添加高熵合金粉末AZ31B鎂合金/304 不銹鋼電阻點焊接頭組織和力學性能

成家龍，程東海，亓安泰，肖 雄

（南昌航空大學 航空制造工程學院，南昌 330063）

鎂/鋼異種材料焊接具有減輕車身質量、降低生產成本和降低燃油消耗的優點，在汽車工業中具有重要意義［1］。然而，Mg，Fe 元素不反應不互溶，鎂/鋼異種材料難以直接相連。目前，鎂/鋼異種材料連接主要是通過添加中間層和鍍層的方式［2-5］，在接頭界面處形成Fe4Al13，FeAl 和Fe2Al5等脆性金屬間化合物實現冶金連接，但脆性金屬間化合物層是接頭力學性能的薄弱區［6-9］。

高熵合金（HEA）是多組元合金，可抑制界面脆性金屬間化合物層的形成，促進固溶體的產生，在異種材料焊接方面具有很好的應用潛力，已經在鋁/鋼、鈦/鋼以及銅/鈦等異種材料焊接中有研究［10-11］。FeCoNiCrMn 高熵合金的成分包含了鋼母材主要成分，Ni 元素能夠與鎂母材主要成分發生反應生成化合物，其具有優良的塑性、高強度和超塑度，以及良好的斷裂韌性，其微觀組織為面心立方（FCC）（Fe，Ni）固溶體［12-15］。添加FeCoNiCrMn 高熵合金為夾層，有望解決鎂和鋼的熔點等物理性能相差懸殊，且兩者之間的固溶度較低，難以發生冶金反應的問題。

本工作以FeCoNiCrMn 高熵合金作為夾層，對AZ31B 鎂合金和SUS304 不銹鋼異種材料進行電阻點焊，分析過渡區與兩側母材的反應擴散行為，檢測接頭性能并優化焊接工藝，為鎂/鋼異種材料焊接的實際應用提供數據和理論依據。

1 實驗材料與方法

選用AZ31B 鎂合金（Mg-3Al-1Zn-0.2Mn-0.1Si，質量分數/%，下同）和SUS304 不銹鋼（Fe-19Cr-9Ni-2Mn-1Si）為母材，試樣尺寸為80 mm×20 mm×1.5 mm，搭接長度為20 mm。中間層材料為FeCoNiCrMn高熵合金粉末（20Fe-20Co-20Ni-20Cr-20Mn），密度為8.06 g/cm3，實驗中添加中間層的厚度為0.25 mm。

采用DZ-3×100 三相次級整流電阻點焊機點焊，實驗前需將高熵合金粉末放置在真空干燥箱（DZF-6020AB）中120 ℃條件下干燥4 h，然后將方形卡槽（卡槽面積為2 cm×2 cm）放置在不銹鋼母材搭接區域，最后將0.806 g 的高熵合金粉末置于方形卡槽內鋪平即可。焊接工藝：焊接電流I=18.2~22.5 kA，焊接時間t=15~35 周波，焊接壓力P=2.0~10.6 kN。采用PZ-3020MZ 型影像測繪儀對接頭截面形貌進行分析。采用掃描電子顯微鏡（SEM）、能譜儀（EDS）和X 射線衍射儀（XRD）對接頭過渡區與兩側母材界面的顯微組織及物相進行分析。在室溫下采用WDW-100D 型電子萬能試驗機對接頭進行拉剪實驗，拉伸速度設定為0.2 mm/min。拉伸剪切試樣的幾何尺寸如圖1所示。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig. 1 Schematic diagram of the tensile specimen

2 結果與分析

2.1 接頭的組織分析

2.1.1 接頭宏觀形貌及過渡區近域組織

圖2 為AZ31B/FeCoNiCrMn/SUS304 電阻點焊接頭橫截面的宏觀形貌?？梢钥吹?，兩母材中間存在明顯、穩定的過渡區，接頭成形好，沒有裂紋、氣孔等缺陷。表明高熵合金粉末的加入能夠在熔核界面形成連接過渡層，并很好地與兩側母材進行反應擴散，實現高質量焊接。

