退火對Al-Mg攪拌摩擦焊接頭組織及力學(xué)性能的影響

鄧清洪，李志明，蔣習(xí)均，周長興，付瑞東

（1.湖南九方焊接技術(shù)有限公司，湖南株洲412000；2.燕山大學(xué) 亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國家重點(diǎn)試驗室，河北秦皇島066004）

0 前言

鎂合金是目前工程應(yīng)用中最輕的結(jié)構(gòu)材料，具有高比強(qiáng)度、高導(dǎo)熱性、高比彈性模量、高靜電屏蔽、易于回收二次利用等一系列不可替代的性能優(yōu)勢，是結(jié)構(gòu)輕量化綠色制造不可缺少的材料。同樣，鋁合金是應(yīng)用最廣、最多的有色金屬材料，近年來在航空航天、軌道交通、新能源汽車、船舶、軍工等領(lǐng)域的應(yīng)用明顯呈上升趨勢。因此，將鎂合金和鋁合金焊接形成異種金屬接頭從而使結(jié)構(gòu)輕量化引起了國內(nèi)外焊接學(xué)者的廣泛關(guān)注[1-4]。Al-Mg異種接頭在軍工裝甲、飛機(jī)機(jī)翼、艙體、航空發(fā)動機(jī)零部件、新能源汽車等均有應(yīng)用，而采用傳統(tǒng)的熔化焊容易產(chǎn)生熱裂紋、氣孔、大量共晶IMCs等一系列問題。

國內(nèi)外學(xué)者對Al-Mg異種金屬FSW（Friction Stir Welding）焊接工藝、界面 IMC（Intermetallic Compounds）相組成及形成機(jī)理展開了大量研究，如：Firouzdor[5]研究了前進(jìn)側(cè)材料、焊速和轉(zhuǎn)速對Al-Mg異質(zhì)FSW接頭組織及力學(xué)性能的影響；Mofid[6]研究了在空氣、水下、液氮下Al-Mg異質(zhì)金屬FSW接頭組織力學(xué)性能的差異；Fu[7]采用中等攪拌速度（600～800 r/min）、較低焊接速度（30～60 r/min）、攪拌頭偏置于Mg側(cè)的焊接工藝獲得了性能優(yōu)異的焊縫；Kostka[8]采用透射電鏡發(fā)現(xiàn)在Al-Mg界面IMC為厚度約1 μm的超細(xì)結(jié)構(gòu)Al12Mg17組成，并在靠近界面的 Al基體中發(fā)現(xiàn)了納米尺寸的 Al3Mg2；Firouzdor[9]發(fā)現(xiàn)IMC的形成機(jī)制是通過液相反應(yīng)形成，而不是固相擴(kuò)散機(jī)制，Sato[10]的研究也得出了相同結(jié)論；金玉花[11]研究了Al-Mg異質(zhì)接頭界面IMC在焊后退火過程中的生長行為，結(jié)果表明界面IMC在退火過程中明顯長大，由Al12Mg17和Al3Mg2組成。大量研究結(jié)果表明：在焊接過程中，鋁-鎂界面處通過共晶反應(yīng)形成的IMC是導(dǎo)致接頭性能惡化的主要原因，如何規(guī)避和降低IMC對Al-Mg異種FSW接頭力學(xué)性能的影響是未來研究的重點(diǎn)方向。

在此引入焊后退火處理來研究溫度場對Al-Mg異種金屬FSW接頭組織和力學(xué)性能的影響，分析討論IMC與接頭力學(xué)性能的規(guī)律關(guān)系。

1 試驗材料和方法

試驗材料是3 mm厚工業(yè)純鋁板材和AZ31鎂合金板材，尺寸為300 mm×150 mm×3 mm，力學(xué)性能如表1所示。試驗設(shè)備為湖南九方焊接技術(shù)有限公司自主研發(fā)的FSW-JF-025動龍門二維攪拌摩擦焊設(shè)備。攪拌工具為內(nèi)凹軸肩，軸肩尺寸15 mm，攪拌針為圓錐帶螺紋特征，長2.8 mm，攪拌針端部直徑5 mm，根部直徑6.5 mm，材料為H13熱作模具鋼。FSW的焊接參數(shù)為：前進(jìn)側(cè)材料為鎂板，攪拌頭往前進(jìn)側(cè)偏置1mm，轉(zhuǎn)速800r/min，焊速100 mm/min，下壓量 0.15 mm，傾角為-2°。

