劉彥峰，黨志歡，范新會

（商洛學院化學工程與現(xiàn)代材料學院/陜西省尾礦資源綜合利用重點實驗室,陜西商洛726000）

AZ31D/ZL105雙金屬復合材料真空連接的研究

劉彥峰，黨志歡，范新會

（商洛學院化學工程與現(xiàn)代材料學院/陜西省尾礦資源綜合利用重點實驗室,陜西商洛726000）

在真空條件下制備AZ31D/ZL105雙金屬復合材料，采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡和顯微硬度計對擴散層的組織和成分進行了分析。結果表明：加熱溫度為400℃，保溫60 min獲得的AZ31D/ZL105雙金屬復合材料結合區(qū)組織均勻、厚度適中，且無夾雜和孔洞等焊接缺陷；結合區(qū)形成A、B、C三個過渡層，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層最小；最大硬度值為269.9 HV。

AZ31D；ZL105；雙金屬復合材料；擴散連接

隨著金屬資源的日益枯竭和節(jié)能減排要求，材料的高性能和結構輕量化成為金屬材料的研究熱點[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，鎂具有高比強度、高比剛度、良好的減振性能和電磁屏蔽性等顯著優(yōu)點[3]，作為重要的金屬結構材料和功能材料，廣泛應用于航空航天、船舶、高鐵、汽車和3C等領域[4]。鋁及鋁合金具有比重輕、強度高和導熱、導電性優(yōu)異等優(yōu)點，在航空、航天、造船業(yè)、汽車制造、體育器材業(yè)等領域具有廣泛的應用[5-6]。將兩種最具應用前景的輕型有色金屬材料進行復合連接，充分發(fā)揮其各自的性能優(yōu)勢，應用于環(huán)保型汽車，成為未來汽車發(fā)展的方向。比如德國BMW公司[7]開發(fā)了一種新型的鎂鋁復合雙金屬結構的發(fā)動機缸體，缸體的內(nèi)襯為鋁合金，外圍結構采用壓鑄鎂合金包覆鋁合金內(nèi)襯的方式來實現(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、擴散焊、釬焊、爆炸焊、電阻點焊等[8]。但由于Mg、Al的熱導率、線膨脹系數(shù)、比熱容，結晶時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，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]。國內(nèi)外專家、學者對Mg/Al的焊接進行了大量研究。劉鵬等[12]采用真空擴散技術焊接鎂鋁，通過優(yōu)化后的工藝參數(shù)獲得良好的焊接接頭。趙麗敏[13]采用鋅夾層對鎂鋁異種金屬進行擴散連接，鎂鋁焊接接頭界面區(qū)是由鋁鋅反應層、未充分擴散層、鋅鎂反應擴散層組成。G.Mahendran等[14]通過調(diào)整焊接溫度、焊接壓力和保溫時間三個主要參數(shù)實現(xiàn)了5 mm厚的AZ31B和A2024板材的真空擴散連接。

在真空環(huán)境中對AZ31D/ZL105雙金屬復合材料進行了焊接，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 試驗材料

試驗材料采用Ф20 mm的ZL105棒材和AZ31D棒材，其化學成分見表1。

表1 ZL105和AZ31D的化學成分

1.2 實驗方法

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，截斷面鋸紋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，再置于無水乙醇中利用超聲波清洗3次，然后用鋼絲刷進行打毛和破碎氧化膜處理，無水乙醇擦洗，吹風機吹干；ZL105鋁合金棒材表面用5%HCl溶液處理去除氧化層，并在無水乙醇中浸泡超聲清洗3次，吹風機吹干，待用。

1.2.2 AZ31D/ZL105復合材料的制備

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，當真空度達到1×10-2Pa時開始加熱，連接溫度選擇375℃、400℃、425℃、450℃四個不同溫度，保溫時間選擇60 min[15]，保溫后隨爐冷卻至室溫。

1.2.3 AZ31D/ZL105復合材料結合區(qū)的組織表征與性能測試

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

2 結果及分析

2.1 AZ31D/ZL105復合材料結合區(qū)成分分析

采用光學顯微鏡對AZ31D/ZL105復合材料結合區(qū)顯微組織進行觀察。在真空度為1.0×10-3Pa、擴散溫度為425℃、保溫60 min后隨爐冷卻制備的AZ31D/ZL105復合材料結合區(qū)顯微形貌如圖1(a)所示。由圖1(a)可見，左側為AZ31D鎂合金，右側為ZL105鋁合金。擴散層形成了明顯的中間過渡層，且整體平直、組織相對均勻；靠近界面的AZ31D側呈現(xiàn)發(fā)達的枝晶，且枝晶間的共晶相較多；在過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）結合區(qū)過渡層中指定區(qū)域?qū)姆糯髨D，圖1（b）為近鎂側過渡層，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狀組織，此組織應該是Mg、Al原子結合過程中鋁元素擴散受阻富集于此形成。

圖1 AZ31D/ZL105復合材料結合區(qū)的顯微組織及對應區(qū)域放大圖

采用電子掃描電鏡對AZ31D/ZL105復合材料連接接頭顯微組織進行觀察，對AZ31D/ZL105復合材料結合區(qū)進行能譜分析，結果如圖2所示；利用電子探針（EPMA）對AZ31D/ZL105結合區(qū)微區(qū)主要元素進行分析，測定點位置和結果分別見圖2和表2。圖2左側為AZ31D，右側為ZL105鋁合金，中間為過渡層。母材主原子Mg、Al在AZ31D/ZL105界面進行了充分擴散，整體呈階梯式分布，在中間過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)量分數(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)量分數(shù)由57.73%～60.9%降到了39.35%，Si的質(zhì)量分數(shù)由4.11%～4.53%降至0.41%左右，Cu的質(zhì)量分數(shù)由1.13%降到了0.15%。

