張發(fā)端，魏守征，饒文姬，楊 康，張英喬

（1. 中北大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院焊接研究中心 ， 太原 030051；2. 中北大學(xué)能源與動(dòng)力工程學(xué)院，太原 030051）

鎂合金和鋁合金具有密度低、比強(qiáng)度高、加工性好的特點(diǎn)，作為輕量化結(jié)構(gòu)材料用于航空航天、汽車(chē)等領(lǐng)域，可降低運(yùn)載工具重量、提高推重比，實(shí)現(xiàn)節(jié)能減排的目的[1–2]。鎂/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)可充分利用兩種材料各自的性能優(yōu)勢(shì)，使其在航空航天、汽車(chē)工業(yè)中具有重要的應(yīng)用前景。然而鎂和鋁直接熔焊時(shí)，會(huì)形成大量脆性Mg–Al 金屬間化合物 （IMCs），甚至導(dǎo)致大量焊接裂紋的產(chǎn)生，影響接頭的力學(xué)性能，限制鎂/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)的應(yīng)用。為了實(shí)現(xiàn)鎂/鋁的可靠焊接，國(guó)內(nèi)外采用攪拌摩擦焊[3]、激光焊[4]、MIG焊[5]、擴(kuò)散焊[6]、超聲波焊[7]等加工方式對(duì)鎂/鋁異種金屬開(kāi)展了大量焊接研究。其中，MIG 焊具有效率高、成本低的優(yōu)勢(shì)，對(duì)實(shí)現(xiàn)鎂/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)的可靠焊接具有重要意義。

隨著焊接技術(shù)的不斷進(jìn)步，目前已開(kāi)發(fā)出冷金屬過(guò)渡 （CMT）、冷弧MIG 焊 （CA–MIG）等先進(jìn)焊技術(shù)。CMT 和CA–MIG 兩種技術(shù)具有焊接熱輸入低的特點(diǎn)，在異種金屬的焊接方面具有技術(shù)優(yōu)勢(shì)。Hu 等[8]采用ER5356 鋁焊絲進(jìn)行了A356 鎂與6005A 鋁的脈沖MIG焊研究，發(fā)現(xiàn)鎂側(cè)焊縫、中部焊縫及鋁側(cè)焊縫存在較大的組織差異，接頭的抗拉強(qiáng)度可達(dá)219 MPa。饒文姬等[9]采用 ER4047 鋁焊絲對(duì) AZ31B Mg 與5A06 Al 進(jìn)行了脈沖MIG 焊研究，獲得了成形完整、焊縫微觀組織復(fù)雜的Mg/Al 接頭。Wang 等[5]采用 AZ31 焊絲進(jìn)行了AZ31B Mg 和6061 Al 的CMT 焊接，發(fā)現(xiàn)近鋁側(cè)焊縫形成復(fù)雜的 Mg–Al IMCs 層，拉伸時(shí)接頭斷裂于Mg2Al3層內(nèi)，抗拉強(qiáng)度僅為 38.4 MPa。Shang 等[10]采用ER4043 鋁焊絲進(jìn)行了AZ31B Mg 和6061 Al 的CMT 焊接，發(fā)現(xiàn)焊縫與鎂母材之間存在過(guò)渡區(qū)，在該區(qū)域生成了大量Mg2Al3、Mg17Al12和Mg2Si 的IMCs。汪佐瑾等[11]采用鍍鋅鋼HDG60 作為過(guò)渡金屬，對(duì)AZ31B Mg 與6061 Al 進(jìn)行了CMT 焊接，過(guò)渡層的使用避免了鎂/鋁直接反應(yīng)形成脆性IMCs，接頭抗拉強(qiáng)度超過(guò)180 MPa。綜上，國(guó)內(nèi)外主要采用脈沖MIG 焊與CMT 焊進(jìn)行鎂與鋁的MIG 焊研究。與鎂焊絲相比，采用鋁焊絲獲得的Mg/Al 接頭抗拉強(qiáng)度較高。

