AA6013/Ti6Al4V回填摩擦搅拌点焊及焊后热处理过程中的界面演变：Mg与Si含量的影响

《Results in Engineering》：Interface evolution during refill Friction Stir Spot Welding and post-weld heat treatment of AA6013/Ti6Al4V with varying Mg and Si content

　　

由于铝（Al）与钛（Ti）合金物理化学性能差异显著，二者异种连接极具挑战性，传统熔焊易形成脆性金属间化合物（Intermetallic Compounds, IMCs），严重损害接头力学性能。回填摩擦搅拌点焊（Refill Friction Stir Spot Welding, refill FSSW）作为一种固相连接技术，相较于熔焊可显著降低热输入。本研究系统分析了AA6013铝合金中Mg与Si元素的添加量，对Al-Mg-Si系合金与Ti6Al4V钛合金焊接态及人工时效热处理态接头IMCs形成规律的影响。研究人员分析了五种Al-Mg-Si成分变体在refill FSSW过程中的热循环特征。微观表征结果显示，焊态接头界面仅存在不连续的IMCs碎片，而经焊后热处理（Post-Weld Heat Treatment, HT）后，界面形成了高度柱状晶的Ti(Al,Si)3及Al18Mg3Ti2相IMCs，具体形貌取决于合金成分。其中，Al18Mg3Ti2相以混合结构存在于Ti(Al,Si)3层中，或在Ti(Al,Si)3与铝基体之间形成独立层，该现象取决于未形成Mg2Si的固溶态Mg含量。热处理后IMCs层厚度因Mg、Si含量差异呈现显著不同，且界面处存在元素富集。热力学计算揭示了热处理过程中的相变行为，证实高固溶Mg含量的合金在界面处出现了液相，该液相在热处理后凝固为脆性的Al18Mg3Ti2相并伴随裂纹产生。为抑制液相及Al18Mg3Ti2相的形成，需通过控制Mg与Si的适宜比例，限制铝基体中固溶态Mg的含量。

《Results in Engineering》论文解读：AA6013/Ti6Al4V回填摩擦搅拌点焊界面演变机制

研究背景与意义

交通运输与航空航天领域对轻量化高性能结构的迫切需求，推动了铝（Al）合金与钛（Ti）合金的联合应用。然而，由于二者物理化学性质差异巨大，传统熔焊极易在Al/Ti界面生成脆性金属间化合物（Intermetallic Compounds, IMCs），导致接头力学性能急剧恶化。尽管回填摩擦搅拌点焊（Refill Friction Stir Spot Welding, refill FSSW）作为固相连接技术能有效抑制IMCs的过度生长，但Mg、Si等合金元素在焊接及热处理过程中对界面反应的作用机制尚不明确。特别是Mg元素可能诱发低熔点液相，Si元素可能置换Al形成复杂相，这对理解界面演化至关重要。因此，研究人员针对AA6013/Ti6Al4V体系，开展了系统的Mg、Si成分调控实验，旨在揭示元素协同作用下的界面演变规律，为优化异种轻合金焊接工艺提供理论支撑。

主要关键技术方法

研究人员选用五种基于AA6013成分配制的定制Al-Mg-Si合金，其Mg、Si含量呈系统性梯度变化，并与退火态Ti6Al4V板材进行搭接。采用恒定工艺参数（转速2200 rpm，保压时间10 s，压入深度1.7 mm）进行refill FSSW焊接。通过在Ti合金表面铣槽预埋K型热电偶，原位测量焊接热循环。焊后接头在525°C下进行长达192小时的人工时效热处理。利用扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）、能谱分析（EDS）及高能X射线衍射（HE-XRD）对界面微观组织与物相进行表征。结合差示扫描量热法（DSC）测定合金固相线温度，并采用Thermo-Calc软件进行525°C下的相平衡热力学计算。此外，利用纳米压痕技术测试了IMCs层及基体的微观力学性能。

研究结果

3.1 焊态接头形成特征与热循环

研究人员成功制备了所有成分组合的Al/Ti接头。焊态下界面未形成连续均匀层，仅存在不连续的IMCs碎片，且高Mg含量合金的IMCs析出更少。极端工艺下（保压60 s）虽出现近连续层，但伴随裂纹。原位测温显示，焊接峰值温度随合金化元素（Mg、Si）总量增加而降低，DSC结果证实高Mg/Si含量降低了铝合金的固相线温度（Solidus Temperature, T_sol）。液相潜热的吸收及摩擦产热的变化，导致高合金化接头峰值温度更低。

3.2 焊后热处理（HT）后的IMCs形成与相鉴定

经525°C热处理后，界面IMCs显著生长。研究发现两种主要IMCs：靠近Ti侧的柱状晶Ti(Al,Si)₃（由Si置换Al形成）和靠近Al侧的Al₁₈Mg₃Ti₂相。Al₁₈Mg₃Ti₂相的出现与分布受控于Mg的存在形式。在Al1Mg0Si（无Si，Mg全固溶）中，两相呈混合结构；在Al3Mg1Si（高Mg，部分Mg固溶）中，两相分层生长；而在Al1Mg1.5Si（Mg被Si结合为Mg₂Si）中，仅观察到Ti(Al,Si)₃单相。Al₁₈Mg₃Ti₂相区域普遍存在裂纹，表现出脆性断裂特征，而单相Ti(Al,Si)₃层相对完整。

3.3 IMCs生长动力学特征

IMCs层厚度随时间延长而增加，但生长速率逐渐减缓。Al1Mg1.5Si/Ti64接头的Ti(Al,Si)₃层生长最快，192小时后达约12 μm；Al3Mg1Si/Ti64因形成Al₁₈Mg₃Ti₂阻挡层，总厚度最小（约5.2 μm）。这表明Al₁₈Mg₃Ti₂相的形成有效抑制了Ti(Al,Si)₃的扩散生长。此外，IMCs在α-Ti与β-Ti相上的生长行为存在差异，表明钛合金微观组织也影响界面反应。

3.4 局部力学性能

纳米压痕测试表明，Ti(Al,Si)₃相硬度最高，约为15 GPa，是Ti6Al4V基体的两倍；Al₁₈Mg₃Ti₂相硬度相对较低。这种力学性质的差异导致裂纹倾向于在Al₁₈Mg₃Ti₂相中萌生与扩展，成为接头失效的薄弱区。

讨论与结论总结

研究人员通过热力学计算与元素分布分析，阐明了IMCs的形成机制：界面是否生成Al₁₈Mg₃Ti₂相，取决于铝基体中“自由”固溶Mg的含量。Si元素会与Mg结合生成稳定的Mg₂Si沉淀，从而消耗固溶Mg，抑制液相生成。当Mg/Si比高于Mg₂Si的化学计量比（约1.73:1）时，过量的固溶Mg会在高温下诱发液相，冷却后形成脆性的Al₁₈Mg₃Ti₂相。

最终，研究人员得出结论：（1）Refill FSSW焊态下仅形成不连续IMCs碎片；（2）热处理后出现Ti(Al,Si)₃与Al₁₈Mg₃Ti₂两相，后者形态由Mg/Si比决定；（3）Al₁₈Mg₃Ti₂相显著阻碍Ti(Al,Si)₃生长；（4）Ti(Al,Si)₃硬度最高，Al₁₈Mg₃Ti₂相因脆性易开裂。该研究明确指出，为避免界面液相及脆性层形成，设计用于连接Ti6Al4V的Al-Mg-Si合金时，应将Mg/Si比控制在接近或低于Mg₂Si的化学计量比。