鋁．鎂合金磁脈沖焊接界面形貌研究

            鎂．鋁合金焊接過程中產(chǎn)生的脆性Al—Mg金屬間化合物，大大降低焊接接頭的性能?。目前，諸如擴(kuò)散焊、爆炸焊、攪拌摩擦焊等焊接方法都不可避免的會(huì)產(chǎn)生脆性A1．Mg金屬間化合物。磁脈沖焊接技術(shù)是一種高速、固態(tài)、冷焊的連接方法，全部焊接過程將在很短的時(shí)間(微秒級(jí))內(nèi)完成，并且焊接過程不需要添加填充金屬也不需要保護(hù)氣體，無熱影響區(qū)，可有效防止接頭處晶粒粗大，可大幅度減小焊接接頭界面處金屬間化合物的產(chǎn)生【2】。磁脈沖焊接的界面形貌類似于爆炸焊接，通常呈現(xiàn)波形結(jié)合區(qū)，直接結(jié)合區(qū)以及熔化層結(jié)合區(qū)3種基本形態(tài)。一般認(rèn)為波形結(jié)合區(qū)為理想的結(jié)合區(qū)域。對(duì)于界面波的形成機(jī)理國(guó)內(nèi)外進(jìn)行了一系列的研究，主要有復(fù)板流侵徹機(jī)理、渦街機(jī)理、亥爾姆霍爾茲失穩(wěn)機(jī)理及應(yīng)力波機(jī)理等。目前，以色列的研究者Ben—Artzy和Stem通過系統(tǒng)的研究認(rèn)為：磁脈沖焊接界面的波狀結(jié)合是由于應(yīng)力波引起的亥爾姆霍茲失穩(wěn)【3】所造成的。本研究通過Al—Mg異種金屬進(jìn)行的磁脈沖焊接試驗(yàn)，系統(tǒng)的探討、分析Al—Mg異種金屬磁脈沖焊接接頭界面的形貌特點(diǎn)。

1實(shí) 驗(yàn)

             將采用以色列PULSAR公司提供的MPW 20／9型磁脈沖焊接系統(tǒng)進(jìn)行鋁管與鎂棒的焊接試驗(yàn)。試驗(yàn)中選取1060鋁合金作為外管，外管規(guī)格為@16 mmxlmmx34 mm，熱處理狀態(tài)為O狀態(tài)；內(nèi)棒為AZ31鎂棒，熱處理狀態(tài)為F狀態(tài)，內(nèi)棒直徑為11 mm；焊件的相關(guān)力學(xué)性能如表l所示。焊前用丙酮清洗待焊件的表面，除去表面油污等雜質(zhì)。試驗(yàn)中采用MPW 20／9型磁脈沖焊接系統(tǒng)，設(shè)置不同的充電電壓(4，4．2，4．5 kV)進(jìn)行焊接試驗(yàn)，對(duì)焊件采用如圖1a所示的檢測(cè)方法檢測(cè)其氣密性；并對(duì)氣密性性能良好的焊件進(jìn)行剝離試驗(yàn)(如圖lb)，檢測(cè)接頭結(jié)合性能。試驗(yàn)結(jié)果表明在此3種充電電壓下焊件不僅氣密性良好，而且結(jié)合性能良好，斷口均斷在焊件母材處。將符合以上要求的焊件進(jìn)行金相處理并按國(guó)標(biāo)的腐蝕方法進(jìn)行腐蝕[41。采用4XC．1型光學(xué)顯微鏡、HITACHI$3400N型掃描電鏡、美國(guó)安捷倫公司提供的G200 NANO INDENTER型壓痕儀對(duì)腐蝕后的接頭結(jié)合界面的微觀形貌、元素分布、能譜成分以及硬度變化進(jìn)行分析，以期獲得最優(yōu)界面。

