铝是地壳中含量最多的金属元素，具有密度小、导电性好、机械强度高、耐蚀性强等优异性能。在目前的工程结构件中，铝合金是除了钢铁材料之外应用最为广泛的一种金属结构材料^[1]。镁是一种最轻的金属工程结构材料，在当前能源短缺和环境污染问题日益严重的情况下，镁合金代替其他材料作为结构件的应用越来越广泛^[2]。如果能将Mg与Al连接起来，既可以充分发挥两种金属的性能优势，又可以减轻构件质量，具有巨大的应用前景^[3]。

镁铝的焊接属于异种金属焊接领域，异种金属之间由于物理性质、力学性能、化学成分和显微组织相差较大，焊接时要比同种金属焊接困难^{[4, 5]}。同时，镁铝异种金属之间由于表面极易生成氧化膜，阻碍母材之间的物理接触，进一步增加了焊接的难度。传统的熔焊方法容易产生裂纹、气孔等缺陷^[6]。而扩散焊接属于固相焊接方法，适用于焊接同种或异种金属材料，但镁铝直接扩散焊接时接头极易形成脆性Mg-Al系金属间化合物，严重影响焊接接头力学性能^{[7, 8]}。通过添加中间层可以避免Mg,Al的相互接触，阻碍Mg-Al系金属间化合物的生成，是镁铝焊接的主要研究方向^{[9, 10]}。但目前大量研究集中在选用低熔点金属中间层方面，对采用高熔点金属中间层的扩散焊接报道较少。因此，本工作选用Mg1纯镁和Al1060纯铝为研究对象，采用添加高熔点Ni箔中间层的扩散焊接方法获得Mg/Ni/Al焊接接头，同时研究Ni箔的加入对镁铝焊接接头界面结构及力学性能的影响。

实验母材采用纯镁Mg1和纯铝1060，其化学成分如表 1所示。采用线切割方法将母材加工成Φ25mm×5mm圆片，焊接前依次使用800^#，1200^#，05，06号砂纸打磨以除去表面氧化膜，并用丙酮超声清洗焊接表面。Ni箔中间层厚度为10μm，将其裁剪为与母材大小一致，从上至下按Mg,Ni,Al顺序依次叠加放入WC模具中，置入真空扩散炉进行真空扩散焊接。焊接工艺制度如下：焊接温度410~460℃，保温时间为30~180min，焊接压力为 1MPa，真空度优于1×10^-3Pa。

采用万能材料试验机(MTS-810)测试焊接接头抗剪强度；采用KSI声扫描显微镜(WINSAM-5.2)对焊接样品进行超声波无损检测；采用电子探针(JXA-8230)观察焊接接头界面主要元素浓度分布；采用扫描电镜(S-3400)观察界面结构及过渡层厚度。

图 1为焊接温度440℃时不同保温时间下获得的Mg/Ni/Al焊接接头抗剪强度。由图 1可知，随着保温时间的延长，Mg/Ni/Al焊接接头抗剪强度先增大后减小。这是因为保温时间较短时，接头未能形成有效结合；随着保温时间的延长，界面原子扩散充分，接头抗剪强度提高；过度延长保温时间，接头强度反而下降。保温时间90min时，Mg/Ni/Al接头抗剪强度达到最大值20.5MPa，高于Mg/Al直接焊接或加Ag中间层焊接时的抗剪强度^[11]。

	图 1 Mg/Ni/Al焊接接头抗剪强度 Fig.1 Shear strength of Mg/Ni/Al joints
图选项

图 2为保温时间90min，焊接温度分别为430℃和420℃下获得的Mg/Ni/Al焊接接头界面处C扫描图片。由图 2可见，焊接温度为430℃时，C扫描图片中灰度均匀，不存在白色区域，可以认为完全焊合^[12]。当温度为420℃时，C扫描图片中可以观察到一些区域呈现亮白色，回波幅度值较高，表明还存在未焊合区域。即提高焊接温度增加了元素之间相互扩散速率，扩散得到充分进行，界面结合紧密，脱焊区域消失。结合图 3(a)焊合区域与未焊合区域实时超声波数据的A扫描图片可以看出，A扫描中两条曲线出现峰位偏转现象，曲线I呈余弦曲线分布，曲线II呈正弦曲线分布，可进一步判断白色区域为未焊合区域。当超声波遇到所示脱焊区域时，由于两侧声阻抗相差较大，经过此处时超声波几乎全部被反射，导致峰位偏转。图 3(b)为试样横截面扫描图，用以确定缺陷在纵向上的位置和深度，可以看出，三条白亮曲线1，2，3依次为上表面与介质界面、焊接界面、下表面与介质界面，其中曲线在图 3(b)中A所示未焊合位置出现突起，表明超声波到达此处时反射程度不同，为脱焊区域。

	图 2 Mg/Ni/Al焊接接头界面C扫描图片(P=1MPa,t=90min) (a)430℃；(b)420℃ Fig.2 Interface C-scan photos of Mg/Ni/Al joints(P=1MPa,t=90min) (a)430℃；(b)420℃
图选项

