電場作用下AZ31B/Cu擴散界面的結構及性能

董 鳳，陳少平，胡利方，樊文浩，孟慶森

(太原理工大學 材料科學與工程學院，太原 030024)

電場作用下AZ31B/Cu擴散界面的結構及性能

董 鳳，陳少平，胡利方，樊文浩，孟慶森

(太原理工大學 材料科學與工程學院，太原 030024)

采用電場激活擴散連接技術(FADB)實現了AZ31B/Cu的擴散連接。利用SEM、EDS和TEM分析了擴散溶解層的顯微組織、相組成和界面元素分布。采用萬能試驗機對連接界面的抗剪切性能進行了測試。結果表明：AZ31B與Cu通過固相擴散形成了良好的冶金結合界面，擴散溫度低于475℃時擴散溶解層由MgCu2、Mg2Cu和MgCuAl組成，此時接頭的薄弱環節為Mg2Cu。擴散溫度為500℃時擴散溶解層由Mg2Cu、(α-Mg+Mg2Cu)共晶組織和MgCuAl組成，共晶組織的形成導致接頭的抗剪強度進一步降低，并成為新的薄弱環節。當擴散溫度為450℃，保溫時間為30min時，界面的抗剪強度隨保溫時間的延長先增大后減小，最大可達40.23MPa。

擴散連接；電場；擴散溶解；AZ31B/Cu

銅及銅合金具有優良的導電性、導熱性、耐蝕性及良好的塑性和高的抗氧化性能，在電子、動力、化工、航空和軍工等工業部門中廣泛應用。鎂合金因具有密度低、比強度高、減震性好、電磁屏蔽性好、導熱性好等優點主要應用于汽車、電子、航天等領域[1,2]。銅合金與鎂合金進行連接可以充分發揮二者的優勢，收到“物盡其用”的效果[3]。因此研究鎂合金和銅的連接技術，制造鎂銅復合材料具有一定的科研價值和工業應用前景。

異種材料連接接頭往往會形成脆性金屬間化合物，成為整個接頭的薄弱環節，從而削弱了其連接強度[4-8]。Mg和Cu的熔點相差433℃，互溶性十分有限，而且Mg和Cu表面易生成高熔點氧化膜，采用熔焊方法對其進行焊接時，接頭處近鎂側晶粒長大，容易生成氧化物和脆性金屬間化合物，甚至產生裂紋、氣孔等冶金缺陷，顯著降低了材料的連接強度[9]。王生希[10]采用TIG焊對鎂銅直接進行焊接時由于金屬間化合物MgCu2和Mg2Cu的形成使得接頭的性能很差，加入鐵箔作為中間層焊接時避免了金屬間化合物的形成而顯著地提高了接頭的連接強度。擴散連接是在真空環境中利用界面上原子擴散實現結合的先進連接技術，尤其適用于對異種材料進行連接[11-14]。杜雙明等[15]采用瞬時液相擴散焊對Mg/Cu進行連接時發現，擴散界面由(α-Mg+Mg2Cu)/MgCu2/(α-Mg+Mg2Cu)組成，且擴散層的寬度及顯微硬度隨著保溫時間的延長得到相應提高。Mahendran等[16]利用熱壓擴散焊實現了Mg與Cu的連接，通過對不同參數下Mg/Cu連接界面力學性能進行分析，發現擴散溫度是連接過程中最主要的影響因素。

本工作采用電場激活擴散連接技術(FADB)實現了AZ31B/Cu的連接，研究了在電流作用下AZ31B鎂合金與銅擴散連接界面的結構特征及其對連接性能的影響。

1 實驗

實驗裝置如圖1所示，外加電流由RDY 2000A/12V直流電源提供，爐腔溫度和試樣溫度分別由置于爐中的W-5%Re/W-26%Re熱電偶(OMEGA，φ=3mm)和插入石墨模內的Pt-10Rh/Pt熱電偶測試。

圖1 實驗裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of apparatus

實驗材料為AZ31B擠壓態板材(主要化學成分見表1)和T2銅板(主要化學成分見表2)，尺寸均為φ20mm×1.5mm。實驗前先將AZ31B板和T2銅板用金相砂紙打磨并進行超聲波清洗，清洗時間為5min。然后將其依次放入石墨模具中并置于上下電極之間，在外加電場和壓力的共同作用下，試樣在一定溫度下保溫一定時間，然后關閉電源，試樣隨爐冷卻。實驗過程在真空環境中進行，真空度為2×10-1Pa，實驗電流為600～800A，擴散溫度為450～500℃，壓力為20MPa。

