简介概要

高Si多组元铝镁焊料冲击韧性损失研究

来源期刊：稀有金属2017年第11期

论文作者：路全彬龙伟民董显沈元勋张宏超

文章页码：1237 - 1242

关键词：铝镁焊料;硅焊料;冲击韧性;解理断裂;

摘要：解理断裂通常发生在体心立方金属和密排六方金属,面心立方的铝合金极少发现解理断裂。通过金相显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）和能谱分析（EDS）等分析方法和冲击试验研究了Si对铸态多组元Al-5Mg-Mn-Cr-Ti焊料断裂韧性损失,着重研究了Si致焊料解理断裂机制。研究发现,当Si含量大于0.5%时面心立方的铝镁焊料中有解理断裂。随焊料中Si含量的增加,Mg2Si金属间化合物相增加,Mg2Si在晶界析出。Mg2Si相室温延展率几乎为零,硬度达HV 450,存在严重的室温脆性。焊料晶粒边界存在的Mg2Si相在应力作用下开裂形成初生裂纹,初生裂纹形成后扩展到相邻α-Al晶粒,α-Al发生断裂,该断裂属于裂纹形核控制断裂。同时Si聚积在α-Al密排面（111）面上,弱化密排面原子结合力,断裂沿α-Al密排面扩展。Si含量从0.15%增加到0.8%时焊料的冲击韧性急剧劣化,冲击功从35 J下降到14 J。断裂特征由延性断裂转变为脆性解理断裂为主的混合型断裂。Si增加,焊料断裂韧性损失严重,Si等于0.5%为焊料韧脆转变的临界点。

稀有金属 2017,41(11),1237-1242 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.XY16050035

高Si多组元铝镁焊料冲击韧性损失研究

路全彬龙伟民董显沈元勋张宏超

郑州机械研究所新型钎焊材料与技术国家重点实验室

摘要：

解理断裂通常发生在体心立方金属和密排六方金属, 面心立方的铝合金极少发现解理断裂。通过金相显微镜 (OM) 、扫描电镜 (SEM) 和能谱分析 (EDS) 等分析方法和冲击试验研究了Si对铸态多组元Al-5Mg-Mn-Cr-Ti焊料断裂韧性损失, 着重研究了Si致焊料解理断裂机制。研究发现, 当Si含量大于0.5%时面心立方的铝镁焊料中有解理断裂。随焊料中Si含量的增加, Mg2Si金属间化合物相增加, Mg2Si在晶界析出。Mg2Si相室温延展率几乎为零, 硬度达HV 450, 存在严重的室温脆性。焊料晶粒边界存在的Mg2Si相在应力作用下开裂形成初生裂纹, 初生裂纹形成后扩展到相邻α-Al晶粒, α-Al发生断裂, 该断裂属于裂纹形核控制断裂。同时Si聚积在α-Al密排面 (111) 面上, 弱化密排面原子结合力, 断裂沿α-Al密排面扩展。Si含量从0.15%增加到0.8%时焊料的冲击韧性急剧劣化, 冲击功从35 J下降到14 J。断裂特征由延性断裂转变为脆性解理断裂为主的混合型断裂。Si增加, 焊料断裂韧性损失严重, Si等于0.5%为焊料韧脆转变的临界点。

关键词：

铝镁焊料;硅焊料;冲击韧性;解理断裂;

中图分类号： TG42

作者简介：路全彬 (1984-) , 男, 河南郑州人, 博士, 研究方向:铝合金、钎焊材料;E-mail:jesselqb@163.com;;龙伟民, 研究员;电话:0371-67710057;E-mail:brazelong@163.com;

收稿日期：2016-05-25

基金：国家国际科技合作计划项目 (2015DFA50470);河南省基础与前沿技术研究项目 (162300410215) 资助;

Impact Toughness Loss of High Silicon Multi-Contents Al-Mg Welding Materials

Lu Quanbin Long Weimin Dong Xian Shen Yuanxun Zhang Hongchao

State Key Laboratory of Advanced Brazing Filler Metals & Technology, Zhengzhou Research Institute of Mechanical Engineering