	图 3 Mg/Ni/Al焊接接头界面A扫描(a)和B扫描(b)图片(T=420℃,t=90min,P=1MPa) Fig.3 A-scan (a) and B-scan (b)photos of Mg/Ni/Al welding joints(T=420℃,t=90min,P=1MPa)
图选项

图 4(a)为焊接温度450℃，保温时间90min时Mg/Ni/Al焊接接头界面显微结构。可以看出，添加Ni箔中间层成功实现了对Mg,Al的焊接，界面无明显裂纹、孔洞等缺陷。焊接界面由Al侧到Mg侧依次为Al母材、Al-Ni过渡区、Ni中间层、Mg-Ni过渡区、Mg母材。由图 4(b)界面元素线扫描图可以看出，Mg/Ni/Al焊接接头界面Mg,Ni,Al元素浓度均从母材向界面扩散区减小，Mg-Ni过渡区主要由Mg元素和Ni元素互扩散形成，Al-Ni过渡区主要由Al元素和Ni元素互扩散形成，没有Al-Mg的相互扩散区域，表明Ni箔的加入阻止了Mg-Al的相互扩散。表 2为过渡区元素点能谱分析结果，Al-Ni过渡区由66.4%(原子分数，下同)Al和33.6% Ni组成，Al与Ni原子比介于3 ∶2和3 ∶1之间。Mg-Ni过渡区由67.6%Mg和32.4% Ni组成，Mg与Ni原子比约为2 ∶1。结合二元相图可知，Al-Ni过渡区主要由Al₃Ni₂和Al₃Ni相组成，Mg-Ni过渡区主要由Mg₂Ni相组成，界面没有Mg-Al系金属间化合物的生成。

	图 4 Mg/Ni/Al焊接接头界面显微结构(a)和元素线扫描(b) Fig.4 Interfacial microstructure (a) and element line scanning (b) of Mg/Ni/Al joint
图选项

图 5为Mg-Ni过渡层和Al-Ni过渡层厚度与焊接温度的关系曲线。由图 5可知，在保温时间90min时，Mg/Ni/Al扩散焊接界面Mg-Ni过渡层和Al-Ni过渡层厚度均随着焊接温度的升高而增加。分析认为，元素的扩散速率随焊接温度的升高逐渐增大，当焊接温度低于临界温度时，接头元素扩散速率较慢，过渡层厚度较小，界面结合不紧密，接头力学性能较差；而当温度过高时，元素扩散速率增大，中间层迅速生长，不利于接头力学性能的提高。所以应选择合适焊接工艺条件，从而控制中间层的厚度。当温度由410℃升高至450℃时，Mg-Ni过渡区宽度由5.19μm增加到11.31μm，Al-Ni过渡区宽度由1.54μm增加到3.66μm，表明Mg,Ni相互扩散速率大于Al,Ni相互扩散速率，这与文献报道相一致^{[13, 14]}。

	图 5 Mg/Ni/Al扩散焊接界面过渡层厚度 Fig.5 Interlayer thickness of Mg/Ni/Al joints
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由以上实验结果可知，Ni箔的加入能有效阻止Mg,Al的相互接触，避免了高脆性Mg-Al系金属间化合物的生成，提高了Mg-Al扩散焊接接头的力学性能。同时，Ni箔厚度对于Mg-Al扩散焊接是一个重要参数。Ni箔太薄，起不到阻碍作用；Ni箔太厚，虽然阻隔效应提升，但焊接系统会变得复杂。因此，在本工作最高焊接温度450℃条件下，计算Mg,Al元素穿过特定厚度Ni箔的时间，对于Ni箔厚度的选择具有参考意义。由上述分析可知，Mg-Ni相互扩散速率比Al-Ni相互扩散速率高，因此选取Mg在Ni中的扩散速率计算。

由扩散第一定律可知D=D₀exp(-Q/RT)，根据文献^[15]，515℃时Mg在Ni中的扩散系数D_788K为2.23×10^-5cm²/s，扩散激活能Q为253.68kJ/mol，R为8.314J/(mol·K)。

当T=515℃时，

当T=450℃时，

将式(1)与式(2)合并，可得

由文献^[9]可知

本工作所选Ni箔厚度d为10μm，则T=450℃时，代入D_723K得到：

(1)添加Ni箔中间层可以实现对镁铝的焊接。焊接接头抗剪强度随着保温时间的延长先增加后减小，焊接温度440℃，保温时间90min时达到最大值20.5MPa。

(2)焊接温度较低时，Mg-Ni-Al焊接接头界面存在脱焊区域，随着焊接温度升高，界面脱焊区域消失，界面结合良好。

(3)Mg/Ni/Al焊接接头由Al侧到Mg侧依次为：Al母材、Al-Ni过渡区、Ni中间层、Mg-Ni过渡区、Mg母材组成。Al-Ni过渡区主要由Al₃Ni₂和Al₃Ni相组成，Mg-Ni过渡区主要由Mg₂Ni相组成。

(4)过渡层厚度随焊接温度升高而增加，Mg-Ni过渡区宽度和扩散速率大于Al-Ni过渡区。