2結(jié)果及討論

2．1光學(xué)顯微分析

           充電電壓4．3 kV的1060AI／AZ31Mg和充電電壓．2 kV的5A03AI／5A06AI焊縫界面金相顯微組織對(duì)比見圖2。由圖2可清晰的看出：A1．Al焊縫界面波形的幅值基本對(duì)稱，波紋形貌類似于正弦波，周期性傳遞的現(xiàn)象明顯，兩種材料結(jié)合很致密；而A1-Mg的焊縫界面波形是一個(gè)波幅并不對(duì)稱的正弦波，嵌入鋁層的界面波較少；嵌入鎂層的界面波較多，形成了不規(guī)則的波狀結(jié)合方式。根據(jù)應(yīng)力波引起的亥爾姆霍茲火穩(wěn)機(jī)理可知，當(dāng)外力作用使A1一Mg兩種焊件結(jié)合在一起時(shí)，由于Mg側(cè)質(zhì)地更軟，塑形變形能力強(qiáng)，在受外力擠壓作用時(shí)，g層一側(cè)首先發(fā)生失穩(wěn)。壓應(yīng)力的連續(xù)作用，使局部晶粒間的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)受阻，位錯(cuò)塞積群密度不斷上升，導(dǎo)致此區(qū)域的品粒間的抗塑性變形能力火幅提高，當(dāng)其超過A1層一側(cè)的抗塑性變形能力時(shí)，失穩(wěn)狀態(tài)發(fā)生在Al層一側(cè)，此過程只要稍加進(jìn)行，Mg層一側(cè)的壓應(yīng)力就將大幅降低，從而位錯(cuò)塞積群密度也隨之減小，塑性變形能力迅速得到恢復(fù)，Mg側(cè)重新出現(xiàn)失穩(wěn)，焊接波紋進(jìn)而侵入Mg層一側(cè)，如此反復(fù)進(jìn)行，使界面呈現(xiàn)周期性的不規(guī)則波狀變化。此外圖2a中A所指示的區(qū)域?yàn)?ldquo;過渡區(qū)”，其明顯不同于兩種母材組織，且此區(qū)域均出現(xiàn)在A1基一側(cè)。3種不同充電電壓試驗(yàn)的“過渡區(qū)”的變化情況如圖3所示。由圖看出，隨充電電壓的減小，焊縫附近的“過渡區(qū)”有減弱的趨勢(shì)。當(dāng)充電電壓為5 kV時(shí)，可清楚的看見整個(gè)焊接界面周圍基本為大片的呈連續(xù)狀分布的“過渡區(qū)”，最厚處(圖3a箭頭所指)可達(dá)32¨m：在充電電壓為4．5 kV時(shí)，此區(qū)域呈現(xiàn)斷續(xù)、少量分布，且其厚度約】0 p．m，遠(yuǎn)小于充電電壓為5 kV時(shí)，只有在如圖3b箭頭所指的部分才出現(xiàn)比較厚的聚集層(26um)；而在充電電壓4 kv時(shí)，幾乎看不到“過渡區(qū)”。

2 2電子顯微分析

           圖4是1060AI／AZ31Mg焊縫界面“過渡區(qū)”結(jié)構(gòu)及良好結(jié)合界面處元素線掃描結(jié)果。同時(shí)在此區(qū)域內(nèi)打能譜點(diǎn)，精確測(cè)量“過渡區(qū)”內(nèi)的各元素的含鼉。圖4a中鎂鋁兩種元素在界面結(jié)合區(qū)只是發(fā)生了一定程度的擴(kuò)散。在磁脈沖焊接過程中，靠近界面兩側(cè)不同的基體金屬處由于瞬間高壓、高溫引起的的塑性變形作用，使基體兩側(cè)的原子必然發(fā)生滲透和對(duì)流，最終出現(xiàn)的效果就是原子間的相互擴(kuò)散。圖4b中“過渡區(qū)”出現(xiàn)在Al基。側(cè)，元素線掃描的結(jié)果顯示：在這‘區(qū)域Mg的含量略高于Al，并且它們之間的含量在‘定的區(qū)域內(nèi)呈現(xiàn)出近似于“平臺(tái)期”的變化，元素含量遠(yuǎn)不同于AI基一側(cè)。對(duì)此僅從元素?cái)U(kuò)散學(xué)的角度是不能解釋的，所以，推測(cè)此“平臺(tái)期”區(qū)域必然生成了新的金屬間相。這是由于在磁脈沖焊接過程中焊接工藝選擇不當(dāng)(充電電壓偏大)，焊接瞬間產(chǎn)生的強(qiáng)大壓應(yīng)力將超過金屬本身的塑性變形能力，導(dǎo)致界面局部區(qū)域出現(xiàn)超塑變形，此時(shí)大量的壓應(yīng)力產(chǎn)生的加載動(dòng)能轉(zhuǎn)化為熱能聚集在焊接界面，在近似絕熱的條件下，必將使界面附近的部分已經(jīng)塑形變形的金屬溫度不斷升高，達(dá)到一定溫度后，就會(huì)出現(xiàn)熔化現(xiàn)象，形成如圖4b箭頭所指的“過渡區(qū)”。從而可以將“過渡區(qū)”定義為“熔化區(qū)”。對(duì)“熔化區(qū)”進(jìn)行EDS能譜點(diǎn)分析的結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，％)表明：Mg為5151，Al為47 62，Zn為0 87。能譜點(diǎn)分析的數(shù)據(jù)與元素線掃描的結(jié)果一致，而且通過元素含量的數(shù)值以及AI．Mg合金相圖可推斷出，此處生成的金屬間化合物很可能是A13M92(40％)與AIl2Mgl7(58 6％)的混合物。A13M92的存在范圍比較狹窄，Mg含量的變化范圍僅為38．5％～40 3％；而A112Mgl7的存在范圍比較寬泛，Mg含量的變化范圍在40％～60％之間。由此也能解釋元素線掃描時(shí)，為何在“熔化區(qū)”中Mg元素的含量都略高于A1。

3結(jié) 論

1)鋁．鎂異種金屬磁脈沖焊接界面呈不規(guī)則的波紋形貌結(jié)合，嵌入Al基體一側(cè)的界面波較少。

2)磁脈沖焊接界面出現(xiàn)了原子的擴(kuò)散現(xiàn)象，并且在熔化區(qū)有新的硬脆相產(chǎn)生，此新相的產(chǎn)生使熔化區(qū)的硬度大幅提高。

3)磁脈沖焊接界面的熔化區(qū)在A1基體一側(cè)出現(xiàn)，熔化區(qū)的大小與選取的焊接工藝參數(shù)有關(guān)。選用適當(dāng)?shù)暮附庸に噮?shù)可大幅度減少乃至避免“熔化區(qū)”的出現(xiàn)，顯著提高焊接性。

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