AZ31B镁合金/PRO500超高强度钢TIG熔钎连接界面反应特性及力学性能

陈建华，张喜燕，任 毅

(重庆大学 材料科学与工程学院，重庆 400044)

AZ31B镁合金/PRO500超高强度钢TIG熔钎连接界面反应特性及力学性能

陈建华，张喜燕，任 毅

(重庆大学 材料科学与工程学院，重庆 400044)

利用TIG电弧作为热源开展AZ31B镁合金与超高强度钢PRO500熔钎连接实验，研究界面反应特性及力学性能。结果表明：AZ31B镁合金/PRO500钢能够利用TIG电弧熔钎焊实现有效连接；接头界面中各基体元素的氧化具有强烈的热力学自发性并在接头界面中形成氧化物聚集且包含AlFe3相的过渡区，其硬度介于两种基材之间；界面中靠近钎接位置的钢基体在焊接热循环作用下会出现回火软化现象；大的焊接热输入会导致界面过渡区中脆性化合物相增多，结合强度显著下降。

界面反应；镁合金；超高强度钢；熔钎焊；性能

微合金超高强度钢广泛应用于车辆防护装甲制造[1,2]，其中，PRO500超高强度钢作为高硬防护材料引入我国用于特种车辆底盘与车身结构制造[3]。在确保功能的前提下推进车辆结构轻量化能够提高特种车辆的机动性[4]。在目前已被认可的轻质结构材料中，镁合金具有优良的综合性能，在特种车辆结构制造中部分代替钢有着良好的应用前景[5,6]。由于PRO500钢冷弯性能较差，其构件间的固定与连接主要依靠焊接[3]，因此，合适的焊接工艺是保障应用的必要措施。

目前采用的焊接方法主要包括搅拌摩擦焊(FSW)[7,8]、点焊[9]、激光-电弧熔化焊与熔钎焊[10-12]等，通过在结合界面处形成由氧化物、机械混合物以及少量金属间化合物(IMC)组成的微观组织结构实现连接。由于镁合金与钢的物理、化学性能差异极大，因此这些方法都有各自的优势和局限性。熔钎连接兼具熔焊与钎焊的特点，在性质差异极大的异种金属间连接中已开展了相关的研究应用，如铝合金/钢的电弧熔钎连接等[13]。镁合金与低碳钢之间的熔钎连接目前也已有相关研究报道。Li关于AZ31B镁合金与低碳钢的激光熔钎焊接研究认为，AZ31B镁合金与低碳钢间连接界面中无反应层，为机械连接[14]；Miao则认为AZ31B镁合金与Q235镀锌钢板MIG熔钎焊搭接接头界面中能够形成少量的Fe-Al相[15]。

截至目前，镁合金与超高强度钢异种金属间连接的相关研究报道尚不充分。本工作开展了AZ31B镁合金与PRO500超高强度钢TIG电弧熔钎连接界面性能及反应机理分析，为镁合金与超高强度钢异种金属间连接进行了基础实验研究。

1 实验材料与方法

实验用母材分别为AZ31B镁合金和瑞典SSAB公司生产的PRO500装甲钢板，成分分别列于表1和表2；填充焊丝采用AZ31B镁合金，直径1.6mm。

表1 镁合金AZ31B成分(质量分数/%)及强度Table 1 Chemical compositions (mass fraction/%) and strength of AZ31B magnesium alloy

表2 PRO500钢成分(质量分数/%)及强度Table 2 Chemical compositions (mass fraction/%) and strength of PRO500 steel

利用YC-300WP5HGN型非熔化极惰性气体保护(TIG)焊机对实验母材进行熔钎连接，保护气体为氩气，焊接速率为0.2m/min，送丝速率为0.6m/min。镁合金母材试板尺寸为50mm×80mm×1mm，PRO500钢试板尺寸为50mm×80mm×2mm，焊前均利用机械清理方法进行表面去污和清理氧化膜。接头为搭接形式，搭接部分宽度20mm，接头样品由整块焊接样品中部截取，宽度为15mm。利用AGS-X电子万能试验机进行拉剪实验，拉伸速率为1.5mm/min，利用TMHV-5型显微硬度计进行接头界面显微硬度测试分析。

利用Quanta 250型扫描电子显微镜(SEM)对熔钎焊接头界面进行微观结构观察和断口形貌观察；利用X-Max 20X能谱分析仪(EDS)对特征位置元素分布特点进行分析，金相试样腐蚀为苦味酸溶液(苦味酸5.5g，无水乙醇90mL，乙酸5mL，蒸馏水10mL)；采用D/max-2500 PC X射线衍射仪(XRD)对熔钎焊接头界面和拉剪断口进行物相分析，其工作参数为：电压40kV，电流150mA；2θ角20°～100°，扫描速率4(°)/min，步长0.02°。

2 结果与分析

2.1 接头分析

焊接电流分别为50A和80A时，AZ31B镁合金/PRO500钢TIG电弧熔钎焊接头宏观形貌与界面微观结构如图1所示。焊接电流80A时熔钎焊接头XRD物相分析谱见图2。