截至目前，尚未檢索到采用CA–MIG 焊技術(shù)進(jìn)行鎂與鋁的焊接研究，對(duì)CA–MIG 焊所獲Mg/Al 接頭組織性能的研究尚處于空白。本文選用SAl5183 鋁焊絲，采用脈沖CA–MIG 焊對(duì)AZ31 Mg 與5A05 Al 進(jìn)行對(duì)接研究，對(duì)接頭的宏觀成形、焊縫區(qū)組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能進(jìn)行了分析，重點(diǎn)研究了鎂側(cè)焊縫的微觀組織結(jié)構(gòu)特征。研究結(jié)果可指導(dǎo)鎂/鋁MIG 焊工藝優(yōu)化，為實(shí)現(xiàn)鎂/鋁復(fù)合結(jié)構(gòu)的可靠MIG 焊接提供可靠數(shù)據(jù)和理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用母材尺寸為150 mm×100 mm×3 mm 的熱軋態(tài)AZ31 鎂合金板與退火態(tài)5A05 鋁合金板。選用型號(hào)為SAl5183 的Al–Mg 合金焊絲作為填充金屬。母材及焊絲的名義化學(xué)成分如表1 所示。焊前用鋼刷打磨鎂板與鋁板表面后，AZ31 Mg 用體積分?jǐn)?shù)3%的硝酸溶液酸洗后用無(wú)水乙醇沖洗晾干待焊； 5A05 Al 先用40～70℃的NaOH 溶液 （質(zhì)量分?jǐn)?shù)5%）堿洗，然后用體積分?jǐn)?shù)為30%的HNO3溶液酸洗，再用無(wú)水乙醇清洗晾干待焊。

表1 母材及焊絲的名義化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Nominal chemical compositions of base metals and filler (mass fraction) %

焊接工藝設(shè)計(jì)如圖1 所示，采用脈沖電流模式CA–MIG 焊進(jìn)行鎂與鋁的焊接，鎂、鋁板對(duì)接裝配，焊絲對(duì)中，為了減少鎂的熔化，避免過(guò)量Mg–Al IMCs 形成，在鎂單側(cè)開(kāi)30°的坡口。焊縫正面用80% Ar + 20% He（體積分?jǐn)?shù)）混合氣體保護(hù)，流量為20 L/min；焊縫背面采用高純Ar（體積分?jǐn)?shù)99.999%）保護(hù)，流量為15 L/min。其他主要工藝參數(shù)如表2 所示。

表2 主要焊接參數(shù)Table 2 Main welding parameters

圖1 焊接工藝示意圖Fig.1 Welding process diagram

焊后靜置 24 h 后沿焊縫橫向切取樣品，機(jī)械打磨拋光后采用體積比HF∶HNO3∶H2O = 1∶1∶10 的混合溶液進(jìn)行焊縫金相顯蝕。采用光學(xué)顯微鏡、日產(chǎn) JSM–7001F 型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡 （FE – SEM）對(duì)焊縫微觀組織和斷口微觀形貌進(jìn)行分析；采用 X–MAXN型能譜儀（EDS， OXFORD）對(duì)特征區(qū)進(jìn)行元素分析；采用 X 射線衍射儀 （XRD）對(duì)焊縫區(qū)進(jìn)行物相分析；采用HVS–1000型維氏顯微硬度計(jì)測(cè)量焊縫的顯微硬度分布；采用萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測(cè)試。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 接頭宏觀形貌

鎂/鋁焊接接頭宏觀形貌如圖2 所示。正/背面焊縫成形均勻、連續(xù)，未觀察到表面氣孔和裂紋。正面焊縫寬度約為6 mm，背面焊縫寬度約為4 mm。根據(jù)接頭橫截面形貌，雖然鎂側(cè)開(kāi)單側(cè)坡口，距電弧中心較遠(yuǎn)，但焊接過(guò)程中受電弧加熱作用，仍發(fā)生了少量熔化，熔化的Mg與Al 基液態(tài)金屬發(fā)生反應(yīng)，與焊縫之間形成了成分復(fù)雜的過(guò)渡區(qū)；鋁側(cè)受電弧的近距離加熱作用發(fā)生了大量熔化，與熔融的焊絲金屬混合后冷凝形成過(guò)渡良好的熔合區(qū)。焊縫內(nèi)部存在較多尺寸不一的氣孔，但未發(fā)現(xiàn)內(nèi)部裂紋的存在。分析認(rèn)為，焊縫氣孔可能的來(lái)源有兩種：一是液態(tài)熔池在高溫下溶解了大量H，焊后冷卻凝固過(guò)程中來(lái)不及逸出形成H 氣孔；二是由于鎂在電弧的劇烈加熱作用下蒸發(fā)汽化，來(lái)不及上浮逸出形成Mg 氣孔。