表1 兩種母材力學(xué)性能

焊后對焊接接頭分3組進(jìn)行退火處理，具體為在300℃下分別保溫20 min、40 min和60 min。然后對焊后接頭和退火接頭沿垂直于焊接方向分別制取金相試樣和拉伸試樣，取樣標(biāo)準(zhǔn)按照ISO25239執(zhí)行。采用Axiovert-200-MAT觀察金相組織，制備金相試樣的腐蝕液為4 g KMnO4+2 g NaOH+100 ml H2O，鎂側(cè)使用10 ml乙酸+10 ml去離子水+100 ml乙醇+6 g苦味酸腐蝕10 s。采用Instron-5900拉伸試驗機(jī)測試?yán)煨阅?，使用HITACHI-S4800掃描電子顯微鏡進(jìn)行能譜和拉伸斷裂表面分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 金相組織觀察

2.1.1 焊態(tài)接頭

Al-Mg FSW焊態(tài)接頭的焊縫橫截面金相和接頭顯微金相照片如圖1所示。由圖1a可知，前進(jìn)側(cè)（Advanced side，AS）和后退側(cè)（Retreated side，RS）材料分別為Mg和Al，焊縫橫截面無缺陷，兩種母材在焊核區(qū)形成了一種鑲嵌楔形結(jié)構(gòu)，焊縫最上表面由于軸肩擠壓和旋轉(zhuǎn)帶動作用分布著薄厚不均勻的Mg層和Al層。圖1b為Mg母材金相照片，晶粒為等軸晶，圖1c為Mg側(cè)焊核區(qū)在FSW過程中由于動態(tài)再結(jié)晶形成的細(xì)小等軸晶粒，在Mg側(cè)熱機(jī)械影響區(qū)（Thermalmechanical affected zone，TMAZ）可以看到拉長的細(xì)小等軸晶粒。在Al-Mg界面無明顯的IMC層（見圖1e）。由于攪拌針的劇烈攪拌作用，伴隨摩擦和變形熱的產(chǎn)生，兩種材料塑性流動行為明顯，如圖1f、1g所示，Al呈現(xiàn)帶狀和河流花樣狀分布在Mg基質(zhì)中。

2.1.2 不同退火處理接頭

圖1 Al-Mg FSW焊態(tài)接頭的焊縫橫截面及顯微組織

為了研究IMC和Al-Mg異種FSW接頭力學(xué)性能的影響關(guān)系，焊后接頭進(jìn)行退火處理，Al-Mg異種FSW焊后退火處理接頭的橫截面及界面金相如圖2所示?？梢钥闯?，隨著退火時間的增加，界面IMC層越明顯（見圖2a～2c），經(jīng)過300℃/20 min退火后，Al-Mg界面處IMC層相比焊后接頭有明顯長大（見圖 2d），經(jīng)過 300℃/40 min退火（見圖 2e）后界面IMC進(jìn)一步長大，兩側(cè)母材由于靜態(tài)再結(jié)晶，晶粒也明顯長大。對比300℃/40 min退火，300℃/60 min退火（見圖2f）后界面IMC有一定的長大，但增長速率有所降低，說明界面IMC的長大增厚與退火時間是非線性關(guān)系，由于IMC層的增厚，Al/Mg元素之間的擴(kuò)散變得更加困難，IMC層成為阻礙原子擴(kuò)散的一道屏障。