表1 AZ31B鎂合金化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of AZ31B (mass fraction/%)

表2 T2銅化學成分(質量分數/%)Table 2 Chemical compositions of T2 (mass fraction/%)

利用SEM(JEOL JSM 6390)、EDS和TEM(JEM-2100)對試樣連接界面的微觀形貌和擴散溶解層成分進行分析，利用微機控制電子萬能試驗機(DNS200)對連接界面抗剪強度進行測試，試樣尺寸為φ20mm×13mm，加載速率為1mm/min。

2 結果與討論

2.1 AZ31B/Cu界面微觀組織分析

圖2為AZ31B/Cu擴散偶在450℃保溫20min的連接界面擴散溶解層的形貌。圖2(a)中從左向右依次為T2銅、擴散溶解層和AZ31B鎂合金。由圖2(a)可見，層間連接良好，無界面孔洞或裂紋等焊接缺陷，界面處形成寬約9μm的擴散層，并且在連接界面和鎂合金基體中出現了明顯的不規則析出相。EDS分析結果表明：擴散溶解層從左到右依次為MgCu2、Mg2Cu和MgCuAl金屬間化合物。鎂合金基體中的不規則析出相為Mg17(Cu,Al)12，Mg2Cu擴散溶解層中的淺色析出相為MgCuAl金屬間化合物。其中Mg17(Cu,Al)12析出相的TEM形貌如圖2(b)所示。該化合物的形成過程如下：鎂合金AZ31B中主要由α相(Al在Mg中的飽和固溶體)和β相(Mg17Al12)組成，β相主要以網狀的形式存在，隨著擴散溫度的上升，β相逐漸溶解，網狀分布被破壞，同時由于Cu原子沿鎂合金基體晶界的擴散系數明顯大于沿其晶內的擴散系數[15]，因此擴散進入鎂合金中的Cu原子優先沿鎂合金的晶界擴散，并且Cu、Al兩元素的原子半徑比較接近，易發生置換型擴散，使得一部分Al原子被Cu原子取代形成Mg17(Cu,Al)12。Mg2Cu擴散溶解層中的MgCuAl析出相則是由于受鎂合金基體中Al原子濃度的限制，只有極少數被激活的Al原子可穿過Mg2Cu向Cu一側擴散，并且Mg、Al原子的活性較Cu原子強，因此反應擴散基本發生在靠近Cu基體的一側，故在Mg2Cu擴散溶解層中靠近MgCu2處生成了少量的MgCuAl化合物。

圖2 AZ31B/Cu連接界面的微觀形貌 (a)SEM;(b)TEMFig.2 Microstructure of the interfaces between AZ31B/Cu couple (a)SEM;(b)TEM

當擴散溫度升至475℃時，EDS分析結果表明擴散溶解層的結構沒有明顯變化，但是各層的厚度有所增加(見圖3(a))。這是因為隨著溫度的升高，更多的原子借助能量起伏越過勢壘進行遷移，同時金屬內部空位濃度的提高也有利于擴散反應的進行。當擴散溫度升至500℃時，擴散溶解層中出現了花紋狀的共晶組織(見圖3(b)中大圈所示)，對其進行相成分分析發現，該組織為α-Mg和Mg2Cu的共晶體，其中淺色部分為Mg2Cu，深色部分為α-Mg。擴散溶解層中其余兩層分別為Mg2Cu和MgCuAl，沒有發現MgCu2層。結合Mg-Cu二元合金相圖(見圖3(c))可知，當擴散溫度超過485℃時，初始形成的Mg2Cu層將與多余的Mg原子發生共晶反應形成α-Mg+Mg2Cu共晶組織，同時由于共晶液相的擴散能力較強且液相中Mg原子的濃度較大，因此共晶液相中的Mg原子在濃度梯度的作用下穿過Mg2Cu層向MgCu2層擴散，與MgCu2結合形成Mg2Cu，從而引起界面物相和形態的變化。同時由于共晶液相的形成，Cu原子向鎂合金一側擴散的阻力減小，大量的Cu原子向MgCuAl層擴散，在靠近鎂合金基體一側與活潑的Mg原子生成Mg2Cu，而在共晶溫度以上Mg2Cu與Mg隨之發生共晶反應形成α-Mg+Mg2Cu共晶組織(如圖3(b)中小圈所示)。

