納米SiC 顆粒對(duì)鎂合金攪拌摩擦焊接頭性能影響研究*

高 輝 張 楷 林淵浩 雷 丹

（北京石油化工學(xué)院能源先進(jìn)連接技術(shù)北京高校工程研究中心，北京 102617）

鎂合金作為重要的輕質(zhì)金屬之一，具有高強(qiáng)度比、優(yōu)異的吸振性能和電磁屏蔽性能等優(yōu)點(diǎn)，在汽車(chē)、航空以及電子產(chǎn)品等領(lǐng)域表現(xiàn)出巨大的應(yīng)用潛力[1]。然而，由于鎂合金的密排六方體結(jié)構(gòu)，室溫下僅有3 個(gè)獨(dú)立滑移系，導(dǎo)致其力學(xué)性能和耐腐蝕性能較差，限制了其在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用[2]。為提高鎂合金的各項(xiàng)性能，引入增強(qiáng)相并制備復(fù)合材料是一種有效途徑[3]，常用的增強(qiáng)相包括碳化物、氮化物和氧化物等[4]，如 SiC、AlN 和MgO。其中，SiC 顆粒因其高模量、高硬度和良好的耐磨性等優(yōu)點(diǎn)，一直被視為鎂合金中潛在的顆粒增強(qiáng)相[5-6]。

近年來(lái)，學(xué)者們對(duì)添加SiC 顆粒的鎂合金微觀組織和性能進(jìn)行了一系列研究。李宏偉等[7]采用粉末冶金法制備了SiC 增強(qiáng)鎂基復(fù)合材料，發(fā)現(xiàn)隨著SiC 體積分?jǐn)?shù)的增加，材料的平均晶粒尺寸逐漸減小。張素卿等[8]通過(guò)機(jī)械球磨法制備了SiC 顆粒增強(qiáng)AZ91 鎂合金，結(jié)果表明，SiC 顆粒的引入能夠促進(jìn)鎂基體晶粒的細(xì)化，晶粒細(xì)化程度隨SiC 體積分?jǐn)?shù)的增加有所加強(qiáng)，同時(shí)SiC 含量的提高對(duì)Al元素在鎂基體中的固溶及其自身顆粒的細(xì)化起到抑制作用。

在實(shí)際生產(chǎn)中，鎂合金常常需要使用焊接的方法進(jìn)行連接，但傳統(tǒng)的熔化焊接技術(shù)易產(chǎn)生氣孔、夾雜等缺陷，降低了鎂合金焊接接頭的各項(xiàng)性能[9]。攪拌摩擦焊技術(shù)是一種固態(tài)連接技術(shù)[10]，其較低的焊接熱輸入量能夠極大程度地減少裂紋、氣孔、夾雜和飛濺等缺陷[11]，獲得質(zhì)量較優(yōu)的焊縫。馬鋒等[12]研究了ZK61 鎂合金攪拌摩擦焊的焊縫組織及力學(xué)性能，結(jié)果表明，焊縫區(qū)域分為母材、焊核區(qū)、熱機(jī)影響區(qū)和熱影響區(qū)，焊縫區(qū)顯微硬度相差不大，而焊核區(qū)硬度最低。Zhang Z Y 等[13]研究了在NaCl溶液中，AZ31 鎂合金的攪拌摩擦焊焊接接頭的腐蝕行為，結(jié)果表明，在腐蝕初期，母材的耐腐蝕性能優(yōu)于焊縫；在腐蝕后期，母材的腐蝕速率比焊縫快，源于焊縫產(chǎn)生的鈍化作用。

