铝．镁合金磁脉冲焊接界面形貌研究

            镁．铝合金焊接过程中产生的脆性Al—Mg金属间化合物，大大降低焊接接头的性能⋯。目前，诸如扩散焊、爆炸焊、搅拌摩擦焊等焊接方法都不可避免的会产生脆性A1．Mg金属间化合物。磁脉冲焊接技术是一种高速、固态、冷焊的连接方法，全部焊接过程将在很短的时间(微秒级)内完成，并且焊接过程不需要添加填充金属也不需要保护气体，无热影响区，可有效防止接头处晶粒粗大，可大幅度减小焊接接头界面处金属间化合物的产生【2】。磁脉冲焊接的界面形貌类似于爆炸焊接，通常呈现波形结合区，直接结合区以及熔化层结合区3种基本形态。一般认为波形结合区为理想的结合区域。对于界面波的形成机理国内外进行了一系列的研究，主要有复板流侵彻机理、涡街机理、亥尔姆霍尔兹失稳机理及应力波机理等。目前，以色列的研究者Ben—Artzy和Stem通过系统的研究认为：磁脉冲焊接界面的波状结合是由于应力波引起的亥尔姆霍兹失稳【3】所造成的。本研究通过Al—Mg异种金属进行的磁脉冲焊接试验，系统的探讨、分析Al—Mg异种金属磁脉冲焊接接头界面的形貌特点。

1实 验

             将采用以色列PULSAR公司提供的MPW 20／9型磁脉冲焊接系统进行铝管与镁棒的焊接试验。试验中选取1060铝合金作为外管，外管规格为@16 mmxlmmx34 mm，热处理状态为O状态；内棒为AZ31镁棒，热处理状态为F状态，内棒直径为11 mm；焊件的相关力学性能如表l所示。焊前用丙酮清洗待焊件的表面，除去表面油污等杂质。试验中采用MPW 20／9型磁脉冲焊接系统，设置不同的充电电压(4，4．2，4．5 kV)进行焊接试验，对焊件采用如图1a所示的检测方法检测其气密性；并对气密性性能良好的焊件进行剥离试验(如图lb)，检测接头结合性能。试验结果表明在此3种充电电压下焊件不仅气密性良好，而且结合性能良好，断口均断在焊件母材处。将符合以上要求的焊件进行金相处理并按国标的腐蚀方法进行腐蚀[41。采用4XC．1型光学显微镜、HITACHI$3400N型扫描电镜、美国安捷伦公司提供的G200 NANO INDENTER型压痕仪对腐蚀后的接头结合界面的微观形貌、元素分布、能谱成分以及硬度变化进行分析，以期获得最优界面。

2结果及讨论

2．1光学显微分析

           充电电压4．3 kV的1060AI／AZ31Mg和充电电压．2 kV的5A03AI／5A06AI焊缝界面金相显微组织对比见图2。由图2可清晰的看出：A1．Al焊缝界面波形的幅值基本对称，波纹形貌类似于正弦波，周期性传递的现象明显，两种材料结合很致密；而A1-Mg的焊缝界面波形是一个波幅并不对称的正弦波，嵌入铝层的界面波较少；嵌入镁层的界面波较多，形成了不规则的波状结合方式。根据应力波引起的亥尔姆霍兹火稳机理可知，当外力作用使A1一Mg两种焊件结合在一起时，由于Mg侧质地更软，塑形变形能力强，在受外力挤压作用时，g层一侧首先发生失稳。压应力的连续作用，使局部晶粒间的位错运动受阻，位错塞积群密度不断上升，导致此区域的品粒间的抗塑性变形能力火幅提高，当其超过A1层一侧的抗塑性变形能力时，失稳状态发生在Al层一侧，此过程只要稍加进行，Mg层一侧的压应力就将大幅降低，从而位错塞积群密度也随之减小，塑性变形能力迅速得到恢复，Mg侧重新出现失稳，焊接波纹进而侵入Mg层一侧，如此反复进行，使界面呈现周期性的不规则波状变化。此外图2a中A所指示的区域为“过渡区”，其明显不同于两种母材组织，且此区域均出现在A1基一侧。3种不同充电电压试验的“过渡区”的变化情况如图3所示。由图看出，随充电电压的减小，焊缝附近的“过渡区”有减弱的趋势。当充电电压为5 kV时，可清楚的看见整个焊接界面周围基本为大片的呈连续状分布的“过渡区”，最厚处(图3a箭头所指)可达32¨m：在充电电压为4．5 kV时，此区域呈现断续、少量分布，且其厚度约】0 p．m，远小于充电电压为5 kV时，只有在如图3b箭头所指的部分才出现比较厚的聚集层(26um)；而在充电电压4 kv时，几乎看不到“过渡区”。

2 2电子显微分析

           图4是1060AI／AZ31Mg焊缝界面“过渡区”结构及良好结合界面处元素线扫描结果。同时在此区域内打能谱点，精确测量“过渡区”内的各元素的含鼍。图4a中镁铝两种元素在界面结合区只是发生了一定程度的扩散。在磁脉冲焊接过程中，靠近界面两侧不同的基体金属处由于瞬间高压、高温引起的的塑性变形作用，使基体两侧的原子必然发生渗透和对流，最终出现的效果就是原子间的相互扩散。图4b中“过渡区”出现在Al基。侧，元素线扫描的结果显示：在这‘区域Mg的含量略高于Al，并且它们之间的含量在‘定的区域内呈现出近似于“平台期”的变化，元素含量远不同于AI基一侧。对此仅从元素扩散学的角度是不能解释的，所以，推测此“平台期”区域必然生成了新的金属间相。这是由于在磁脉冲焊接过程中焊接工艺选择不当(充电电压偏大)，焊接瞬间产生的强大压应力将超过金属本身的塑性变形能力，导致界面局部区域出现超塑变形，此时大量的压应力产生的加载动能转化为热能聚集在焊接界面，在近似绝热的条件下，必将使界面附近的部分已经塑形变形的金属温度不断升高，达到一定温度后，就会出现熔化现象，形成如图4b箭头所指的“过渡区”。从而可以将“过渡区”定义为“熔化区”。对“熔化区”进行EDS能谱点分析的结果(质量分数，％)表明：Mg为5151，Al为47 62，Zn为0 87。能谱点分析的数据与元素线扫描的结果一致，而且通过元素含量的数值以及AI．Mg合金相图可推断出，此处生成的金属间化合物很可能是A13M92(40％)与AIl2Mgl7(58 6％)的混合物。A13M92的存在范围比较狭窄，Mg含量的变化范围仅为38．5％～40 3％；而A112Mgl7的存在范围比较宽泛，Mg含量的变化范围在40％～60％之间。由此也能解释元素线扫描时，为何在“熔化区”中Mg元素的含量都略高于A1。

3结 论

1)铝．镁异种金属磁脉冲焊接界面呈不规则的波纹形貌结合，嵌入Al基体一侧的界面波较少。

2)磁脉冲焊接界面出现了原子的扩散现象，并且在熔化区有新的硬脆相产生，此新相的产生使熔化区的硬度大幅提高。

3)磁脉冲焊接界面的熔化区在A1基体一侧出现，熔化区的大小与选取的焊接工艺参数有关。选用适当的焊接工艺参数可大幅度减少乃至避免“熔化区”的出现，显著提高焊接性。

来源：www.huawei.sh.cn