圖3 不同溫度下AZ31B/Cu連接界面的SEM形貌及Mg-Cu二元合金相圖(a)475℃;(b)500℃;(c)Mg-Cu二元合金相圖Fig.3 SEM images of AZ31B/Cu interfaces at different temperatures and Mg-Cu binary alloy phase diagram(a)475℃;(b)500℃;(c)Mg-Cu binary alloy phase diagram

2.2 擴散溶解層形成過程分析

AZ31B/Cu連接界面的形成過程如圖4所示。在擴散反應初期(見圖4(a))，AZ31B/Cu連接界面相互接觸，在壓力的作用下實際接觸面積逐漸增大，根據擴散溶解結晶理論[17]，當鎂合金與銅之間的距離達到擴散所需的物理條件后，在濃度梯度和電場的協同作用下Mg原子和Cu原子擺脫晶格束縛發生互擴散(見圖4(b))，由于Cu幾乎不溶于Mg，所以二者之間的連接主要通過Mg向Cu中進行擴散。當Mg在Cu中的固溶度達到飽和后，界面處開始形成金屬間化合物。結合Mg-Cu二元合金相圖(見圖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(見圖4(c))，當MgCu2層厚度達到穩定后，界面處靠近鎂合金一側開始形成Mg2Cu(見圖4(d))，當Mg2Cu層達到一定厚度后，由于大量Mg原子的遷移導致界面處的Al原子逐漸聚集，并且鎂合金基體中Al原子的濃度較小使得絕大部分Al原子的擴散深度不足以越過金屬間化合物層Mg2Cu，便在鎂合金基體和Mg2Cu之間與Cu原子和Mg原子結合形成MgCuAl層(見4(e))。

圖4 AZ31B/Cu連接界面擴散層形成過程示意圖(a)初始界面;(b)固溶體形成階段;(c)MgCu2形成階段;(d)Mg2Cu形成階段;(e)MgCuAl形成階段Fig.4 Schematic diagram of formation of the interface between AZ31B/Cu(a)the initial interface;(b)the stage of formation of solid solution;(c)the stage of formation of MgCu2; (d)the stage of formation of Mg2Cu;(e)the stage of formation of MgCuAl

當擴散溫度高于485℃，MgCuAl/Mg2Cu界面處鎂含量達到33%原子分數時，Mg-Cu發生共晶反應形成共晶液相(如圖3(c)所示)。在擴散驅動力的作用下鎂合金中的Mg原子穿越MgCuAl層迅速向Mg-Cu共晶液相擴散，銅中的Cu原子穿越Mg2Cu反應層也向Mg-Cu共晶液相擴散。當溫度降低至485℃時，液相凝固形成花紋狀的α-Mg+Mg2Cu共晶組織(見圖3(c)右上小圖)，基于共晶液相較強的擴散能力和流動性，一部分Mg原子擴散進入MgCu2層與其發生反應生成Mg2Cu，一部分Cu原子穿越MgCuAl層在靠近鎂合金基體一側形成共晶組織。

2.3 AZ31B/Cu連接界面剪切性能

表3為AZ31B/Cu擴散偶連接界面剪切性能的測試結果。由表3可見，擴散溫度和保溫時間對連接界面抗剪強度有著直接影響。擴散溫度一定時(450℃)界面的抗剪強度隨保溫時間的延長先增大后減小，保溫時間為30min時達到最高抗剪強度為40.23MPa。這是由于擴散溶解層的厚度隨保溫時間的延長呈拋物線增長[18]，擴散時間較短，層厚較小，接頭結合不良；擴散時間過長，擴散層厚過大，則可能使接頭脆性增加。因此接頭性能會隨擴散時間的延長出現上述的變化趨勢。保溫時間一定時(30min)，擴散溫度由450℃增加到500℃，界面抗剪強度降低了34%。當擴散溫度低于475℃時接頭的薄弱環節為Mg2Cu，擴散溫度為500℃時接頭的薄弱環節為共晶組織α-Mg+Mg2Cu。這是由于500℃時，Mg-Cu發生共晶反應形成α-Mg+Mg2Cu共晶擴散層，該共晶層協調基體變形能力差，對應力集中敏感，從而降低接頭的剪切性能并導致了薄弱環節的轉移。