目前，大多數(shù)研究都集中在利用外場(chǎng)干預(yù)的方式制備顆粒增強(qiáng)鎂合金，并對(duì)其性能進(jìn)行研究，而對(duì)于加入增強(qiáng)顆粒的鎂合金攪拌摩擦焊接頭性能研究較少。本文選取AZ31 鎂合金為研究對(duì)象，通過(guò)在焊縫中預(yù)添加納米SiC 顆粒的方法進(jìn)行攪拌摩擦焊接試驗(yàn)，探究了SiC 顆粒與焊接道次對(duì)接頭微觀組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響，為顆粒增強(qiáng)的鎂合金攪拌摩擦焊研究提供了參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 材料與焊接工藝

試驗(yàn)采用擠壓軋制成型的AZ31 鎂合金，其尺寸為200 mm×30 mm×6 mm，化學(xué)成分見(jiàn)表1，選用直徑為30 nm 的SiC 顆粒作為增強(qiáng)材料。采用對(duì)接的焊接方式在FSW-LM-AM20 型攪拌摩擦焊接設(shè)備上進(jìn)行試驗(yàn)。如圖1a 和圖1b 所示，在被搭接板上加工出一道寬2 mm、深3 mm 的凹槽，將納米SiC顆粒填入其中并壓實(shí)，接著與搭接板對(duì)接裝夾，防止焊接過(guò)程中SiC 顆粒的流出。攪拌頭材料選用H13 模具鋼，其具有較高的淬透性和韌性以及優(yōu)良的耐磨損性能，外形如圖2 所示。結(jié)合前人研究經(jīng)驗(yàn)[14-15]，確定攪拌摩擦焊焊接參數(shù)，見(jiàn)表2。

圖1 焊接過(guò)程與取樣示意圖

圖2 攪拌頭外形及尺寸(mm)

表1 AZ31 鎂合金化學(xué)成分表

表2 攪拌摩擦焊焊接參數(shù)

1.2 試驗(yàn)方法

如圖1c 所示，沿垂直于焊縫方向切割出尺寸為200 mm×5 mm×6 mm 的金相試樣，試樣經(jīng)砂紙研磨、拋光后，使用配置好的腐蝕液（5 mL 乙酸+6 g苦味酸+10 mL 水+100 mL 乙 醇+5 mL 鹽酸+7 mL 硝酸溶液）進(jìn)行腐蝕，通過(guò)光學(xué)顯微鏡觀察試樣微觀組織；使用顯微硬度儀測(cè)試接頭在200 g 載荷下保持5 s 的顯微硬度。切割出的拉伸試樣采用WDJ-3008 型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)以3 mm/min 的拉伸速度進(jìn)行試驗(yàn)，同時(shí)對(duì)每組焊接接頭進(jìn)行3 次重復(fù)拉伸測(cè)試，避免試驗(yàn)數(shù)據(jù)的偶然性。使用VersaSTAT3F電化學(xué)工作站測(cè)定試樣在3.5%NaCl 溶液中的動(dòng)電位極化曲線與阻抗譜。輔助電極為Pt 電極，參比電極為飽和甘汞電極，掃描速率為0.5 mV/s；通過(guò)掃描電鏡、能譜儀對(duì)腐蝕后的接頭形貌、元素成分和物相組成進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭微觀組織

圖3 所示為SiC 顆粒增強(qiáng)AZ31 鎂合金攪拌摩擦焊焊接接頭的表面形貌。焊縫表面成形良好，無(wú)飛邊、毛刺、溝槽及凹陷等缺陷。

圖3 接頭的表面形貌

圖4 所示為3 組試樣焊核區(qū)的組織形貌。圖4a所示為無(wú)SiC-1 道次接頭焊核區(qū)組織形貌，該區(qū)域主要由α-Mg 固溶體和彌散分布的強(qiáng)化相組成，受攪拌針及軸肩在高速攪拌作用下產(chǎn)生的摩擦熱和大塑性變形，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，產(chǎn)生了均勻細(xì)小的等軸狀晶粒[16]。圖4b 所示為添加SiC-1 道次接頭焊核區(qū)組織形貌，該區(qū)域出現(xiàn)了SiC 顆粒團(tuán)聚帶。圖4c 所示為添加SiC-4 道次接頭焊核區(qū)組織形貌，SiC 顆粒均勻分布在晶體內(nèi)部與晶界上。4 道次的焊接過(guò)程提高了顆粒在組織中的分布均勻性，延長(zhǎng)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)間[17]，得到了均勻細(xì)小、無(wú)缺陷的焊縫組織。