圖2 焊接接頭宏觀形貌Fig.2 Macroscopic morphology of joint

2.2 接頭焊縫微觀組織特征

為了較全面地分析焊縫微觀組織特征，將焊縫分為鎂側(cè)焊縫、中部焊縫和鋁側(cè)焊縫，各特征區(qū)劃分如圖2（b） 所示。首先截取接頭橫截面進(jìn)行XRD 分析，如圖3 所示，在試驗(yàn)條件下，除α – Mg 和α – Al 外，還檢測(cè)到Al3Mg2、Al12Mg17兩種新相。分析認(rèn)為，由于鎂發(fā)生了少量熔化，與Al 基液態(tài)金屬混合后，在不同反應(yīng)驅(qū)動(dòng)力作用下，形成了多種Mg–Al IMCs。

圖3 接頭橫截面XRD 分析Fig.3 XRD patterns of the joint cross-section

2.2.1 鎂側(cè)焊縫微觀組織

圖4 為鎂側(cè)焊縫的微觀顯微組織，由鎂側(cè)至焊縫側(cè)可分為6 個(gè)特征區(qū)：胞狀晶組織、羽狀共晶組織、樹(shù)枝晶固溶體組織、平滑的固溶體組織、顆粒狀析出相+平滑固溶體共晶組織和島狀+晶間雙固溶體共晶組織。對(duì)6 個(gè)特征區(qū)進(jìn)行EDS 元素分析，取點(diǎn)位置如圖4（b ）～（g）中A～H點(diǎn)所示，分析結(jié)果如表3 所示。根據(jù)EDS 分析，A點(diǎn)Mg 約為90%（原子數(shù)分?jǐn)?shù)），結(jié)合Al–Mg 二元合金相圖，推測(cè)為胞狀α – Mg；B點(diǎn)羽狀組織中Mg∶Al 原子比約為7∶3，結(jié)合上文中的研究推測(cè)為α – Mg+Al12Mg17共晶組織[12]，其中黑色片狀組織為α – Mg，白色片狀組織為Al12Mg17；C點(diǎn)Mg∶Al 原子比約為3∶2，結(jié)合XRD分析結(jié)果，推測(cè)應(yīng)為Al12Mg17樹(shù)枝晶；D點(diǎn)Mg∶Al 原子比約為48∶52，符合Al52Mg48成分，但根據(jù)XRD 分析結(jié)果，Al52Mg48應(yīng)發(fā)生了分解，形成Al12Mg17+Al3Mg2共析組織；E點(diǎn)Mg∶Al 原子比約為2∶3，推測(cè)應(yīng)是Al3Mg2；F點(diǎn)EDS 結(jié)果顯示顆粒狀組織中Al 含量較高，推測(cè)為Al3Mg2基體上共晶析出的α – Al，因此E、F點(diǎn)所在區(qū)域應(yīng)是顆粒狀α – Al + Al3Mg2共晶組織；G點(diǎn)Mg∶Al 原子比約為2∶3，推測(cè)晶間相應(yīng)是Al3Mg2；H區(qū)Al 原子分?jǐn)?shù)約占93 %，應(yīng)是α – Al 固溶體，因此G、H點(diǎn)所在區(qū)域應(yīng)是島狀α – Al + Al3Mg2共晶組織。

表3 A～H 點(diǎn)EDS 元素分析結(jié)果（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）Table 3 Results of EDS analysis for regions A～H (atomic fraction) %