图1 AZ31B镁合金/PRO500钢TIG熔钎接头宏观形貌与界面微观结构 (a)I=50A；(b)I=80AFig.1 Macro profile and interfacial microstructure of the TIG welding-brazing joints of AZ31B magnesium alloy to PRO500 steel (a)I=50A;(b)I=80A

图2 AZ31B镁合金/PRO500 TIG熔钎接头XRD谱(I=80A)Fig.2 XRD spectrum of the TIG welding-brazing joints of AZ31B magnesium alloy to PRO500 steel (I=80A)

由图1可见，AZ31B镁合金/PRO500钢之间能够利用TIG电弧熔钎焊方法实现有效连接，熔敷金属较好地在未熔化的钢基体上进行了铺展，未出现显著的未熔合间隙；熔钎焊接头界面处，熔敷金属与钢基体之间形成的反应过渡层主要表现为沿连接界面分布的白色带状化合物；焊接电流的增大使得熔点较低且性质活泼的镁合金发生了显著的氧化和挥发，熔融态填充金属在基板上的铺展性能变差，导致熔敷金属形状变得不规则且焊缝余高显著增加。

异种金属间由于在成分、微观结构、力学性能等方面存在显著差异，焊接工艺性能具有较多不确定性，为保障连接可靠性，通常需要采用必要的工艺措施以保障异种金属基材间焊接过程中形成有效的金属间化合物、共晶或复杂机械混合物结构[7]。由于Fe与Mg之间不能互溶或形成金属间化合物，结合接头界面XRD分析结果(见图2)，可以推断该白色界面层不是由界面间金属元素相互扩散形成，而是由非金属化合物与界面处基体元素共同形成的复杂混合物。

2.2 接头界面反应热力学分析

已有研究表明，Mg-钢焊接时O元素的侵入会在接头中形成复杂的Fe-Mg-O化合物[10]。图3(a)为900K时Fe-Mg-O三元系统生长优势图[16]，图3(b)为焊接电流80A时AZ31B镁合金/PRO500钢TIG电弧熔钎焊接接头界面过渡区元素分布EDS线扫描分析结果。由图3(b)界面过渡区特征元素分布可知，AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊界面存在一个显著的O元素聚集区。由于Mg-Fe之间既不互溶也不发生反应，为分析界面O元素聚集的形成机理，设定连接界面区域基板/熔敷金属作为一个孤立系统，对922K(AZ31B镁合金熔点温度)时熔钎焊界面形成过程中基体元素与O的作用进行热力学分析。

图3 900K时Fe-Mg-O三元系统生长优势图[16](a)及I=80A时典型界面元素分布(b)Fig.3 Predominance diagram for the growth in the ternary Fe-Mg-O system at 900K[16] (a) and a typical interfacial elements diffusion of a joint I=80A (b)

各反应的吉布斯自由能可通过下式计算：

(1)

依据Kirchhoff公式计算温度为T时的反应焓变：

(2)

式中：νB表示物质B的计量数，反应物取负值，产物取正值；Cp,m为恒压摩尔热容；∑BνBCp,m(B)为反应体系中反应物与产物Cp,m的代数和。

任意温度T时化学反应的熵变为：

(3)

AZ31B镁合金与PRO500钢主要基体元素与元素O间可能发生的反应及反应焓变、熵变以及吉布斯自由能计算结果列于表3。其中，计算过程各元素及化合物热力学数据引自文献[17]，元素Mg与O的作用分为两种情况进行了分析。

表3 界面元素间反应焓变/熵变/自由能Table 3 ΔγHθ/ΔγSθ/ΔGθ in reaction between interfacial elements

熔钎焊过程液态金属中化合物形成热力学分析结果表明，AZ31B镁合金与PRO500钢主要基体元素与元素O间可能发生的各反应吉布斯自由能ΔGθ<0，表明在649℃(922K)时，界面中氧化物的形成反应均能够自发进行。由于Fe-Mg之间几乎不互溶且不形成金属间化合物，结合Fe-Mg-O三元合金系统生长优势图(图3(a))，可以推测AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊连接时元素氧的侵入会在接头中形成复杂的Fe-Mg-O间的二元甚至三元氧化物。

尽管Fe-Mg间不发生反应，但二者均会发生向连接界面复杂Fe-Mg-O化合物中的扩散[10]。由于搭接接头焊接过程中氧的侵入不可避免，高温时Mg极易氧化生成MgO，而有研究表明Fe及其氧化物能够溶入MgO[16,18]，使得最终在界面区形成了由Fe-Mg-O化合物和基体Fe元素、熔敷金属中结晶与扩散的Mg元素共同组成的过渡区。

2.3 接头力学性能

图4所示为实验工艺条件下AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊接头显微硬度测试分析结果。

图4所示接头显微硬度测试结果表明，AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊接头中形成了一个硬度介于两种基材之间的界面连接过渡区；靠近钎接位置的钢基体未发生熔化，但在焊接热循环作用下硬度下降，形成一个回火软化区，较小焊接电流I=50A时更为明显；较大焊接电流I=80A时由于热输入较高，能够起到近似于回火二次硬化的作用，使得靠近焊接区的钢基板硬度下降相对较小。