Abstract：

Cleavage fracture usually occurred in the body-centered cubic metal and hexagonal close-packed metal, but rarely occurred in the face-centered cubic aluminum alloy. The influence of Si contents on impact toughness loss of the casting Al-5 Mg-Mn-Cr-Ti alloys was investigated with optical microscopy ( OM) , scanning electron microscope ( SEM) , energy dispersed spectrum ( EDS) and Charpy pendulum impact tests. The influence of Si element on mechanism of cleavage fracture was investigated. Cleavage fracture occurred when Si content was more than 0. 5% of Al-Mg welding materials. With the Si content increasing, Mg2 Si phases increased. Mg2 Si was a severely brittle phase at room temperature for its almost zero percentage elongation and the microhardness was HV 450. Mg2 Si phases on grain boundary of alloys were cracking and primary cracks formed. The α-Al grain fractured after the primary cracks extended to the adjacent α-Al grain. This fracture was controlled by cracks nucleation mechanism. The interatomic bonding force of close-packed plane was weaker for Si atoms accumulating on close-packed plane. The cracks propagated along the α-Al close-packed plane. With the Si content increasing from 0. 15% to 0. 8%, the Charpy energy reduced from 35 to 14 J, and the impact toughness changed from plasticity fracture to brittle fracture. So, with Si content increasing, the impact toughness lost seriously. Impact fracture transition from the ductile fracture to the brittle cleavage fracture occurred when the Si content was 0. 5%.

Keyword：

Al-Mg welding materials; silicon content; impact toughness; cleavage fracture;

Received： 2016-05-25

断裂韧性与常规强度、疲劳强度、耐蚀性是高强铝合金性能的主要考核指标^[1,2,3]。同时, 铝合金焊接接头的断裂韧性对铝合金焊接结构连接的可靠性至关重要。铝合金焊接接头断裂韧性的主要影响因素有铝合金母材、焊接结构、焊接材料和焊接工艺等。通常情况下, 在铝合金母材和焊接结构固定不变的情况下, 当采用相同焊接工艺焊接铝合金时焊接材料对焊接接头韧性的影响至关重要, 尤其是对于高强高韧的7×××系铝合金。因此, 有必要研究焊接材料对其断裂性能的影响。

影响铝合金断裂韧性的组织因素主要有晶粒尺寸、杂质及第二相的含量与分布, 组织组成物的种类与形态等。关于杂质元素对铝合金及其填充材料断裂行为影响的研究发现, 5A06等合金中Na, K, Ga, Bi的存在促使脆性断裂甚至是解理脆性断裂的产生^[4,5]。宋仁国等^[6]认为, 氢导致7175铝合金韧脆断裂转变行为发生变化, 氢的增加屈服应力、断裂强度和延伸率下降。对于5×××系和7×××系铝合金, Fe, Si杂质元素形成粗大难熔或微熔杂质相, 对合金性能产生不利影响^[7,8,9,10]。杂质相质点, 可能会成为裂纹源, 降低裂纹扩展阻力, 降低合金韧性^{[11,12,13,14]}。张克伟等^[15]认为, Si含量增加对高强高韧7050铝合金组织和力学性能有不利影响。

焊接接头熔敷金属中的Si, 来自于焊缝冶金反应时焊接材料中Si的过渡及母材中Si的熔入。焊接时熔池凝固速度快, 已凝固的焊缝中化学成分来不及扩散均匀化可能使Si元素严重偏析。上述因素的综合结果可使熔敷金属中局部Si含量突变, 成为潜在的危险源。因此, 有必要研究Si含量对焊接材料的断裂韧性影响, 评价Si对焊料韧性带来的损失程度。本文用冲击试验方法, 以多组元铝镁合金焊接材料为研究对象, 引入不同含量的Si, 研究铸态焊料冲击韧性与Si含量的关系, 并对断裂韧性行为进行分析。

1 实验

试验设计了5种Si含量不同的Al-5Mg-Mn-CrTi焊料, 其中Mg 5.33%、Mn 0.10%、Cr 0.11%、Ti 0.07%、杂质Fe含量0.15%~0.2% (质量分数) 。表1给出了焊料中Si元素设计成分。焊料制备用原材料为, 纯铝 (99.5%) 、纯镁 (99.90%) 、Al-10%Mn中间合金、Al-4%Cr中间合金、Al-12%Si中间合金和Al-5%Ti-1%B细化剂。采用石墨坩埚, 在中频感应炉中熔炼, 用无钠覆盖剂保护, C₂Cl₆精炼。熔炼温度760~780℃, 浇注温度730℃, 模具为铁模, 铸锭尺寸为Φ30 mm×100 mm。

表1 焊料中Si的设计成分Table 1 Designed compositions of Si in welding materials (%, mass fraction) 下载原图

表1 焊料中Si的设计成分Table 1 Designed compositions of Si in welding materials (%, mass fraction)

依据GB/T 229-2007《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》的规定, 在室温 (20℃) 下对焊料进行冲击韧性测试。试样尺寸为10 mm×10 mm×55mm, 制成标准V形缺口试样, 每组试样均进行3次试验并取平均值。标准试样的冲击吸收功KV₂, 表示试样冲击断裂韧性的大小, 即裂纹形成和扩展全过程所消耗的总能量。