圖4 接頭的組織形貌

2.2 接頭力學(xué)性能

圖5 所示為3 組試樣焊接接頭的顯微硬度圖，可以看出，顯微硬度值的最小值均出現(xiàn)在焊接接頭的前進(jìn)區(qū)（AS）和后退區(qū)（RS）。由于該區(qū)域晶粒受軸間作用力和攪拌摩擦力的影響，導(dǎo)致晶粒有所長(zhǎng)大且被拉長(zhǎng)，造成局部區(qū)域顯微硬度值偏低的現(xiàn)象。在焊接接頭焊核區(qū)（SZ），無(wú)SiC-1 道次的接頭試樣硬度值最低；添加SiC-1 道次的接頭試樣顯微硬度有所增加，但硬度值波動(dòng)較大，結(jié)合圖4b 的觀察結(jié)果分析，這與試樣中SiC 顆粒分布的不均勻性有關(guān)；添加SiC-4 道次的接頭試樣顯微硬度值較高且變化穩(wěn)定，結(jié)合圖4c 的觀察結(jié)果分析，這是因?yàn)镾iC 顆粒的均勻分布降低了顯微硬度的波動(dòng)幅度。

圖5 接頭的顯微硬度

Hall-Petch 公式[18]可表達(dá)晶粒尺寸與材料強(qiáng)度之間的關(guān)系，即：

式中：σ為屈服強(qiáng)度；σ0為阻止位錯(cuò)滑移的摩擦力；k為相鄰晶粒位向差對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的影響系數(shù)；d為多晶體的晶粒直徑。

根據(jù)式（1），焊核區(qū)的顯微硬度與晶粒尺寸成反比，SiC 顆粒的加入引入了異質(zhì)形核位點(diǎn)，促進(jìn)了鎂合金基體的形核，有效阻礙了晶粒的長(zhǎng)大，細(xì)化的晶粒提高了焊接接頭的顯微硬度[19-20]。

圖6 所示為添加SiC 顆粒的接頭試樣與母材拉伸性能的對(duì)比。焊接前，母材的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為240 MPa、200.5 MPa 和9.2%。添加SiC-1 道次的焊接接頭抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為204 MPa、168.9 MPa 和3.8%，達(dá)到了母材的85%、84%和41%。然而隨著道次的增加，攪拌摩擦焊的熱輸入量相應(yīng)增大，晶粒應(yīng)當(dāng)受熱粗化，從而導(dǎo)致機(jī)械性能的降低。但添加SiC-4 道次的焊接接頭抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為210 MPa、175 MPa 和4.1%，較添加SiC-1 道次的焊接接頭有所提高，達(dá)到了母材的88%、87%和45%。晶界處彌散分布的SiC 顆粒在塑性變形中阻礙了晶界的滑移，增大了焊接接頭發(fā)生形變作用所需要的外力。

圖6 接頭的拉伸性能

2.3 接頭耐腐蝕性能

2.3.1 電化學(xué)試驗(yàn)結(jié)果

在室溫條件下，焊接接頭試樣在3.5% NaCl 溶液中測(cè)得的動(dòng)電位極化曲線及其擬合參數(shù)如圖7 和表3 所示，可以看出，無(wú)SiC-1 道次、添加SiC-1 道次與添加SiC-4 道次焊接接頭焊核區(qū)的自腐蝕電位逐漸增大，其對(duì)應(yīng)的自腐蝕電流密度逐漸降低。自腐蝕電位越大，自腐蝕電流密度越小，表明材料的耐腐蝕性能越好。試驗(yàn)結(jié)果表明，添加SiC-4 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最優(yōu)，無(wú)SiC-1 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最差。細(xì)化的晶粒與焊縫區(qū)均勻分布的SiC 顆粒在一定程度上有利于耐腐蝕性能的提升[21-23]。