圖2 接頭截面宏觀形貌（I=20.5 kA，t=25 周波，P=6.84 kN）Fig.2 Macroscopic morphology of the joint section（I=20.5 kA， t=25 cycle， P=6.84 kN）

圖3 為接頭過渡區及近域組織，從圖可見過渡區由FeCoNiCrMn 顆粒和其間的鎂合金組成，鎂合金包裹住高熵合金顆粒形成過渡層。這是因為在電阻焊接熱循環下，低熔點的鎂合金先熔化，高熔點的高熵合金顆粒嵌進鎂合金液體，并在顆粒表面發生原子互擴散和界面反應，冷卻凝固后形成連接鎂側界面（A，B位置）。不銹鋼/過渡區連接界面平滑，連接分為兩種，即不銹鋼與高熵合金連接以及與鎂合金液體反應。在焊接壓力的作用下，界面處部分高熵合金和不銹鋼發生元素擴散而緊密咬合在一起（C 位置）；另外由于鋼的熔點高，在焊接熱循環中鋼不熔化，因此界面平直，過渡區中熔化的鎂合金在鋼上鋪展潤濕實現連接（D 位置）。

圖3 接頭過渡區及近域組織Fig.3 Microstructure of the joint transition zone and near-domain area

2.1.2 界面反應擴散行為

圖4 為鎂合金側界面組織及EDS 線掃描結果，從圖4（a）可見，鎂合金與高熵合金顆粒之間存在金屬間化合物層，各點成分分析結果見表1，線掃描如圖4（c）。由表1 點掃描可見，化合物成分元素（點2）與高熵合金固溶體內部成分（點3）比較，存在Mg，Al 元素，而且Al 含量比鎂合金母材Al 含量高（點1），Fe 元素也比其他元素含量高，表明金屬間化合物為Fe4Al13。圖4（c）線掃描可見，從鎂合金到高熵合金，Mg 元素含量不斷降低，高熵合金中的Fe，Co，Ni，Cr，Mn 元素含量不斷上升，在鎂側這些元素含量幾乎為零，在界面層處，Mg 元素和Fe，Co，Ni，Cr，Mn 元素含量呈梯度變化，并呈現相反的趨勢，說明鎂合金與高熵合金在界面層存在互擴散，生成脆性Fe4Al13金屬間化合物。

表1 圖4（a），（b）中各點EDS 分析結果（原子分數/%）Table 1 Results of EDS analysis of points in fig.4（a），（b）（atom fraction/%）

圖4 鎂合金側界面組織及EDS 線掃描結果 （a）A 區；（b）B 區；（c）EDS 線掃描結果Fig.4 Microstructure of magnesium alloy side interface and EDS line scanning results （a）area A；（b）area B；（c）EDS line scan results

圖4 （b）為過渡區顆粒之間的組織，可以看出，高熵合金顆粒間存在鎂合金，表明高熵合金顆粒嵌進鎂合金液體，并與鎂合金發生反應擴散。各點成分（表1）可以看到，鎂合金處（點4）Al 元素含量高于鎂母材中的Al 元素，生成了Mg17Al12相。Mg17Al12相存在的原因是在熔核形成過程中，由于顆粒之間熱輸入大，加熱時間短，冷卻速度快，使得Mg17Al12共晶物在鎂合金中的固溶度大大降低，析出的Mg17Al12共晶物在晶體中所占比例增大［16］。反應層處（點5）Al 元素含量遠高于鎂母材中的Al 元素，形成Fe4Al13金屬間化合物。

因此，過渡區與鎂合金母材以Fe4Al13，Mg17Al12等脆性金屬間化合物連接，一方面化合物的生成使得界面發生冶金反應實現連接；另一方面當化合物厚度較大時將影響接頭力學性能，使得此區域成為接頭性能薄弱區。