利用JSM-7500F扫描电镜 (SEM) 观察冲击试样裂纹扩展区断口形貌, 用以断裂机制的分析。用常规方法制备金相试样, 在蔡司Axio Scope A1光学显微镜 (OM) 上观察焊料微观组织。

2 结果与讨论

2.1 焊料冲击韧性

图1所示为试样在试验条件下, 冲击吸收能量值 (冲击功) KV₂与Si含量的变化关系图。由图1可以看出, 冲击韧性对Si含量的变化非常敏感。明显看出, 焊料中随Si含量的增加, KV₂值降低, 当Si含量小于0.45%时, 冲击功缓慢降低, 当Si含量大于0.5%时, KV₂值下降明显, 当Si添加到0.8%时, 冲击功仅为14 J。由此可知, 当Si含量高时, 焊料冲击断裂韧性损失极大, 焊料可能由原来的韧性断裂转变为脆性断裂, 这对材料使用可靠性带来严重威胁。焊料冲击断裂韧性的损失必然是由于焊料的组织结构造成的, 而造成试验焊料组织结构的差异, 正是由于Si含量的变化所导致的。为了深入研究Si元素变化对断裂韧性的影响规律, 需要对焊料断口形貌进行分析, 以确定焊料断裂方式。

图1 不同Si含量焊料室温冲击韧性Fig.1 Charpy absorbed energy of welding materials with differ-ent Si contents at room temperature

2.2 冲击断口宏观形貌

在冲击载荷下, 随Si含量的变化, 试样冲击断口形貌特征、断裂机制也发生变化。首先对冲击断口宏观形貌进行分析。冲击断口形貌常表现为3个区域, 即纤维区、放射区和剪切唇, 韧性较好的材料放射区消失, 仅有纤维区和剪切唇。对图2所示的试样冲击断口宏观形貌进行分析, 明显看出, Si含量小于0.35%的试样1 (图2 (a) ) 、2 (图2 (b) ) 和3 (图2 (c) ) 断口表面粗糙, 由纤维区、放射区和剪切唇组成, 为韧性断裂, 焊料1的冲击韧性最高。当Si大于0.35%时, 随Si含量的曾加, 焊料纤维区面积减少, 放射区大幅增加。到试样4 (Si 0.5%) , 5 (Si 0.8%) 断口表面齐平, 试样断裂前宏观的塑性变形很小, 基本没有纤维区的出现, 而放射区占有很大的比例, 仅有少量剪切唇出现, 表现为明显的脆性断裂特征。

2.3 冲击断口微观形貌

图3给出了冲击断口裂纹扩展区微观形貌SEM分析结果。Si含量小于0.35%的试样1 (图3 (a) ) 和2 (图3 (b) ) 断口形貌为韧窝, 为微孔聚合型延性断裂。而Si大于0.35%的试样4 (图3 (c) , Si 0.5%) , 5 (图3 (d) , Si 0.8%) 断口形貌为解理状+少量的韧窝, 解理断裂特征多于韧窝断裂特征, 即以脆性断裂为主的混合型断裂, 冲击断口中观察到表面光滑的解理面。Si的升高, 焊料断裂方式发生改变, 由延性断裂转变为脆性断裂。一般来说, 铝合金具有良好的塑性和断裂韧度, 沿特定晶体学平面的解理断裂只在非常特殊的情况下才可能出现, 且与特定环境条件有关。在冲击载荷作用下, 带有缺口的铝合金试样在缺口顶端会产生应力集中, 应力集中超出材料屈服强度的区域, 发生塑性变形。塑性变形区内会有部分晶粒产生终止于晶界的初生裂纹, 初生裂纹高速传播越过晶界发生解理断。由于大量Si存在, 焊料中脆性化合物聚积增加, 促使初生裂纹的产生并导致解理断裂。Si改变了焊料断裂行为。

Si的存在, 致使焊料韧性损失, 以高Si含量的0.8%的试样5焊料为例, 对焊料断裂机制进行探讨。试样5焊料微观断口呈现解理断和韧窝共同特征, 韧窝断裂机制为微孔聚合型延性断裂, 现对焊料解理断进行分析。图4所示为试样5冲击断口解理区形貌图, 该区域断裂特征为解理断, 可观察到河流状花样的解理平台和光滑解理面, 结合图3 (d) , 对焊料脆性断裂过程加以描述。