圖4 鎂側(cè)焊縫顯微組織Fig.4 Microstructures of weld at Mg side

結(jié)合Mg–Al 二元合金相圖，鎂與鋁熔合時(shí)，由富Mg 側(cè)至富Al 側(cè)可依次形成α– Mg、Al12Mg17、Al52Mg48、Al30Mg23、Al3Mg2和α– Al，其中Al52Mg48和Al30Mg23為高溫亞穩(wěn)態(tài)相，隨溫度的下降會(huì)發(fā)生共析反應(yīng)形成Al12Mg17+ Al3Mg2共析組織。分析認(rèn)為，在試驗(yàn)工藝下鎂發(fā)生少量熔化，與鋁基焊縫金屬混合反應(yīng)形成了6 個(gè)特征區(qū)： （1）緊鄰鎂母材的焊縫中，溫度降至650 ℃左右時(shí)α– Mg 先凝固，形成圖4（b）所示的胞狀組織。（2）與之相鄰的共晶成分區(qū)溫度降至438 ℃左右時(shí)發(fā)生L→α – Mg + Al12Mg17的共晶反應(yīng)，形成圖4（c）所示的羽狀共晶組織。（3）向焊縫中部延伸， Mg 含量減少， Al 含量增加，在460 ℃左右形成如圖4（d）所示的Al12Mg17樹(shù)枝晶固溶體組織。（4）D區(qū)液態(tài)金屬中Mg 與Al 成分相近，冷卻過(guò)程中首先發(fā)生L→Al52Mg48反應(yīng)，形成平滑的固溶體；由于Al52Mg48為亞穩(wěn)態(tài)相，持續(xù)冷卻過(guò)程中發(fā)生共析反應(yīng)Al52Mg48→Al12Mg17+ Al3Mg2，形成圖4（e）所示的Al12Mg17+ Al3Mg2平滑的固溶體組織。（5）繼續(xù)向焊縫中部延伸，液態(tài)金屬中Al 含量略高于Al3Mg2的相區(qū)，在450 ℃左右發(fā)生共晶反應(yīng)L→ α – Al + Al3Mg2，形成圖4（f）所示的顆粒狀α – Al + Al3Mg2固溶體共晶組織。（6）靠近中部焊縫的液態(tài)金屬中Mg 含量較低，高熔點(diǎn)的α – Al 呈島狀率先析出，剩余液相中Mg 含量逐漸增大，當(dāng)Al∶Mg 原子比接近3∶2 時(shí)，發(fā)生L→ Al3Mg2反應(yīng)，形成晶間Al3Mg2，最終形成島狀α – Al + Al3Mg2固溶體共晶組織，如圖4（g）所示。

橫跨該區(qū)域進(jìn)行EDS 元素分布分析，結(jié)果如圖5 所示。根據(jù)Mg、Al 元素的分布情況，焊縫區(qū)由鎂側(cè)至焊縫中部依次形成了6 個(gè)特征區(qū)，這與EDS 元素分析結(jié)果相吻合。其中胞狀α – Mg 寬度約2 μm；α – Mg+Al12Mg17共晶區(qū)寬度約50 μm；Al12Mg17樹(shù)枝晶寬度約40 μm；Al12Mg17+Al3Mg2共析組織寬度約80 μm；顆粒狀α – Al+Al3Mg2共晶組織寬度約40 μm。

圖5 鎂側(cè)焊縫EDS 線掃描分析Fig.5 EDS line analysis of the weld at Mg side

2.2.2 中部焊縫及鋁側(cè)焊縫微觀組織

根據(jù)微觀組織結(jié)果分析，中部焊縫及鋁側(cè)焊縫微觀組織基本一致，對(duì)兩個(gè)區(qū)域進(jìn)行EDS 元素分析，Al 原子數(shù)分?jǐn)?shù)均超過(guò)92%，推測(cè)其主要由α – Al 固溶體組織組成。中部焊縫主要由粗大的α – Al 樹(shù)枝晶組成，如圖6（a）所示。鋁側(cè)焊縫區(qū)可分為兩個(gè)特征區(qū)，焊縫側(cè)主要由粗大的α – Al 樹(shù)枝晶組成；緊鄰鋁母材形成了一定寬度的α – Al 柱狀晶區(qū)，焊縫與鋁母材過(guò)渡良好，如圖6（b）所示。分析認(rèn)為，由于采用鎂單側(cè)開(kāi)坡口的工藝，焊接過(guò)程中鎂僅發(fā)生了少量熔化，未大量擴(kuò)散至中部及鋁側(cè)焊縫。中部及鋁側(cè)焊縫主要由熔融的焊絲金屬及局部熔化的鋁母材混合后冷凝形成。冷卻過(guò)程中，高熔點(diǎn)的α – Al 首先形核并長(zhǎng)大，在溫度起伏和成分起伏的共同作用下，形成了粗大的樹(shù)枝晶。合金成分較多的低熔點(diǎn)液相被排擠至α – Al 晶界處，冷凝后形成晶界低熔點(diǎn)共晶組織。緊鄰鋁母材的液態(tài)金屬冷凝時(shí)，固–液界面提供了異質(zhì)形核界面，在較大過(guò)冷度下沿溫度梯度方向發(fā)生非自發(fā)形核，形成圖6（b）所示的柱狀晶區(qū)。

