ31D，右側(cè)為ZL105鋁合金，中間為過(guò)渡層。母材主原子Mg、Al在AZ31D/ZL105界面進(jìn)行了充分?jǐn)U散，整體呈階梯式分布，在中間過(guò)渡層形成了組織形貌各異的A、B、C層。Mg、Al元素的含量在過(guò)渡層和兩基體之間均有較為明顯的漸變，從A層到C層Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由60%左右降低至B層的41.66%，并在C層逐漸降低；從C層到A層，Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由57.73%～60.9%降到了39.35%，Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由4.11%～4.53%降至0.41%左右，Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)由1.13%降到了0.15%。

圖2 AZ31D/ZL105復(fù)合材料過(guò)渡層的EDS分析

表2 AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料的EDS分析

由Al-Mg二元合金相圖可知，鎂鋁的共晶轉(zhuǎn)變溫度為437℃，當(dāng)溫度為437℃時(shí)，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，形成Mg-Al系金屬間化合物Mg2Al3、MgAl、Mg17Al12。Mg、Al的晶體結(jié)構(gòu)不同，影響了二者之間的溶解度。室溫下，鋁在鎂中的溶解度約為2%，在437℃時(shí)，鋁在鎂中的溶解度約為12.7%；而當(dāng)鎂的質(zhì)量分?jǐn)?shù)36.2%～57.4%時(shí)，則幾乎完全生成金屬間化合物相[16]。結(jié)合EDS數(shù)據(jù)分析，A層主要為α-Mg樹枝晶和枝晶間形成的連續(xù)網(wǎng)狀分布的離異共晶β-Mg17Al12；B層為Al3Mg2相和富Mg的鋁基固溶體及少量β-Mg17Al12相組成；C層主要為鋁基固溶體和Al3Mg2。

2.2 溫度對(duì)AZ31D/ZL105接頭組織與性能的影響

2.2.1 溫度對(duì)AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)組織形貌的影響

溫度是擴(kuò)散焊最重要的工藝參數(shù)，直接影響基體原子的激活量、擴(kuò)散速率、溶解層厚度、界面的組織形貌以及接頭機(jī)械性能[17]。所以，焊接溫度不能太高，否則金屬間化合物數(shù)量過(guò)多，區(qū)域組織晶粒長(zhǎng)大，使接頭性能下降；溫度過(guò)低，擴(kuò)散效果較差，焊接質(zhì)量不好。根據(jù)異種金屬的焊接溫度經(jīng)驗(yàn)公式T=（0.6～0.8）Tm（K），試驗(yàn)選擇375℃、400℃、425℃、450℃四種不同的擴(kuò)散溫度，保溫時(shí)間60 min。

圖3為不同溫度下制備的AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合金屬材料的金相照片，圖3中左側(cè)為AZ31D鎂合金，右側(cè)為ZL105鋁合金，中間均形成一定寬度的過(guò)渡層。

圖3 不同溫度下保溫60 min的金相顯微組織圖

圖3（a）為連接溫度為375℃的顯微組織圖，可看出低溫連接時(shí)兩種金屬未得到充分?jǐn)U散，金屬接頭出現(xiàn)明顯的縫隙，近鋁側(cè)過(guò)渡層附近明顯存在孔洞，推測(cè)為柯肯達(dá)爾效應(yīng)引起；中間層主要為α-Mg樹枝晶和網(wǎng)狀Mg17Al12相。當(dāng)連接溫度升高為400℃時(shí)，結(jié)合區(qū)顯微組織如圖3（b）所示，中間過(guò)渡層整體變厚且出現(xiàn)明顯的分層，擴(kuò)散層分為A、B、C三層，對(duì)應(yīng)分別為AZ31D鎂合金近側(cè)過(guò)渡層、中間過(guò)渡層、ZL105鋁合金近側(cè)過(guò)渡層；A層為共晶組織與樹枝晶，B層為細(xì)晶區(qū)、C層為粗晶組織。整體擴(kuò)散層組織相對(duì)均勻，各層組織形態(tài)區(qū)分明顯，說(shuō)明母材原子在AZ31D/ZL105界面發(fā)生互擴(kuò)散，Al、Mg達(dá)到一定原子比后形成組織形貌各異的三層新相；AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)未出現(xiàn)明顯焊縫及孔洞，形成了良好的冶金結(jié)合。溫度升高至425℃時(shí)，結(jié)合區(qū)顯微組織如圖3（c）所示，兩基體之間的中間過(guò)渡層整體變化不大，但A層α-Mg樹枝晶更發(fā)達(dá)，在A層與B層之間出現(xiàn)裂縫、孔洞，B層靠近裂縫區(qū)組織明顯粗大，C層與ZL105鋁合金過(guò)渡緩和。圖3（d）為擴(kuò)散溫度為450℃時(shí)結(jié)合區(qū)的顯微組織，由圖3（d）可見(jiàn)，C層整體厚度降低，粗晶區(qū)減少，出現(xiàn)較窄的細(xì)晶區(qū)；B層組織明顯粗大，并且向A層溶解，疏松；A層的α-Mg樹枝晶由鋁向鎂側(cè)溶解，大量樹枝晶變粗、縮短，二次枝晶臂增厚，網(wǎng)狀Mg17Al12相含量增多；在A、B層之間的裂縫增寬?？偨Y(jié)對(duì)比，當(dāng)溫度為400℃時(shí)，保溫60 min時(shí)，AZ31D/ZL105界面平整，接頭未發(fā)現(xiàn)明顯的裂縫、孔洞及氧化物夾雜等焊接缺陷，結(jié)合區(qū)明顯形成三層過(guò)渡層，各層內(nèi)組織均勻，層間界面清晰可見(jiàn)，過(guò)渡自然、緩和，整體連接良好。

