退火对Al-Mg搅拌摩擦焊接头组织及力学性能的影响

邓清洪，李志明，蒋习均，周长兴，付瑞东

（1.湖南九方焊接技术有限公司，湖南株洲412000；2.燕山大学 亚稳材料制备技术与科学国家重点试验室，河北秦皇岛066004）

0 前言

镁合金是目前工程应用中最轻的结构材料，具有高比强度、高导热性、高比弹性模量、高静电屏蔽、易于回收二次利用等一系列不可替代的性能优势，是结构轻量化绿色制造不可缺少的材料。同样，铝合金是应用最广、最多的有色金属材料，近年来在航空航天、轨道交通、新能源汽车、船舶、军工等领域的应用明显呈上升趋势。因此，将镁合金和铝合金焊接形成异种金属接头从而使结构轻量化引起了国内外焊接学者的广泛关注[1-4]。Al-Mg异种接头在军工装甲、飞机机翼、舱体、航空发动机零部件、新能源汽车等均有应用，而采用传统的熔化焊容易产生热裂纹、气孔、大量共晶IMCs等一系列问题。

国内外学者对Al-Mg异种金属FSW（Friction Stir Welding）焊接工艺、界面 IMC（Intermetallic Compounds）相组成及形成机理展开了大量研究，如：Firouzdor[5]研究了前进侧材料、焊速和转速对Al-Mg异质FSW接头组织及力学性能的影响；Mofid[6]研究了在空气、水下、液氮下Al-Mg异质金属FSW接头组织力学性能的差异；Fu[7]采用中等搅拌速度（600～800 r/min）、较低焊接速度（30～60 r/min）、搅拌头偏置于Mg侧的焊接工艺获得了性能优异的焊缝；Kostka[8]采用透射电镜发现在Al-Mg界面IMC为厚度约1 μm的超细结构Al12Mg17组成，并在靠近界面的 Al基体中发现了纳米尺寸的 Al3Mg2；Firouzdor[9]发现IMC的形成机制是通过液相反应形成，而不是固相扩散机制，Sato[10]的研究也得出了相同结论；金玉花[11]研究了Al-Mg异质接头界面IMC在焊后退火过程中的生长行为，结果表明界面IMC在退火过程中明显长大，由Al12Mg17和Al3Mg2组成。大量研究结果表明：在焊接过程中，铝-镁界面处通过共晶反应形成的IMC是导致接头性能恶化的主要原因，如何规避和降低IMC对Al-Mg异种FSW接头力学性能的影响是未来研究的重点方向。

在此引入焊后退火处理来研究温度场对Al-Mg异种金属FSW接头组织和力学性能的影响，分析讨论IMC与接头力学性能的规律关系。

1 试验材料和方法

试验材料是3 mm厚工业纯铝板材和AZ31镁合金板材，尺寸为300 mm×150 mm×3 mm，力学性能如表1所示。试验设备为湖南九方焊接技术有限公司自主研发的FSW-JF-025动龙门二维搅拌摩擦焊设备。搅拌工具为内凹轴肩，轴肩尺寸15 mm，搅拌针为圆锥带螺纹特征，长2.8 mm，搅拌针端部直径5 mm，根部直径6.5 mm，材料为H13热作模具钢。FSW的焊接参数为：前进侧材料为镁板，搅拌头往前进侧偏置1mm，转速800r/min，焊速100 mm/min，下压量 0.15 mm，倾角为-2°。

表1 两种母材力学性能

焊后对焊接接头分3组进行退火处理，具体为在300℃下分别保温20 min、40 min和60 min。然后对焊后接头和退火接头沿垂直于焊接方向分别制取金相试样和拉伸试样，取样标准按照ISO25239执行。采用Axiovert-200-MAT观察金相组织，制备金相试样的腐蚀液为4 g KMnO4+2 g NaOH+100 ml H2O，镁侧使用10 ml乙酸+10 ml去离子水+100 ml乙醇+6 g苦味酸腐蚀10 s。采用Instron-5900拉伸试验机测试拉伸性能，使用HITACHI-S4800扫描电子显微镜进行能谱和拉伸断裂表面分析。