圖7 接頭的極化曲線

表3 極化曲線擬合參數(shù)

圖8 所示為接頭試樣的電化學(xué)阻抗圖譜，圖8a所示為阻抗譜的Bode 圖。Bode 圖低頻區(qū)域的阻抗模值可以反映試樣耐腐蝕能力的高低，耐腐蝕性能越高，低頻區(qū)域的阻抗模值越高。由Bode 圖分析，在低頻區(qū)域，焊接接頭試樣的阻抗模值|Z|規(guī)律：添加SiC-4 道次>添加SiC-1 道次>無(wú)SiC-1 道次。這說(shuō)明添加SiC-4 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最強(qiáng)，與動(dòng)電位極化曲線測(cè)試結(jié)果一致。

圖8 接頭的阻抗圖譜及等效電路

圖8b 所示為阻抗譜的Nyquist 圖，對(duì)應(yīng)的等效電路圖如圖8c 所示。R1為內(nèi)阻，即電解液和電極所產(chǎn)生的阻抗；R2為電荷轉(zhuǎn)移電阻，代表有氧化還原反應(yīng)的發(fā)生，一般代表高頻區(qū)；C1為雙電層電容，僅改變電荷分布；C2與R3表示基體的雙電層響應(yīng)，共同構(gòu)成了其轉(zhuǎn)移阻抗。

接頭試樣的阻抗譜均由雙電層和高頻區(qū)域的響應(yīng)組成，高頻區(qū)域的容抗弧體現(xiàn)了鎂合金基體與電解質(zhì)溶液之間形成的雙電層電容界面阻抗大小，該容抗弧對(duì)整個(gè)系統(tǒng)的阻抗值起決定作用。高頻區(qū)容抗弧半徑越大，阻抗越大，電荷越難通過(guò)，耐腐蝕性能越好[24]。由Nyquist 圖分析，焊接接頭試樣的電荷轉(zhuǎn)移電阻規(guī)律：添加SiC-4 道次>添加SiC-1 道次>無(wú)SiC-1 道次。添加SiC-4 道次的接頭試樣容抗弧半徑最大，其電荷轉(zhuǎn)移電阻最大，表明其表面耐蝕性最強(qiáng)。

2.3.2 腐蝕形貌及物相分析

圖9 所示為焊接接頭試樣在3.5%NaCl 溶液中腐蝕2 h 和8 h 后的表面SEM 圖，相應(yīng)的腐蝕產(chǎn)物能譜分析結(jié)果如圖10 所示。3 種焊接接頭試樣表面均發(fā)生了不同程度的腐蝕。在含氯的腐蝕液中，鎂合金基體與強(qiáng)化相之間存在電勢(shì)差，組織或成分的不均勻分布都會(huì)導(dǎo)致腐蝕失效的發(fā)生[25]。

圖9 接頭焊縫區(qū)腐蝕形貌

圖10 腐蝕產(chǎn)物EDS 能譜

無(wú)SiC-1 道次的接頭試樣表面破壞嚴(yán)重，發(fā)生了點(diǎn)蝕現(xiàn)象，且不斷向周?chē)c內(nèi)部發(fā)展，最終發(fā)生了大面積的開(kāi)裂（圖9a）。在經(jīng)過(guò)8 h 的腐蝕后，試樣表面被沉積物覆蓋且出現(xiàn)了大量的腐蝕坑（圖9d）。EDS 結(jié)果顯示試樣表面的成分主要為Mg 和O，說(shuō)明其表面發(fā)生了吸氧腐蝕。

