文章信息
- 董凤, 陈少平, 胡利方, 樊文浩, 孟庆森. 2015.
- DONG Feng, CHEN Shao-ping, HU Li-fang, FAN Wen-hao, MENG Qing-sen. 2015.
- 电场作用下AZ31B/Cu扩散界面的结构及性能
- Structure and Properties of AZ31B/Cu Diffusion Interface Under Electric Field
- 材料工程, 43(2): 35-40
- Journal of Materials Engineering, 43(2): 35-40.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2015.02.006
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文章历史
- 收稿日期:2013-08-18
- 修订日期:2014-03-06
铜及铜合金具有优良的导电性、导热性、耐蚀性及良好的塑性和高的抗氧化性能,在电子、动力、化工、航空和军工等工业部门中广泛应用。镁合金因具有密度低、比强度高、减震性好、电磁屏蔽性好、导热性好等优点主要应用于汽车、电子、航天等领域[1,2]。铜合金与镁合金进行连接可以充分发挥二者的优势,收到“物尽其用”的效果[3]。因此研究镁合金和铜的连接技术,制造镁铜复合材料具有一定的科研价值和工业应用前景。
异种材料连接接头往往会形成脆性金属间化合物,成为整个接头的薄弱环节,从而削弱了其连接强度[4, 5, 6, 7, 8]。Mg和Cu的熔点相差433℃,互溶性十分有限,而且Mg和Cu表面易生成高熔点氧化膜,采用熔焊方法对其进行焊接时,接头处近镁侧晶粒长大,容易生成氧化物和脆性金属间化合物,甚至产生裂纹、气孔等冶金缺陷,显著降低了材料的连接强度[9]。王生希[10]采用TIG焊对镁铜直接进行焊接时由于金属间化合物MgCu2和Mg2Cu的形成使得接头的性能很差,加入铁箔作为中间层焊接时避免了金属间化合物的形成而显著地提高了接头的连接强度。扩散连接是在真空环境中利用界面上原子扩散实现结合的先进连接技术,尤其适用于对异种材料进行连接[11, 12, 13, 14]。杜双明等[15]采用瞬时液相扩散焊对Mg/Cu进行连接时发现,扩散界面由(α-Mg+Mg2Cu)/MgCu2/(α-Mg+Mg2Cu)组成,且扩散层的宽度及显微硬度随着保温时间的延长得到相应提高。Mahendran等[16]利用热压扩散焊实现了Mg与Cu的连接,通过对不同参数下Mg/Cu连接界面力学性能进行分析,发现扩散温度是连接过程中最主要的影响因素。
本工作采用电场激活扩散连接技术(FADB)实现了AZ31B/Cu的连接,研究了在电流作用下AZ31B镁合金与铜扩散连接界面的结构特征及其对连接性能的影响。
1 实验实验装置如图1所示,外加电流由RDY 2000A/12V直流电源提供,炉腔温度和试样温度分别由置于炉中的W-5%Re/W-26%Re热电偶(OMEGA,φ=3mm)和插入石墨模内的Pt-10Rh/Pt热电偶测试。
实验材料为AZ31B挤压态板材(主要化学成分见表1)和T2铜板(主要化学成分见表2),尺寸均为20mm×1.5mm。实验前先将AZ31B板和T2铜板用金相砂纸打磨并进行超声波清洗,清洗时间为5min。然后将其依次放入石墨模具中并置于上下电极之间,在外加电场和压力的共同作用下,试样在一定温度下保温一定时间,然后关闭电源,试样随炉冷却。实验过程在真空环境中进行,真空度为2×10-1Pa,实验电流为600~800A,扩散温度为450~500℃,压力为20MPa。
利用SEM(JEOL JSM 6390)、EDS和TEM(JEM-2100)对试样连接界面的微观形貌和扩散溶解层成分进行分析,利用微机控制电子万能试验机(DNS200)对连接界面抗剪强度进行测试,试样尺寸为φ20mm×13mm,加载速率为1mm/min。