2.2 界面SEM分析

圖2 Al-Mg異種金屬FSW焊后退火處理接頭的橫截面及界面金相

不同焊后退火處理后Al-Mg接頭界面的EDS分析曲線如圖3所示。為了分析Al-Mg異質(zhì)界面IMC層分布，在SEM上進(jìn)行線能譜掃描，然后將掃描數(shù)據(jù)點(diǎn)在origin里繪制成曲線。焊態(tài)接頭Al-Mg界面處元素分布呈近線性過渡的特征如圖3a所示，存在明顯的元素分布梯度，界面層厚度約6 μm。當(dāng)焊態(tài)接頭經(jīng)過300℃/20 min退火后（見圖3b），能譜分析曲線與焊態(tài)接頭的曲線特征發(fā)生明顯變化，元素分布不再成近線性變化，在界面中線位置，曲線由陡峭變得平緩。這說明該處元素分布梯度減小，在退火過程中發(fā)生了Al/Mg原子之間的遷移擴(kuò)散，界面IMC層厚度增加到約9.2 μm。焊態(tài)接頭經(jīng)過40 min退火后（見圖3c）Al-Mg界面能譜分析曲線在界面中心附近的分布特征相比20 min退火接頭更加平緩且寬度增加，元素分布梯度進(jìn)一步減少，并且界面Mg側(cè)出現(xiàn)第二個平臺（如圖3c箭頭所示），說明在該處有另外一種IMC相長大，IMC層厚度增加到約11.2 mm。當(dāng)退火時間增加到60 min后（見圖3d），界面IMC層的厚度增加到約14.2μm，界面中線附近區(qū)域能譜曲線元素分布接近平直狀態(tài)，曲線出現(xiàn)的第二個平臺更加明顯。綜上所述，隨著退火時間的延長，Al-Mg界面附近原子通過擴(kuò)散遷移重新分布，界面IMC明顯長大。

圖3 不同退火處理后Al-Mg界面EDS分析曲線

2.3 顯微硬度分布

不同處理狀態(tài)Al-Mg異種接頭的顯微硬度沿焊縫的橫截面中部分布曲線如圖4所示。除了某些特殊的高硬度點(diǎn)，4條曲線的分布規(guī)律一致，并且硬度分布存在明顯的梯度，前進(jìn)側(cè)材料的整體硬度水平高于后退側(cè)材料約20 HV，焊核區(qū)兩側(cè)母材硬度分布較為均一，無明顯的熱影響區(qū)軟化區(qū)，但焊核區(qū)離散分布著高于母材硬度的點(diǎn)，這是由于IMC顆粒和界面IMC層造成的，最高硬度值約為170HV。焊態(tài)接頭經(jīng)過不同退火處理后，前進(jìn)側(cè)（Mg）母材硬度下降不明顯，后退側(cè)（Al）母材硬度水平下降約10 HV。

基體材料硬度壓痕與Al/Mg界面壓痕對比如圖5所示?？梢钥闯?，壓痕在Al基體上呈現(xiàn)規(guī)則的平行四邊形，當(dāng)顯微硬度壓頭壓在Al-Mg界面時，界面IMC由于硬而脆的特性，晶粒不能與兩側(cè)基體材料協(xié)同變形裂紋沿晶界發(fā)生擴(kuò)展，IMC層與基體材料發(fā)生脫離（如圖5b黑色箭頭所示）。在顯微壓頭的壓力作用下，IMC被壓碎（如圖5b白色箭頭所示）。

圖4 不同處理狀態(tài)Al-Mg異種FSW接頭顯微硬度分布曲線

2.4 界面IMC形變能力分析

為了研究Al/Mg異質(zhì)FSW接頭界面與基體協(xié)同變形能力，將Al-Mg焊態(tài)接頭在300℃/60 min退火后進(jìn)行軋制變形處理，形變量為原始板厚的70%。Al/Mg界面IMC層經(jīng)熱軋后與兩側(cè)基體材料脫離（見圖6a），并且IMC層發(fā)生沿晶開裂（見圖6b）。由此可見，界面IMC沒有形變能力，無法與兩次基體材料協(xié)調(diào)變形而發(fā)生脆性斷裂，經(jīng)EDS能譜分析（見圖6c、6d），在Mg側(cè)元素先呈線性過渡到IMC層，元素分布在裂紋處出現(xiàn)突降突升，然后出現(xiàn)平臺區(qū)（單個晶粒上），同樣IMC層呈線性過渡到Al側(cè)基體。