2 结果与讨论

2.1 金相组织观察

2.1.1 焊态接头

Al-Mg FSW焊态接头的焊缝横截面金相和接头显微金相照片如图1所示。由图1a可知，前进侧（Advanced side，AS）和后退侧（Retreated side，RS）材料分别为Mg和Al，焊缝横截面无缺陷，两种母材在焊核区形成了一种镶嵌楔形结构，焊缝最上表面由于轴肩挤压和旋转带动作用分布着薄厚不均匀的Mg层和Al层。图1b为Mg母材金相照片，晶粒为等轴晶，图1c为Mg侧焊核区在FSW过程中由于动态再结晶形成的细小等轴晶粒，在Mg侧热机械影响区（Thermalmechanical affected zone，TMAZ）可以看到拉长的细小等轴晶粒。在Al-Mg界面无明显的IMC层（见图1e）。由于搅拌针的剧烈搅拌作用，伴随摩擦和变形热的产生，两种材料塑性流动行为明显，如图1f、1g所示，Al呈现带状和河流花样状分布在Mg基质中。

2.1.2 不同退火处理接头

图1 Al-Mg FSW焊态接头的焊缝横截面及显微组织

为了研究IMC和Al-Mg异种FSW接头力学性能的影响关系，焊后接头进行退火处理，Al-Mg异种FSW焊后退火处理接头的横截面及界面金相如图2所示。可以看出，随着退火时间的增加，界面IMC层越明显（见图2a～2c），经过300℃/20 min退火后，Al-Mg界面处IMC层相比焊后接头有明显长大（见图 2d），经过 300℃/40 min退火（见图 2e）后界面IMC进一步长大，两侧母材由于静态再结晶，晶粒也明显长大。对比300℃/40 min退火，300℃/60 min退火（见图2f）后界面IMC有一定的长大，但增长速率有所降低，说明界面IMC的长大增厚与退火时间是非线性关系，由于IMC层的增厚，Al/Mg元素之间的扩散变得更加困难，IMC层成为阻碍原子扩散的一道屏障。

2.2 界面SEM分析

图2 Al-Mg异种金属FSW焊后退火处理接头的横截面及界面金相

不同焊后退火处理后Al-Mg接头界面的EDS分析曲线如图3所示。为了分析Al-Mg异质界面IMC层分布，在SEM上进行线能谱扫描，然后将扫描数据点在origin里绘制成曲线。焊态接头Al-Mg界面处元素分布呈近线性过渡的特征如图3a所示，存在明显的元素分布梯度，界面层厚度约6 μm。当焊态接头经过300℃/20 min退火后（见图3b），能谱分析曲线与焊态接头的曲线特征发生明显变化，元素分布不再成近线性变化，在界面中线位置，曲线由陡峭变得平缓。这说明该处元素分布梯度减小，在退火过程中发生了Al/Mg原子之间的迁移扩散，界面IMC层厚度增加到约9.2 μm。焊态接头经过40 min退火后（见图3c）Al-Mg界面能谱分析曲线在界面中心附近的分布特征相比20 min退火接头更加平缓且宽度增加，元素分布梯度进一步减少，并且界面Mg侧出现第二个平台（如图3c箭头所示），说明在该处有另外一种IMC相长大，IMC层厚度增加到约11.2 mm。当退火时间增加到60 min后（见图3d），界面IMC层的厚度增加到约14.2μm，界面中线附近区域能谱曲线元素分布接近平直状态，曲线出现的第二个平台更加明显。综上所述，随着退火时间的延长，Al-Mg界面附近原子通过扩散迁移重新分布，界面IMC明显长大。

图3 不同退火处理后Al-Mg界面EDS分析曲线

2.3 显微硬度分布

不同处理状态Al-Mg异种接头的显微硬度沿焊缝的横截面中部分布曲线如图4所示。除了某些特殊的高硬度点，4条曲线的分布规律一致，并且硬度分布存在明显的梯度，前进侧材料的整体硬度水平高于后退侧材料约20 HV，焊核区两侧母材硬度分布较为均一，无明显的热影响区软化区，但焊核区离散分布着高于母材硬度的点，这是由于IMC颗粒和界面IMC层造成的，最高硬度值约为170HV。焊态接头经过不同退火处理后，前进侧（Mg）母材硬度下降不明显，后退侧（Al）母材硬度水平下降约10 HV。