2 结果与讨论 2.1 AZ31B/Cu界面微观组织分析图2为AZ31B/Cu扩散偶在450℃保温20min的连接界面扩散溶解层的形貌。图2(a)中从左向右依次为T2铜、扩散溶解层和AZ31B镁合金。由图2(a)可见,层间连接良好,无界面孔洞或裂纹等焊接缺陷,界面处形成宽约9μm的扩散层,并且在连接界面和镁合金基体中出现了明显的不规则析出相。EDS分析结果表明:扩散溶解层从左到右依次为MgCu2、Mg2Cu和MgCuAl金属间化合物。镁合金基体中的不规则析出相为Mg17(Cu,Al)12,Mg2Cu扩散溶解层中的浅色析出相为MgCuAl金属间化合物。其中Mg17(Cu,Al)12析出相的TEM形貌如图2(b)所示。该化合物的形成过程如下:镁合金AZ31B中主要由α相(Al在Mg中的饱和固溶体)和β相(Mg17Al12)组成,β相主要以网状的形式存在,随着扩散温度的上升,β相逐渐溶解,网状分布被破坏,同时由于Cu原子沿镁合金基体晶界的扩散系数明显大于沿其晶内的扩散系数[15],因此扩散进入镁合金中的Cu原子优先沿镁合金的晶界扩散,并且Cu、Al两元素的原子半径比较接近,易发生置换型扩散,使得一部分Al原子被Cu原子取代形成Mg17(Cu,Al)12。Mg2Cu扩散溶解层中的MgCuAl析出相则是由于受镁合金基体中Al原子浓度的限制,只有极少数被激活的Al原子可穿过Mg2Cu向Cu一侧扩散,并且Mg、Al原子的活性较Cu原子强,因此反应扩散基本发生在靠近Cu基体的一侧,故在Mg2Cu扩散溶解层中靠近MgCu2处生成了少量的MgCuAl化合物。
当扩散温度升至475℃时,EDS分析结果表明扩散溶解层的结构没有明显变化,但是各层的厚度有所增加(见图3(a))。这是因为随着温度的升高,更多的原子借助能量起伏越过势垒进行迁移,同时金属内部空位浓度的提高也有利于扩散反应的进行。当扩散温度升至500℃时,扩散溶解层中出现了花纹状的共晶组织(见图3(b)中大圈所示),对其进行相成分分析发现,该组织为α-Mg和Mg2Cu的共晶体,其中浅色部分为Mg2Cu,深色部分为α-Mg。扩散溶解层中其余两层分别为Mg2Cu和MgCuAl,没有发现MgCu2层。结合Mg-Cu二元合金相图(见图3(c))可知,当扩散温度超过485℃时,初始形成的Mg2Cu层将与多余的Mg原子发生共晶反应形成α-Mg+Mg2Cu共晶组织,同时由于共晶液相的扩散能力较强且液相中Mg原子的浓度较大,因此共晶液相中的Mg原子在浓度梯度的作用下穿过Mg2Cu层向MgCu2层扩散,与MgCu2结合形成Mg2Cu,从而引起界面物相和形态的变化。同时由于共晶液相的形成,Cu原子向镁合金一侧扩散的阻力减小,大量的Cu原子向MgCuAl层扩散,在靠近镁合金基体一侧与活泼的Mg原子生成Mg2Cu,而在共晶温度以上Mg2Cu与Mg随之发生共晶反应形成α-Mg+Mg2Cu共晶组织(如图3(b)中小圈所示)。
2.2 扩散溶解层形成过程分析AZ31B/Cu连接界面的形成过程如图4所示。在扩散反应初期(见图4(a)),AZ31B/Cu连接界面相互接触,在压力的作用下实际接触面积逐渐增大,根据扩散溶解结晶理论[17],当镁合金与铜之间的距离达到扩散所需的物理条件后,在浓度梯度和电场的协同作用下Mg原子和Cu原子摆脱晶格束缚发生互扩散(见图4(b)),由于Cu几乎不溶于Mg,所以二者之间的连接主要通过Mg向Cu中进行扩散。当Mg在Cu中的固溶度达到饱和后,界面处开始形成金属间化合物。结合Mg-Cu二元合金相图(见图3(c))和吉布斯自由能最小原理,Mg原子和Cu原子首先形成MgCu2(见图4(c)),当MgCu2层厚度达到稳定后,界面处靠近镁合金一侧开始形成Mg2Cu(见图4(d)),当Mg2Cu层达到一定厚度后,由于大量Mg原子的迁移导致界面处的Al原子逐渐聚集,并且镁合金基体中Al原子的浓度较小使得绝大部分Al原子的扩散深度不足以越过金属间化合物层Mg2Cu,便在镁合金基体和Mg2Cu之间与Cu原子和Mg原子结合形成MgCuAl层(见4(e))。