圖6 中部及鋁側(cè)焊縫微觀組織Fig.6 Microstructure of the mid-weld and weld at Al side

2.3 焊縫區(qū)顯微硬度分布

橫跨焊縫進(jìn)行維氏顯微硬度分布分析，結(jié)果如圖7所示。由于鎂為單相α – Mg，熱影響區(qū)顯微硬度與母材基本一致，均在40HV0.5左右。根據(jù)微觀組織結(jié)構(gòu)分析，鎂側(cè)焊縫形成了復(fù)雜的Mg–Al IMCs 層，Mg–Al IMCs具有其本征脆性，硬度較高，使鎂側(cè)焊縫顯微硬度顯著增大，最高超過(guò)180HV0.5。根據(jù)接頭橫截面成形分析，焊縫內(nèi)部存在氣孔，影響了焊縫的顯微硬度，中部焊縫及鋁側(cè)焊縫硬度起伏較大，在70 ～ 130HV0.5之間。由于脈沖CA–MIG 焊焊接熱輸入小，而且5A05 Al 屬于非熱處理強(qiáng)化合金，鋁側(cè)焊接熱影響區(qū)硬度與鋁母材基本一致，約為60HV0.5。

圖7 接頭顯微硬度分布Fig.7 Microhardness distribution for the joint

2.4 力學(xué)性能及斷裂分析

保留焊縫余高，沿著焊縫橫向截取拉伸試樣，尺寸為 150 mm×10 mm×2.5 mm。獲得的應(yīng)力–應(yīng)變曲線如圖 8 所示，在試驗(yàn)條件下，接頭最高抗拉強(qiáng)度可達(dá)93 MPa，應(yīng)力–應(yīng)變曲線無(wú)明顯屈服現(xiàn)象，接頭斷裂時(shí)應(yīng)變僅為0.65%，說(shuō)明接頭的塑性較差。

圖8 拉伸應(yīng)力–應(yīng)變曲線Fig.8 Stress–strain diagram for tensile testing

接頭斷裂于鎂側(cè)焊縫中，圖9（a） 為宏觀斷口形貌，斷面整體呈脆性斷裂特征，中間存在少量大小不一的氣孔，氣孔的存在對(duì)接頭的力學(xué)性能具有不利的影響。斷口上部呈密集的臺(tái)階狀斷裂，臺(tái)階中存在大量顯微裂紋（圖9（b））；斷口中部呈山脊?fàn)罱怆x斷裂 （圖9（c））；斷口下部主要為山脊?fàn)罱怆x斷裂，其間存在胞狀凸起（圖9（d）。根據(jù)顯微組織分析，由于鎂側(cè)焊縫中存在大量Mg–Al IMCs，但其IMCs 塑性差，拉伸時(shí)較小的應(yīng)力即可引起IMCs 內(nèi)顯微裂紋的萌生與擴(kuò)展，裂紋沿IMCs 快速穿晶斷裂，呈脆性斷裂機(jī)制。

圖9 接頭斷口形貌Fig.9 Fractography of the joint

3 結(jié)論

（1）采用脈沖CA–MIG 焊，在焊接熱輸入為0.8476 kJ/cm 時(shí)，采用SAl 5183 焊絲實(shí)現(xiàn)了AZ31 Mg 與5A05 Al的無(wú)裂紋焊接。鎂發(fā)生了少量熔化與焊縫形成復(fù)雜的過(guò)渡區(qū)；鋁發(fā)生了局部熔化與焊縫形成過(guò)渡良好的熔合區(qū)。

（2）鎂側(cè)焊縫由鎂至焊縫中部依次形成了α – Mg胞狀晶層、α – Mg + Al12Mg17羽狀共晶組織、Al12Mg17樹(shù)枝晶組織、Al12Mg17+ Al3Mg2共析組織、顆粒狀α – Al +Al3Mg2共晶組織和島狀α – Al+晶間Al3Mg2共晶組織；中部焊縫和鋁側(cè)焊縫組織主要為α – Al 樹(shù)枝晶組織，晶界存在少量低熔點(diǎn)共晶。

（3）焊縫的顯微硬度分布存在較大的不均勻性，其中鎂側(cè)焊縫由于存在連續(xù)的脆性Mg–Al IMCs，顯微硬度較高。

（4）拉伸測(cè)試中，鎂/鋁接頭斷裂于鎂側(cè)焊縫中，斷口呈脆性斷裂特征，所獲接頭最高抗拉強(qiáng)度可達(dá)93 MPa。