圖5 基體材料硬度壓痕與Al/Mg界面壓痕對比

圖6 異質(zhì)Al-Mg界面經(jīng)熱軋后SEM和EDS分析

2.6 拉伸力學(xué)性能分析

不同退火處理后Al-Mg異質(zhì)FSW接頭的拉伸力學(xué)性能如圖7所示。

圖7 焊后退火處理對接頭拉伸性能的影響

由圖7可知，焊態(tài)接頭的抗拉強(qiáng)度115 MPa、延伸率3.2%時，焊態(tài)接頭的拉伸力學(xué)性能與母材Al基本相當(dāng)。經(jīng)過退火處理后接頭的強(qiáng)度隨著退火時間的增加呈下降趨勢，延伸率也呈急劇下降趨勢。20min退火處理接頭的斷裂強(qiáng)度由焊態(tài)接頭的115MPa降至94MPa，延伸率由焊態(tài)接頭的3.95%降至1.31%。40min退火處理后接頭的抗拉強(qiáng)度降至70 MPa，延伸率僅0.74%。60 min處理后的接頭的抗拉強(qiáng)度僅28MPa，均勻延伸率0.39%。焊后退火處理導(dǎo)致Al-Mg異質(zhì)FSW接頭的拉伸力學(xué)性能發(fā)生強(qiáng)烈的惡化。

不同焊后退火處理接頭拉伸斷裂位置如圖8所示。焊態(tài)接頭的斷裂位置發(fā)生在焊縫焊核區(qū)Al側(cè)（見圖8a），斷裂位置區(qū)域發(fā)生明顯的縮頸。20 min、40 min、60 min處理的接頭斷裂位置均發(fā)生在Al-Mg界面處，斷裂途徑均沿著Al-Mg界面，斷口橫截面無明顯的塑性變形特征。

圖8 不同焊后退火處理接頭拉伸斷裂位置

不同焊后退火處理后Al-Mg異質(zhì)接頭的拉伸斷裂表面的SEM照片如圖9所示。

圖9 不同焊后退火處理后Al-Mg異質(zhì)接頭的拉伸斷裂表面的SEM照片

焊態(tài)接頭拉伸斷裂表面由微孔聚集型的韌窩組成，接頭拉伸斷裂模式為韌性斷裂。經(jīng)過20 min退火處理后斷裂表面局部存在極少數(shù)的韌窩，接頭的斷裂方式為脆性斷裂為主。經(jīng)過40 min、60 min退火處理后的接頭斷裂表面平整，無任何變形特征，端口形貌為典型的河流花樣，斷裂模式為脆性斷裂。

3 結(jié)論

（1）焊態(tài)Al-Mg異種金屬FSW接頭無缺陷并在焊核區(qū)形成一種鑲嵌楔形結(jié)構(gòu)，在Al-Mg界面無明顯的IMC層。焊后隨著退火時間的延長，Al-Mg界面元素分布不均勻過渡區(qū)域逐漸變寬，元素分布不均勻梯度降低，最后出現(xiàn)穩(wěn)定分布的平臺區(qū)。

（2）Al-Mg界面IMC層均有脆而硬的特性，在顯微壓頭或者軋制力的作用下，無法與兩側(cè)基體金屬協(xié)同變形導(dǎo)致沿界面開裂，并且裂紋沿著IMC晶粒的晶界擴(kuò)展。

（3）焊態(tài)接頭的拉伸強(qiáng)度為115 MPa，延伸率3.2%，與母材Al相當(dāng)，斷裂位置發(fā)生在焊核Al側(cè)，為韌性斷裂；對于焊后退火接頭，隨著界面IMC層的長大，接頭抗拉強(qiáng)度快速下降并伴隨著斷裂延伸率的急劇下降，斷裂位置均發(fā)生在Al-Mg界面處，斷裂模式均為脆性斷裂，界面IMC層的增厚對Al-Mg異質(zhì)接頭的力學(xué)性能有強(qiáng)烈的不利作用。