当扩散温度高于485℃,MgCuAl/Mg2Cu界面处镁含量达到33%原子分数时,Mg-Cu发生共晶反应形成共晶液相(如图3(c)所示)。在扩散驱动力的作用下镁合金中的Mg原子穿越MgCuAl层迅速向Mg-Cu共晶液相扩散,铜中的Cu原子穿越Mg2Cu反应层也向Mg-Cu共晶液相扩散。当温度降低至485℃时,液相凝固形成花纹状的α-Mg+Mg2Cu共晶组织(见图3(c)右上小图),基于共晶液相较强的扩散能力和流动性,一部分Mg原子扩散进入MgCu2层与其发生反应生成Mg2Cu,一部分Cu原子穿越MgCuAl层在靠近镁合金基体一侧形成共晶组织。
2.3 AZ31B/Cu连接界面剪切性能表3为AZ31B/Cu扩散偶连接界面剪切性能的测试结果。由表3可见,扩散温度和保温时间对连接界面抗剪强度有着直接影响。扩散温度一定时(450℃)界面的抗剪强度随保温时间的延长先增大后减小,保温时间为30min时达到最高抗剪强度为40.23MPa。这是由于扩散溶解层的厚度随保温时间的延长呈抛物线增长[18],扩散时间较短,层厚较小,接头结合不良;扩散时间过长,扩散层厚过大,则可能使接头脆性增加。因此接头性能会随扩散时间的延长出现上述的变化趋势。保温时间一定时(30min),扩散温度由450℃增加到500℃,界面抗剪强度降低了34%。当扩散温度低于475℃时接头的薄弱环节为Mg2Cu,扩散温度为500℃时接头的薄弱环节为共晶组织α-Mg+Mg2Cu。这是由于500℃时,Mg-Cu发生共晶反应形成α-Mg+Mg2Cu共晶扩散层,该共晶层协调基体变形能力差,对应力集中敏感,从而降低接头的剪切性能并导致了薄弱环节的转移。
No | T/℃ | t/min | σ/MPa | Fracture position |
1 | 450 | 20 | 32.78 | Mg2Cu layer |
2 | 450 | 30 | 40.23 | Mg2Cu layer |
3 | 450 | 40 | 33.18 | Mg2Cu layer |
4 | 450 | 50 | 27.31 | Mg2Cu layer |
5 | 475 | 20 | 28.36 | Mg2Cu layer |
6 | 475 | 30 | 31.65 | Mg2Cu layer |
7 | 500 | 20 | 22.78 | α-Mg+Mg2Cu |
8 | 500 | 30 | 26.48 | α-Mg+Mg2Cu |
图5(a)为AZ31B/Cu扩散偶的剪切断口形貌。从图5(a)中可看出,断裂位置为Mg2Cu层时的断口形貌呈凹凸不平的片层状,有大量的台阶,属于沿晶断裂。在晶界处存在少量的MgCuAl析出相,使得连接面的结合强度进一步降低。在剪切作用下,这些在晶界上不连续的MgCuAl析出相粒子周围首先形成微孔,微孔长大连接引起晶界裂纹,最后造成沿晶断裂。图5(b)为AZ31B/Cu扩散偶断裂位置为共晶组织α-Mg+Mg2Cu处的断口形貌,此断口较为平整,由于形成的共晶组织强度不均匀,因此在剪切过程中裂纹主要萌生在α-Mg相区,随着裂纹的生长与扩展导致连接界面发生脆性断裂。
3 结论(1)采用电场激活扩散连接技术(FADB)获得的AZ31B/Cu扩散偶层间连接良好,形成了完整的冶金结合。扩散温度低于475℃时扩散溶解层由金属间化合物MgCu2,Mg2Cu,MgCuAl组成;扩散温度为500℃时扩散溶解层的相组成发生了变化,形成了α-Mg和Mg2Cu的共晶组织,没有出现明显的MgCu2层。
(2)扩散温度对连接界面抗剪强度有一定的影响,扩散温度为450℃和475℃时接头的薄弱环节为Mg2Cu,扩散温度为500℃时,共晶组织α-Mg+Mg2Cu的形成导致接头的抗剪强度进一步降低,并成为新的薄弱环节。当扩散温度为450℃,界面的抗剪强度随保温时间的延长先增大后减小,保温时间为30min时,界面抗剪强度达到40.23MPa。
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