图4 AZ31B镁合金/PRO500 TIG熔钎接头显微硬度Fig.4 Microhardness of the TIG welding-brazing joints of AZ31B magnesium alloy to PRO500 steel

对实验工艺条件下AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊接头进行拉伸实验，结果表明，焊接电流分别为50A与80A时，接头抗拉强度分别为162MPa和82MPa(铸态AZ31B镁合金母材抗拉强度为260MPa)，其断口形貌如图5所示，焊接电流为50A时接头拉伸断口的XRD物相分析谱见图6。

图5 AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊接头断口形貌 (a)I=50A；(b)I=80AFig.5 Fracture morphologies of the TIG welding-brazing joints of AZ31B magnesium alloy to PRO500 steel(a)I=50A；(b)I=80A

图6 AZ31B镁合金/PRO500 TIG熔钎接头断口XRD谱(I=50A) Fig.6 XRD spectrum of the TIG welding-brazing joints fracture of AZ31B magnesium alloy to PRO500 steel (I=50A)

由图5可知，不同焊接电流工艺条件下，AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊接头拉伸断裂呈现为不同程度的准解理断裂特征，整体表现为脆性断裂；焊接电流较小时，断口中准解理面相对较小且局部区域形成较多的小撕裂棱(图5(a))，表明其断裂模式表现为以准解理脆性断裂为主、包含了少量延性断裂的混合断裂；焊接电流较大时，整个断口均表现为大面积的准解理面(图5(b))，表明其断裂模式为准解理断裂主导的脆性断裂。

界面化合物的形成是异种金属间形成互联的必要条件。由AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊过程中界面反应热力学分析结果以及接头结构(图1)与界面元素分布特性分析结果(图2，3)可知，由于Mg的活性，AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎连接过程中，互联界面过渡区中能够形成较多的复杂Fe-Mg-O脆性化合物；接头断口XRD谱(图6)则表明，尽管Fe-Mg元素间既不互溶也不形成金属间化合物，AZ31B中的合金元素Al却能够与钢基体中的Fe元素在熔钎连接界面形成AlFe3金属间化合物。

AZ31B镁合金/PRO500钢熔钎焊过程中界面化合物(包括复杂氧化物和Al-Fe间IMC)的形成能够促进连接界面层的形成，但界面层中氧化物含量过多会导致结合界面的脆性显著增大。较大的焊接电流会显著降低电弧的稳定性，带来的剧烈氧化烧损既降低了熔敷金属在基板上润湿铺展的有效性和界面处有效反应元素(如Al)的含量，也会促进界面脆性氧化物的过度形成。此外，由于Mg具有密排六方晶格结构，其发生塑性变形所依赖的滑移与孪生会受到限制从而导致其室温塑性较差，由较大焊接电流带来的剧烈氧化和界面过渡区中脆性化合物相增多则进一步对结合强度产生不利影响。

3 结论

(1)对AZ31B镁合金/PRO500超高强度钢进行TIG电弧熔钎焊搭接时，各基体元素的氧化具有强烈的热力学自发性并在接头界面中形成氧化物聚集的过渡区。

(2)AZ31B镁合金/PRO500超高强度钢熔钎焊接头中形成了一个硬度介于两种基材之间的界面连接过渡区，靠近钎接位置的钢基体在焊接热循环作用下会出现回火软化现象。

(3)AZ31B镁合金/PRO500超高强度钢TIG电弧熔钎焊接头界面反应层是由复杂氧化物和Al-Fe IMC等组成的混合组织，较大焊接电流会导致界面过渡区中脆性化合物相因元素过度氧化而增多，在拉应力作用下解理面增大，接头结合强度显著下降。

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国家自然科学基金项目(51271208)

2016-05-04；

2017-05-18

张喜燕(1958-)，男，教授/博导，博士，主要从事金属材料研究，联系地址：重庆市沙坪坝区沙正街174号重庆大学材料科学与工程学院(400044)，E-mail: kehen888@163.com

(本文责编：杨 雪)

Interfacial Reaction Characteristics and MechanicalProperties of Welding-brazing Bonding Between AZ31BMagnesium Alloy and PRO500 Ultra-high Strength Steel

CHEN Jian-hua，ZHANG Xi-yan，REN Yi

(College of Materials Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400044,China)

Experiments were carried out with TIG welding-brazing of AZ31B magnesium alloy to PRO500 steel using TIG arc as heat source. The interfacial reaction characteristics and mechanical properties of the welding-brazing bonding were investigated. The results show that an effective bonding is achieved between AZ31B magnesium alloy and PRO500 steel by using TIG welding-brazing method. Some spontaneous oxidation reactions result in the formation of a transition zone containing AlFe3phase with rich oxide. The micro-hardness value of the interfacial transition zone is between that of the AZ31B and the PRO500. Temper softening zone appears due to the welding thermal cycle nearby the bonding position in the interface. A higher heat input makes an increase of the brittle phases and leads to an obvious decrease of the bonding strength.

interfacial reaction;magnesium alloy;ultra-high strength steel;welding-brazing;property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.000518

TG47

A

1001-4381(2017)11-0084-06