圖2 AZ31D/ZL105復合材料過渡層的EDS分析

表2 AZ31D/ZL105雙金屬復合材料的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℃，當溫度為437℃時，發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，形成Mg-Al系金屬間化合物Mg2Al3、MgAl、Mg17Al12。Mg、Al的晶體結構不同，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，鋁在鎂中的溶解度約為12.7%；而當鎂的質(zhì)量分數(shù)36.2%～57.4%時，則幾乎完全生成金屬間化合物相[16]。結合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AZ31D/ZL105接頭組織與性能的影響

2.2.1 溫度對AZ31D/ZL105結合區(qū)組織形貌的影響

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

圖3為不同溫度下制備的AZ31D/ZL105雙金屬復合金屬材料的金相照片，圖3中左側為AZ31D鎂合金，右側為ZL105鋁合金，中間均形成一定寬度的過渡層。

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，可看出低溫連接時兩種金屬未得到充分擴散，金屬接頭出現(xiàn)明顯的縫隙，近鋁側過渡層附近明顯存在孔洞，推測為柯肯達爾效應引起；中間層主要為α-Mg樹枝晶和網(wǎng)狀Mg17Al12相。當連接溫度升高為400℃時，結合區(qū)顯微組織如圖3（b）所示，中間過渡層整體變厚且出現(xiàn)明顯的分層，擴散層分為A、B、C三層，對應分別為AZ31D鎂合金近側過渡層、中間過渡層、ZL105鋁合金近側過渡層；A層為共晶組織與樹枝晶，B層為細晶區(qū)、C層為粗晶組織。整體擴散層組織相對均勻，各層組織形態(tài)區(qū)分明顯，說明母材原子在AZ31D/ZL105界面發(fā)生互擴散，Al、Mg達到一定原子比后形成組織形貌各異的三層新相；AZ31D/ZL105結合區(qū)未出現(xiàn)明顯焊縫及孔洞，形成了良好的冶金結合。溫度升高至425℃時，結合區(qū)顯微組織如圖3（c）所示，兩基體之間的中間過渡層整體變化不大，但A層α-Mg樹枝晶更發(fā)達，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鋁合金過渡緩和。圖3（d）為擴散溫度為450℃時結合區(qū)的顯微組織，由圖3（d）可見，C層整體厚度降低，粗晶區(qū)減少，出現(xiàn)較窄的細晶區(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對比，當溫度為400℃時，保溫60 min時，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，結合區(qū)明顯形成三層過渡層，各層內(nèi)組織均勻，層間界面清晰可見，過渡自然、緩和，整體連接良好。

2.2.2 不同溫度下AZ31D/ZL105結合區(qū)顯微硬度的分布

在真空條件下擴散連接制得AZ31D/ZL105雙金屬復合材料后，經(jīng)過取樣、粗磨、預磨、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測試結合區(qū)的顯微硬度分布，載荷為25 g，保壓時間為10 s。對不同溫度下制備的AZ31D/ZL105雙金屬復合材料，在水平方向沿結合區(qū)金屬間化合物層依次取點測試顯微硬度，繪制顯微硬度分布曲線，如圖4所示。由圖4可知，AZ31D鎂合金側顯微硬度值較穩(wěn)定，由于固溶體溶質(zhì)原子的固溶強化和Mg17Al12、Al3Mg2的共同強化，使結合區(qū)的硬度明顯高于兩側母材的硬度；過渡層的顯微硬度從大到小依次為C層、B層、A層。過渡層金屬間化合物的含量對焊件的結合強度至關重要，適量的金屬間化合物可以提高結合強度，但過多的金屬間化合物會使結合區(qū)脆性增加，塑韌性降低，降低焊接強度。如圖4可見，隨著加熱溫度的升高，AZ31D/ZL105結合區(qū)域的顯微硬度先增大再減小。當連接溫度為375℃，由于結合區(qū)存在大量擴散空洞、裂紋等缺陷所以顯微硬度值略低；400℃時，焊接缺陷減少，金屬間化合物使結合區(qū)硬度值明顯升高。425℃時，溫度升高，原子進一步擴散，出現(xiàn)熱裂紋，結合區(qū)域中間部分硬度值降低。當溫度升高到450℃時，過渡層晶粒尺寸嚴重粗大，熱裂紋增寬，接頭強度整體降低。

圖4 溫度對AZ31D/ZL105復合材料結合區(qū)顯微硬度的影響

3 結論

1）加熱溫度為400℃，保溫時間60 min時，擴散過渡層組織均勻、厚度適中、無夾雜與孔洞等焊接缺陷。

2）AZ31D/ZL105結合區(qū)形成A、B、C三個過渡層，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結合區(qū)域的顯微硬度先增大再減?。贿^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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（責任編輯：張國春）

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

陜西省大學生創(chuàng)新創(chuàng)業(yè)訓練計劃項目（2730）；商洛學院科研基金項目（17SKY-FWDF005）

劉彥峰，男，陜西扶風人，碩士，講師