圖5 為不銹鋼側邊界組織及EDS 線掃描結果。其中圖5（a）為高熵合金顆粒與不銹鋼母材界面組織，各點成分分析結果見表2，界面線掃描如圖5（c）。從圖5（a）可以看出，高熵合金與不銹鋼緊密咬合在一起，界面附近區域元素比例與高熵合金成分（點1）元素比例接近，形成（Fe，Ni）固溶體。界面處的點2 位置含有原子分數為58.46% Fe，7.37% Co，11.22% Ni，15.99% Cr，6.96% Mn，高熵合金成分含量的比例與所添加的高熵合金成分比例相近，表明界面處存在部分（Fe，Ni）固溶體；剩余Fe，Cr，Ni 元素的比例接近鋼母材主要元素比例，表明界面處也存在不銹鋼。圖5（c）線掃描中，從高熵合金到不銹鋼，Al 元素含量為零，高熵合金成分比例保持穩定，沒有生成其他化合物。而在界面層處，Fe 元素和Cr，Ni，Mn，Co 元素含量呈梯度變化，并呈現相反的趨勢，表明界面處發生了元素互擴散，且沒有脆性過渡區的形成，形成的是擴散連接，具有優良的力學性能。

表2 圖5（a），（b）中各點EDS 分析結果（原子分數/%）Table 2 Results of EDS analysis of points in Fig.5（a），（b）（atom fraction，%）

圖5 不銹鋼側界面組織及EDS 線掃描結果（a）C 區；（b）D 區；（c）EDS 線掃描1 結果；（d）EDS 線掃描2 結果Fig.5 Microstructure and EDS line scanning of stainless steel side interface（a）area C；（b）area D；（c）EDS line scan 1 results；（d）EDS line scan 2 results

圖5 （b）為鎂合金與不銹鋼界面組織，點4 成分如表2，線掃描如圖5（d）所示。從圖5（b）可見，鎂合金與不銹鋼界面之間形成金屬間化合物。界面成分表明（點4），不銹鋼/鎂合金界面層的Al 元素含量遠高于鎂合金母材中Al 元素含量，說明Al 元素在界面層富集并參與反應。由線掃描結果可知，從鎂到不銹鋼，Mg元素含量不斷降低直至零，Fe 元素含量由零不斷升高至趨于鋼母材Fe 元素含量，在鎂與不銹鋼界面層處Mg，Fe 元素含量呈現相反的趨勢，存在互擴散現象，導致Fe 元素與Al 元素發生冶金反應生成Fe4Al13金屬間化合物，此部分為化合物連接。

由以上可知，過渡區與不銹鋼母材界面處存在高熵合金/不銹鋼擴散連接以及鎂合金/不銹鋼化合物連接兩種連接方式，對比鎂合金/過渡區界面純化合物連接，其有效提升接頭性能。

2.2 接頭的力學性能

圖6 為焊接工藝對接頭拉剪載荷F的影響。整體來看，添加高熵合金的接頭拉剪載荷遠高于未添加高熵合金的接頭。這主要是因為直接焊接時Fe，Mg 元素不互溶也不反應。鎂、鋼兩母材只能依靠微量元素的反應實現連接，接頭強度低。而加入高熵合金粉末后，在兩母材中間形成過渡連接區，過渡區分別與兩母材發生連接、反應，進而接頭性能高，在18.2~22.5 kA，15~35 周波，2.0~10.6 kN 的實驗工藝范圍內，接頭拉剪強度在3.2 kN 以上，而未添加高熵合金鎂/鋼點焊接頭拉剪載荷最高只有1.127 kN。圖6（a），（b）為焊接電流、焊接時間對接頭性能的影響。可以看到，隨著焊接電流、焊接時間增加，接頭的拉剪載荷均呈現先增大后減小的趨勢。這是因為當焊接電流小或者焊接時間短時，接頭熱輸入量較低，高熵合金粉末與鎂合金的包裹需要時間，過渡區形成不穩定，與兩母材的界面連接不充分，承載能力較弱，使得接頭拉剪性能較低。隨著熱輸入量的增大，鎂合金熔化充分，包裹粉末形成過渡區，鎂合金側界面反應逐漸充分，鋼側連接逐漸穩定，使得接頭拉剪載荷得到有效提高。當繼續增大熱輸入量時，熱輸入量過高時，界面化合物層變厚從而降低接頭的承載能力，在20.5 kA、25 周波時接頭性能達到最大值5.605 kN。圖6（c）為焊接壓力對接頭性能的影響。隨著焊接壓力的增加，接頭拉剪載荷也是先增大后減小。當焊接壓力較小時，接觸電阻大且散熱差，從而形成內部飛濺誘發縮孔缺陷，嚴重降低了接頭拉剪載荷；隨著焊接壓力增大，接觸情況改善，降低接頭熱輸入量，減少了金屬間化合物的生成，接頭承載能力得到改善；進一步增大焊接壓力，點焊熱輸入量大大降低，接頭界面有效連接區域面積減小，且高焊接壓力下鎂側母材變形嚴重，導致接頭承載能力下降。綜上可得添加高熵合金能夠提升接頭的力學性能，添加高熵合金鎂/鋼點焊接頭最大拉剪載荷為5.605 kN，相比未添加高熵合金鎂/鋼點焊接頭拉剪載荷提高了397%。并且根據相關文獻［17-18］可知，鎂/鋼直接電阻點焊接頭的最大拉剪載荷都低于添加高熵合金鎂/鋼點焊接頭的最大拉剪載荷，進一步證明了添加高熵合金能夠提升接頭的力學性能。