2.2.2 不同溫度下AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)顯微硬度的分布

在真空條件下擴(kuò)散連接制得AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料后，經(jīng)過(guò)取樣、粗磨、預(yù)磨、拋光和腐蝕后，制備成金相試樣。利用HXD-1000TMC電腦分析型顯微硬度計(jì)測(cè)試結(jié)合區(qū)的顯微硬度分布，載荷為25 g，保壓時(shí)間為10 s。對(duì)不同溫度下制備的AZ31D/ZL105雙金屬?gòu)?fù)合材料，在水平方向沿結(jié)合區(qū)金屬間化合物層依次取點(diǎn)測(cè)試顯微硬度，繪制顯微硬度分布曲線，如圖4所示。由圖4可知，AZ31D鎂合金側(cè)顯微硬度值較穩(wěn)定，由于固溶體溶質(zhì)原子的固溶強(qiáng)化和Mg17Al12、Al3Mg2的共同強(qiáng)化，使結(jié)合區(qū)的硬度明顯高于兩側(cè)母材的硬度；過(guò)渡層的顯微硬度從大到小依次為C層、B層、A層。過(guò)渡層金屬間化合物的含量對(duì)焊件的結(jié)合強(qiáng)度至關(guān)重要，適量的金屬間化合物可以提高結(jié)合強(qiáng)度，但過(guò)多的金屬間化合物會(huì)使結(jié)合區(qū)脆性增加，塑韌性降低，降低焊接強(qiáng)度。如圖4可見(jiàn)，隨著加熱溫度的升高，AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)域的顯微硬度先增大再減小。當(dāng)連接溫度為375℃，由于結(jié)合區(qū)存在大量擴(kuò)散空洞、裂紋等缺陷所以顯微硬度值略低；400℃時(shí)，焊接缺陷減少，金屬間化合物使結(jié)合區(qū)硬度值明顯升高。425℃時(shí)，溫度升高，原子進(jìn)一步擴(kuò)散，出現(xiàn)熱裂紋，結(jié)合區(qū)域中間部分硬度值降低。當(dāng)溫度升高到450℃時(shí)，過(guò)渡層晶粒尺寸嚴(yán)重粗大，熱裂紋增寬，接頭強(qiáng)度整體降低。

圖4 溫度對(duì)AZ31D/ZL105復(fù)合材料結(jié)合區(qū)顯微硬度的影響

3 結(jié)論

1）加熱溫度為400℃，保溫時(shí)間60 min時(shí)，擴(kuò)散過(guò)渡層組織均勻、厚度適中、無(wú)夾雜與孔洞等焊接缺陷。

2）AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)形成A、B、C三個(gè)過(guò)渡層，A層主要為α-Mg樹枝晶和枝晶間形成的網(wǎng)狀β-Mg17Al12；B層由Al3Mg2相和富Mg的鋁基固溶體及少量的β-Mg17Al12相組成；C層主要為鋁基固溶體和Al3Mg2。

3）隨著加熱溫度的升高，AZ31D/ZL105結(jié)合區(qū)域的顯微硬度先增大再減小；過(guò)渡層的顯微硬度從大到小依次為C層、B層、A層，最大硬度值為269.9 HV。

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（責(zé)任編輯：張國(guó)春）

A Study on Vacuum Diffusion Bonding of AZ31D/ZL105

LIU Yan-feng,DANG Zhi-huan,FAN Xin-hui
(CollegeofChemicalEngineeringandModernMaterials/ShaanxiKeyLaboratoryofTailings Comprehensive Utilization of Resources,Shangluo University,Shangluo726000,Shaanxi)

AZ31D/ZL105 bimetallic composites were prepared in vacuum conditions.The microstructure and constituents of transition layer were characterized by optical microscope,scanning electron microscope and energy dispersive spectrometer,and the microhardness was tested as well.The results show that the AZ31D/ZL105 bimetallic composites with good interface bonding can be achieved at 400℃for 60 min without the presence of cracks and no fusion.The interface of the TC4/304 bimetallic composites consisted of A,B,C three transition layers.The A layer is mainly for β-Mg17Al12,which formed of α-Mg dendrites and interdendritic reticular.The B layer is composed of Al3Mg2and magnesium rich aluminum based solid solution with a little of β-Mg17Al12.The C layer is mainly of aluminum based solid solution and Al3Mg2.The microhardness of the AZ31D/ZL105 interface increases first and then decreases with increasing temperature.In addition,the microhardness of the C layer is the largest,followed by B layer and the A layer is minimum.And the peak hardness reached up to 269.9 HV.

AZ31D；ZL105；bimetal composites；diffusion bonding

TB331

：A

：1674-0033（2017）04-0033-06

10.13440/j.slxy.1674-0033.2017.04.008

2017-06-10

陜西省大學(xué)生創(chuàng)新創(chuàng)業(yè)訓(xùn)練計(jì)劃項(xiàng)目（2730）；商洛學(xué)院科研基金項(xiàng)目（17SKY-FWDF005）

劉彥峰，男，陜西扶風(fēng)人，碩士，講師