表3 AZ31B/Cu界面抗剪強度及斷裂位置Table 3 Shearing strength and fracture position of AZ31B/Cu interface

圖5(a)為AZ31B/Cu擴散偶的剪切斷口形貌。從圖5(a)中可看出，斷裂位置為Mg2Cu層時的斷口形貌呈凹凸不平的片層狀，有大量的臺階，屬于沿晶斷裂。在晶界處存在少量的MgCuAl析出相，使得連接面的結合強度進一步降低。在剪切作用下，這些在晶界上不連續的MgCuAl析出相粒子周圍首先形成微孔，微孔長大連接引起晶界裂紋，最后造成沿晶斷裂。圖5(b)為AZ31B/Cu擴散偶斷裂位置為共晶組織α-Mg+Mg2Cu處的斷口形貌，此斷口較為平整，由于形成的共晶組織強度不均勻，因此在剪切過程中裂紋主要萌生在α-Mg相區，隨著裂紋的生長與擴展導致連接界面發生脆性斷裂。

圖5 AZ31B/Cu擴散偶的剪切斷口形貌(a)Mg2Cu層;(b)α-Mg+Mg2CuFig.5 Fracture morphology of interfaces between AZ31B/Cu couple(a)Mg2Cu layer;(b)α-Mg+Mg2Cu

3 結論

(1)采用電場激活擴散連接技術(FADB)獲得的AZ31B/Cu擴散偶層間連接良好，形成了完整的冶金結合。擴散溫度低于475℃時擴散溶解層由金屬間化合物MgCu2，Mg2Cu，MgCuAl組成；擴散溫度為500℃時擴散溶解層的相組成發生了變化，形成了α-Mg和Mg2Cu的共晶組織，沒有出現明顯的MgCu2層。

(2)擴散溫度對連接界面抗剪強度有一定的影響，擴散溫度為450℃和475℃時接頭的薄弱環節為Mg2Cu，擴散溫度為500℃時，共晶組織α-Mg+Mg2Cu的形成導致接頭的抗剪強度進一步降低，并成為新的薄弱環節。當擴散溫度為450℃，界面的抗剪強度隨保溫時間的延長先增大后減小，保溫時間為30min時，界面抗剪強度達到40.23MPa。

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Structure and Properties of AZ31B/Cu Diffusion Interface Under Electric Field

DONG Feng,CHEN Shao-ping,HU Li-fang, FAN Wen-hao,MENG Qing-sen

(College of Materials Science and Engineering,Taiyuan University of Technology,Taiyuan 030024,China)

The diffusion bonding of AZ31B/Cu was carried out by field activated diffusion bonding technique (FADB). The microstructure, phase composition of each layer and interface element distribution across the diffusion dissolution layer were analyzed by means of SEM, EDS and TEM. The shearing strength of the bonded interface was evaluated by universal testing machine. The results indicate that complete metallurgical bonding between AZ31B/Cu is reached. When the diffusion temperature is lower than 475℃, the diffusion-dissolution layer is composed of MgCu2, and Mg2Cu and MgCuAl, in which Mg2Cu has the lowest shearing strength. When the diffusion temperature is 500℃, the diffusion-dissolution layer is composed of Mg2Cu, α-Mg+Mg2Cu eutectic and MgCuAl phases, in which α-Mg+Mg2Cu eutectic structure becomes the new weakest section in whole joint and further decrease the shearing strength of the whole joint due to its brittleness. When the diffusion temperature is 450℃, the interfacial shearing strength increases first, then decreases with the increase of holding time, and it reaches the maximum strength of 40.23MPa when the holding time is 30min.

diffusion bonding;electric field;diffusion dissolution;AZ31B/Cu

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.02.006

TB331

A

1001-4381(2015)02-0035-06

國家自然科學基金(50975190，51101111)；山西省青年科學研究基金(2011021022-3)

2013-08-18;

2014-03-06

陳少平(1977-)，女，博士，副教授，主要從事電場作用下功能材料的燃燒合成，異種材料的擴散連接，熱電材料制備及性能表征等研究，聯系地址：太原市迎澤西大街79號，太原理工大學材料科學與工程學院(030024)，E-mail:sxchenshaoping@163.com