冲击载荷提供的切应力使焊料发生屈服变形, 焊料中存在脆性第二相, 在第二相处产生位错塞积, 裂纹萌生, 初生裂纹面与其相邻的一个晶粒空间相交于晶界, 外力在此处产生巨大的应力集中, 使相邻晶粒开裂, 最后焊料失稳断裂。与初生裂纹相交发生开裂的晶粒, 是沿着原子结合力最小的面断裂, 断裂面为解理平台。解理面为一定取向的结晶学平面, 该晶面面间距最大, 原子结合力最小, 比表面能也最低, 晶面易于开裂。解理面一般为密排面, 密排面面间距大, 原子结合力弱, 杂质原子易于在该晶面聚积, 减弱晶面之间原子结合强度, 成为断裂扩展路径。同样, 解理平台也为结合力较弱晶面。

图2 合金室温冲击断口宏观形貌Fig.2 Fracture surface morphologies of test alloys after Charpy impact at room temperature

(a) Si 0.15%; (b) Si 0.25%; (c) Si 0.35%; (d) Si 0.5%; (e) Si 0.8%

图3 焊料冲击断口微观形貌Fig.3 Fracture surface morphologies of welding materials

(a) Si 0.15%; (b) Si 0.25%; (c) Si 0.5%; (d) Si 0.8%

图4 Si含量为0.8%试样冲击断口微区放大图及EDS分析Fig.4 Fracture surface morphologies (a) and EDS analysis (b, c) of sample Si content 0.8%

对图4中解理面和解理平台进行EDS分析, 解理面B区Mg, Si含量较高, Mg, Si质量比为1.78∶1.00, 接近1.73∶1.00, Mg, Si原子比为2∶1, 说明解理面有Mg₂Si相的存在。Mg₂Si相室温延展率几乎为零, 硬度达HV 450, 故存在严重的室温脆性。在位错塞积群前的切应力作用下会开裂, 成为初生裂纹源。与解理面相邻的晶粒 (A区) , EDS分析为含有Mg, Si的Al固溶体相, 即基体相, 固溶体相较软, 初生裂纹与该相邻晶粒的一个晶粒空间相交于晶界, 冲击载荷在此处产生巨大的应力集中, 使该晶粒开裂, 开裂面为解理平台, 其上有河流状花样。解理面沉积有Si, 表明Si聚积在铝晶粒密排面 (111) 上, (111) 晶面之间的原子被Si隔离, 断裂沿该面发生。经EDS确定, 开裂位置为脆性Mg₂Si相, Si在密排面的聚积促进解理断裂的产生。因河流花样流向与裂纹的扩展方向相同, 图4 A区河流为靠近图4 B区一端流向远离B区端, B区为裂纹形成位置, 故可证明裂纹从图4 B区启裂, 然后扩展到图4 A区。为进一步说明脆性相与断裂韧性的关系, 对焊料微观组织进行观察, 如图5所示。

多组元Al-5Mg-Mn-Cr-Ti焊料, 由α-Al基体相和β-Al₃Mg₂、微量的含Mn相、含Cr相、含Ti相和含Fe, Si的杂质相组成。焊料中引入Si, 导致其组织和性能发生变化。Mg₂Si是Mg-Si二元体系中唯一稳定化合物, 以Mg/Si质量比=1.73∶1.00的方式结合形成Mg₂Si化合物。试验条件下, Si最高含量为0.8%, 若Si全部以Mg₂Si形式存在, 则需Mg为1.384%, 远小于焊料中Mg含量, 故焊料中Mg过剩。所以焊料中Mg₂Si相的体积分数与Si含量呈正比。从图5 (a) 知, Si为0.25%的试样2, 观察到的析出相主要为β-Al₃Mg₂, 没有观察到Mg₂Si相。试样2与试样1组织相差不大, 焊料冲击韧性差别较小。Si含量为0.35%时, 焊料中有少量Mg₂Si相析出, 如图5 (b) , 此时Mg₂Si对韧性的不利影响还不明显。当Si增加到0.5%时 (图5 (c) ) , 可见大量Mg₂Si在晶界析出。此时Mg₂Si相体积分数约为试样2的2倍, 故焊料脆性增加, 韧性大幅降低。继续增加Si到0.8%时, Mg₂Si相继续增加, 如图5 (d) , 焊料冲击韧性持续损失。结合焊料冲击功和冲击断口分析知, Si量增加, 金属间化合物相Mg₂Si增加, 断口解理面增加, 脆性断裂特征明显, 焊料韧性下降。焊料冲击断裂韧性与Mg₂Si相析出量呈负相关性, Si小于0.5%时, 焊料冲击吸收功大, 焊料断口表现为韧性断裂特征;Si大于0.5%时焊料冲击吸收功大幅下降, 焊料断口表现为脆性断裂特征。故焊料Si等于0.5%时为焊料韧脆转变的临界点。