圖6 不同工藝條件對點焊接頭拉剪載荷的影響（a）焊接電流；（b）焊接時間；（c）焊接壓力Fig. 6 Effect of different process conditions on the pulling and shearing loads of the spot welded joints（a）welding current；（b）welding time；（c）welding force

圖7 為接頭的斷口兩側形貌。從圖7（a）可見鎂合金側斷口形貌呈凹陷狀，而由圖7（b）可知高熵合金側斷口形貌呈凸起狀，兩側斷口形貌互補，并且可以觀察到撕裂棱和大量的韌窩，屬于脆性和韌性混合斷裂。圖8 為斷口的XRD 圖譜，從圖8（a）可見鎂合金側存在Mg17Al12脆性金屬間化合物相，而由圖8（b）可知高熵合金側還存在Fe4Al13脆性金屬間化合物相，進一步驗證了上述EDS 點掃描的結果，表明Mg17Al12，Fe4Al13脆性金屬間化合物相的形成是導致接頭斷裂發生在鎂合金側界面處的主要原因。而高熵合金過渡層形成了大量（Fe，Ni）固溶體，阻礙了Al 元素富集在鋼側發生反應，減少Fe4Al13脆性金屬間化合物的生成，有效提高了接頭的力學性能。

圖8 點焊接頭的XRD 圖譜 （a）鎂合金側；（b）高熵合金側Fig.8 XRD patterns of the spot welded joints （a）magnesium alloy side；（b）high entropy alloy side

3 結論

（1）包含FeCoNiCrMn 顆粒的過渡區成功連接鎂、鋼兩母材。鎂合金側界面主要是顆粒周圍反應生成的Fe4Al13金屬間化合物；而不銹鋼側邊界主要由（Fe，Ni）固溶體和Fe4Al13金屬間化合物兩部分組成。

（2）添加FeCoNiCrMn 高熵合金的鎂/鋼電阻點焊接頭拉剪載荷F隨焊接電流I和焊接壓力P的增加，焊接時間t的延長均表現先升高后降低的趨勢，在18.2~22.5 kA，15~35 周波，2.0~10.6 kN 的實驗工藝范圍內，接頭拉剪強度在3.2 kN 以上，最大拉剪載荷為5.605 kN，相比未添加高熵合金鎂/鋼點焊接頭拉剪載荷提高了397%。

（3）Mg17Al12，Fe4Al13脆性金屬間化合物的生成是導致接頭斷裂發生在鎂合金側界面處的主要原因，而高熵合金過渡層形成了大量（Fe，Ni）固溶體，阻礙了Al 元素富集在鋼側發生反應，減少Fe4Al13脆性金屬間化合物的生成，有效提高了接頭的力學性能。