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鎂．鋁合金焊接過程中產生的脆性Al—Mg金屬間化合物，大大降低焊接接頭的性能?。目前，諸如擴散焊、爆炸焊、攪拌摩擦焊等焊接方法都不可避免的會產生脆性A1．Mg金屬間化合物。磁脈沖焊接技術是一種高速、固態、冷焊的連接方法，全部焊接過程將在很短的時間(微秒級)內完成，并且焊接過程不需要添加填充金屬也不需要保護氣體，無熱影響區，可有效防止接頭處晶粒粗大，可大幅度減小焊接接頭界面處金屬間化合物的產生【2】。磁脈沖焊接的界面形貌類似于爆炸焊接，通常呈現波形結合區，直接結合區以及熔化層結合區3種基本形態。一般認為波形結合區為理想的結合區域。對于界面波的形成機理國內外進行了一系列的研究，主要有復板流侵徹機理、渦街機理、亥爾姆霍爾茲失穩機理及應力波機理等。目前，以色列的研究者Ben—Artzy和Stem通過系統的研究認為：磁脈沖焊接界面的波狀結合是由于應力波引起的亥爾姆霍茲失穩【3】所造成的。本研究通過Al—Mg異種金屬進行的磁脈沖焊接試驗，系統的探討、分析Al—Mg異種金屬磁脈沖焊接接頭界面的形貌特點。
1實 驗
將采用以色列PULSAR公司提供的MPW 20／9型磁脈沖焊接系統進行鋁管與鎂棒的焊接試驗。試驗中選取1060鋁合金作為外管，外管規格為@16 mmxlmmx34 mm，熱處理狀態為O狀態；內棒為AZ31鎂棒，熱處理狀態為F狀態，內棒直徑為11 mm；焊件的相關力學性能如表l所示。焊前用丙酮清洗待焊件的表面，除去表面油污等雜質。試驗中采用MPW 20／9型磁脈沖焊接系統，設置不同的充電電壓(4，4．2，4．5 kV)進行焊接試驗，對焊件采用如圖1a所示的檢測方法檢測其氣密性；并對氣密性性能良好的焊件進行剝離試驗(如圖lb)，檢測接頭結合性能。試驗結果表明在此3種充電電壓下焊件不僅氣密性良好，而且結合性能良好，斷口均斷在焊件母材處。將符合以上要求的焊件進行金相處理并按國標的腐蝕方法進行腐蝕[41。采用4XC．1型光學顯微鏡、HITACHI$3400N型掃描電鏡、美國安捷倫公司提供的G200 NANO INDENTER型壓痕儀對腐蝕后的接頭結合界面的微觀形貌、元素分布、能譜成分以及硬度變化進行分析，以期獲得最優界面。
2結果及討論
2．1光學顯微分析
充電電壓4．3 kV的1060AI／AZ31Mg和充電電壓．2 kV的5A03AI／5A06AI焊縫界面金相顯微組織對比見圖2。由圖2可清晰的看出：A1．Al焊縫界面波形的幅值基本對稱，波紋形貌類似于正弦波，周期性傳遞的現象明顯，兩種材料結合很致密；而A1-Mg的焊縫界面波形是一個波幅并不對稱的正弦波，嵌入鋁層的界面波較少；嵌入鎂層的界面波較多，形成了不規則的波狀結合方式。根據應力波引起的亥爾姆霍茲火穩機理可知，當外力作用使A1一Mg兩種焊件結合在一起時，由于Mg側質地更軟，塑形變形能力強，在受外力擠壓作用時，g層一側首先發生失穩。壓應力的連續作用，使局部晶粒間的位錯運動受阻，位錯塞積群密度不斷上升，導致此區域的品粒間的抗塑性變形能力火幅提高，當其超過A1層一側的抗塑性變形能力時，失穩狀態發生在Al層一側，此過程只要稍加進行，Mg層一側的壓應力就將大幅降低，從而位錯塞積群密度也隨之減小，塑性變形能力迅速得到恢復，Mg側重新出現失穩，焊接波紋進而侵入Mg層一側，如此反復進行，使界面呈現周期性的不規則波狀變化。此外圖2a中A所指示的區域為“過渡區”，其明顯不同于兩種母材組織，且此區域均出現在A1基一側。3種不同充電電壓試驗的“過渡區”的變化情況如圖3所示。由圖看出，隨充電電壓的減小，焊縫附近的“過渡區”有減弱的趨勢。當充電電壓為5 kV時，可清楚的看見整個焊接界面周圍基本為大片的呈連續狀分布的“過渡區”，最厚處(圖3a箭頭所指)可達32¨m：在充電電壓為4．5 kV時，此區域呈現斷續、少量分布，且其厚度約】0 p．m，遠小于充電電壓為5 kV時，只有在如圖3b箭頭所指的部分才出現比較厚的聚集層(26um)；而在充電電壓4 kv時，幾乎看不到“過渡區”。
2 2電子顯微分析
圖4是1060AI／AZ31Mg焊縫界面“過渡區”結構及良好結合界面處元素線掃描結果。同時在此區域內打能譜點，精確測量“過渡區”內的各元素的含鼉。圖4a中鎂鋁兩種元素在界面結合區只是發生了一定程度的擴散。在磁脈沖焊接過程中，靠近界面兩側不同的基體金屬處由于瞬間高壓、高溫引起的的塑性變形作用，使基體兩側的原子必然發生滲透和對流，最終出現的效果就是原子間的相互擴散。圖4b中“過渡區”出現在Al基。側，元素線掃描的結果顯示：在這‘區域Mg的含量略高于Al，并且它們之間的含量在‘定的區域內呈現出近似于“平臺期”的變化，元素含量遠不同于AI基一側。對此僅從元素擴散學的角度是不能解釋的，所以，推測此“平臺期”區域必然生成了新的金屬間相。這是由于在磁脈沖焊接過程中焊接工藝選擇不當(充電電壓偏大)，焊接瞬間產生的強大壓應力將超過金屬本身的塑性變形能力，導致界面局部區域出現超塑變形，此時大量的壓應力產生的加載動能轉化為熱能聚集在焊接界面，在近似絕熱的條件下，必將使界面附近的部分已經塑形變形的金屬溫度不斷升高，達到一定溫度后，就會出現熔化現象，形成如圖4b箭頭所指的“過渡區”。從而可以將“過渡區”定義為“熔化區”。對“熔化區”進行EDS能譜點分析的結果(質量分數，％)表明：Mg為5151，Al為47 62，Zn為0 87。能譜點分析的數據與元素線掃描的結果一致，而且通過元素含量的數值以及AI．Mg合金相圖可推斷出，此處生成的金屬間化合物很可能是A13M92(40％)與AIl2Mgl7(58 6％)的混合物。A13M92的存在范圍比較狹窄，Mg含量的變化范圍僅為38．5％～40 3％；而A112Mgl7的存在范圍比較寬泛，Mg含量的變化范圍在40％～60％之間。由此也能解釋元素線掃描時，為何在“熔化區”中Mg元素的含量都略高于A1。
3結 論
1)鋁．鎂異種金屬磁脈沖焊接界面呈不規則的波紋形貌結合，嵌入Al基體一側的界面波較少。
2)磁脈沖焊接界面出現了原子的擴散現象，并且在熔化區有新的硬脆相產生，此新相的產生使熔化區的硬度大幅提高。
3)磁脈沖焊接界面的熔化區在A1基體一側出現，熔化區的大小與選取的焊接工藝參數有關。選用適當的焊接工藝參數可大幅度減少乃至避免“熔化區”的出現，顯著提高焊接性。