基体材料硬度压痕与Al/Mg界面压痕对比如图5所示。可以看出，压痕在Al基体上呈现规则的平行四边形，当显微硬度压头压在Al-Mg界面时，界面IMC由于硬而脆的特性，晶粒不能与两侧基体材料协同变形裂纹沿晶界发生扩展，IMC层与基体材料发生脱离（如图5b黑色箭头所示）。在显微压头的压力作用下，IMC被压碎（如图5b白色箭头所示）。

图4 不同处理状态Al-Mg异种FSW接头显微硬度分布曲线

2.4 界面IMC形变能力分析

为了研究Al/Mg异质FSW接头界面与基体协同变形能力，将Al-Mg焊态接头在300℃/60 min退火后进行轧制变形处理，形变量为原始板厚的70%。Al/Mg界面IMC层经热轧后与两侧基体材料脱离（见图6a），并且IMC层发生沿晶开裂（见图6b）。由此可见，界面IMC没有形变能力，无法与两次基体材料协调变形而发生脆性断裂，经EDS能谱分析（见图6c、6d），在Mg侧元素先呈线性过渡到IMC层，元素分布在裂纹处出现突降突升，然后出现平台区（单个晶粒上），同样IMC层呈线性过渡到Al侧基体。

图5 基体材料硬度压痕与Al/Mg界面压痕对比

图6 异质Al-Mg界面经热轧后SEM和EDS分析

2.6 拉伸力学性能分析

不同退火处理后Al-Mg异质FSW接头的拉伸力学性能如图7所示。

图7 焊后退火处理对接头拉伸性能的影响

由图7可知，焊态接头的抗拉强度115 MPa、延伸率3.2%时，焊态接头的拉伸力学性能与母材Al基本相当。经过退火处理后接头的强度随着退火时间的增加呈下降趋势，延伸率也呈急剧下降趋势。20min退火处理接头的断裂强度由焊态接头的115MPa降至94MPa，延伸率由焊态接头的3.95%降至1.31%。40min退火处理后接头的抗拉强度降至70 MPa，延伸率仅0.74%。60 min处理后的接头的抗拉强度仅28MPa，均匀延伸率0.39%。焊后退火处理导致Al-Mg异质FSW接头的拉伸力学性能发生强烈的恶化。

不同焊后退火处理接头拉伸断裂位置如图8所示。焊态接头的断裂位置发生在焊缝焊核区Al侧（见图8a），断裂位置区域发生明显的缩颈。20 min、40 min、60 min处理的接头断裂位置均发生在Al-Mg界面处，断裂途径均沿着Al-Mg界面，断口横截面无明显的塑性变形特征。

图8 不同焊后退火处理接头拉伸断裂位置

不同焊后退火处理后Al-Mg异质接头的拉伸断裂表面的SEM照片如图9所示。

图9 不同焊后退火处理后Al-Mg异质接头的拉伸断裂表面的SEM照片

焊态接头拉伸断裂表面由微孔聚集型的韧窝组成，接头拉伸断裂模式为韧性断裂。经过20 min退火处理后断裂表面局部存在极少数的韧窝，接头的断裂方式为脆性断裂为主。经过40 min、60 min退火处理后的接头断裂表面平整，无任何变形特征，端口形貌为典型的河流花样，断裂模式为脆性断裂。

3 结论

（1）焊态Al-Mg异种金属FSW接头无缺陷并在焊核区形成一种镶嵌楔形结构，在Al-Mg界面无明显的IMC层。焊后随着退火时间的延长，Al-Mg界面元素分布不均匀过渡区域逐渐变宽，元素分布不均匀梯度降低，最后出现稳定分布的平台区。

（2）Al-Mg界面IMC层均有脆而硬的特性，在显微压头或者轧制力的作用下，无法与两侧基体金属协同变形导致沿界面开裂，并且裂纹沿着IMC晶粒的晶界扩展。

（3）焊态接头的拉伸强度为115 MPa，延伸率3.2%，与母材Al相当，断裂位置发生在焊核Al侧，为韧性断裂；对于焊后退火接头，随着界面IMC层的长大，接头抗拉强度快速下降并伴随着断裂延伸率的急剧下降，断裂位置均发生在Al-Mg界面处，断裂模式均为脆性断裂，界面IMC层的增厚对Al-Mg异质接头的力学性能有强烈的不利作用。