添加SiC-1 道次的接頭試樣表面在腐蝕2 h 后也出現(xiàn)了一定塊狀且開(kāi)裂的沉積物，但其面積遠(yuǎn)小于無(wú)SiC-1 道次的接頭試樣（圖9b）。腐蝕8 h 后，試樣表面的沉積物質(zhì)地較為均勻，僅有小部分區(qū)域發(fā)生了開(kāi)裂，無(wú)大面積腐蝕坑（圖9e）。EDS 結(jié)果顯示，試樣表面中除富含Mg 和O 外，還含有微量的C、Al 和Si。Al 元素的增加有利于基體腐蝕電位的提高，降低電偶腐蝕發(fā)生的概率[26]，同時(shí)，SiC 顆粒的絕緣性導(dǎo)致其與基體間不存在電偶腐蝕機(jī)制。因此，該試樣的耐腐蝕性較無(wú)SiC-1 道次的接頭試樣有所提高。

添加SiC-4 道次的接頭試樣表面在腐蝕2 h 后，質(zhì)地均勻，未出現(xiàn)明顯腐蝕坑（圖9c）。腐蝕8 h后，試樣表面被沉積物覆蓋（圖9f）。EDS 結(jié)果顯示，試樣表面中Al、Mg 和Si 的含量均高于其他試樣。多道次的加工改善了SiC 顆粒分布的彌散性，降低了晶間腐蝕的敏感性，使該試樣表現(xiàn)出最強(qiáng)的耐腐蝕性。此外，對(duì)比接頭試樣腐蝕2 h 與8 h 的EDS 可以看出，各試樣表面除Mg 和O 含量增加外，其他元素含量均無(wú)明顯變化。由此可以推斷，試樣表面腐蝕產(chǎn)物主要由Mg(OH)2和少量MgO 構(gòu)成，Mg(OH)2是一層致密的鈍化膜，能起到保護(hù)基體抑制腐蝕的作用[27]。

進(jìn)一步利用XRD 對(duì)腐蝕8 h 后的接頭試樣表面進(jìn)行分析，結(jié)果如圖11 所示，可以看出，焊接接頭試樣除含有基體α-Mg 外，還存在一定含量的β-Mg17Al12。Mg17Al12在NaCl 溶液中非常穩(wěn)定，對(duì)腐蝕呈惰性，其分布對(duì)提高焊接接頭的耐腐蝕性起關(guān)鍵作用[28]。此外，Mg2Si 金屬間化合物也可以在一定程度上減緩腐蝕速率[29]。SiC 顆粒的引入與多道次的攪拌作用促進(jìn)了增強(qiáng)相的生成，提高了組織成分分布的均勻性，增強(qiáng)了接頭的耐腐蝕性能。

圖11 接頭焊縫區(qū)XRD 圖譜

3 結(jié)語(yǔ)

（1）在焊縫中預(yù)加入SiC 顆粒的AZ31 鎂合金攪拌摩擦焊焊縫成形良好，無(wú)缺陷。接頭焊核區(qū)為均勻細(xì)小的等軸狀晶粒，SiC-1 道次的接頭中出現(xiàn)了SiC 團(tuán)聚帶，SiC-4 道次接頭中的SiC 顆粒分布均勻。

（2）添加SiC 顆粒的焊接接頭顯微硬度顯著提高，其中，SiC-1 道次接頭焊核區(qū)硬度波動(dòng)較大，SiC-4 道次的接頭焊核區(qū)硬度變化穩(wěn)定。SiC-4 道次的接頭抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和延伸率分別達(dá)到了母材的88%、87%和45%。

（3）SiC-4 道次的焊接接頭耐腐蝕性能最好，SiC-1 道次的接頭次之，無(wú)SiC-1 道次的接頭最差。SiC 顆粒的引入增強(qiáng)了攪拌摩擦焊接頭的耐腐蝕性能，多道次的加工促進(jìn)了增強(qiáng)相的生成。