本发明涉及一种粉末冶金材料，尤其涉及一种mg/al真空扩散焊接头。
背景技术：
扩散焊是将焊件紧密贴合，在一定温度和压力下保持一段时间，使接触面之间的原子相互扩散形成联接的焊接方法。根据材料类型和对接头质量的要求，扩散焊可在真空、保护气体或溶剂下进行。由于焊接一般是在高温环境下完成，为避免高温下焊件氧化，一般采用真空保护，因此，也叫真空扩散焊。
扩散焊可与其他热加工工艺联合形成组合工艺，如热耗-扩散焊、粉末烧结-扩散焊和超塑性成形-扩散焊等。这些组合工艺不但能大大提高生产率，而且能解决单个工艺所不能解决的问题。如超音速飞机上各种钛合金构件就是应用超塑性成形-扩散焊制成的扩散焊的接头性能可与母材相同，特别适合于焊接异种金属材料、石墨和陶瓷等非金属材料、弥散强化的高温合金、金属基复合材料和多孔性烧结材料等。扩散焊已广泛用于反应堆燃料元件、蜂窝结构板、静电加速管、各种叶片、叶轮、冲模、过滤管和电子元件等的制造。
技术实现要素：
本发明的目的是为了改善接头的硬度、耐磨性，设计了一种mg/al真空扩散焊接头。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：
mg/al真空扩散焊接头的制备原料包括：工业纯镁和工业纯铝。
mg/al真空扩散焊接头的制备步骤为：将原料按实验设计方案称重、配料，配好后倒入行星球磨机中进行湿磨，球磨介质为直径10mm的硬质合金球，球磨机转速为90r/min，球料比为6:1，球磨时间为24h。球磨结束后，将制得的粒料进行真空干燥，干燥时间为50min，干燥温度为40℃，随后加入单柱液压机中进行压制成形并进行烧结，烧结温度为1290℃。将烧结后的试样进行真空钎焊。
mg/al真空扩散焊接头的检测步骤为：微观组织采用扫描电镜nano20观察，物相组成采用riga型x射线衍射仪分析，抗弯强度采用万能力学试验机material10测试。
所述的mg/al真空扩散焊接头，mg1/al1060真空扩散焊接接头形貌良好，充分扩散后界面处形成连续的扩散反应层。反应层由al侧mg2al3相和mg侧mg17al12相组成，其中mg2al3相的生长速率明显大于mg17al12相。
所述的mg/al真空扩散焊接头，真空扩散焊接过程中界面两侧的mg、al原子受热激活后发生扩散迁移，在界面晶体缺陷处优先发生新相的析出长大。界面处最初形成由mg2al3相和mg17al12相组成的岛状组织，随保温时间延长，岛状组织纵向长大相互连接成整体，其与基体的连接界面也从波浪状生长趋于平直，最后原始界面消失，相应位置形成平直均匀的扩散反应层。
所述的mg/al真空扩散焊接头，接头抗弯强度随保温时间延长呈先上升后下降的变化趋势。当保温30min时，接头达到最高抗弯强度49mpa，断裂发生在接头连接处的扩散反应层，属于准解理断裂。
本发明的有益效果是：
采用工业纯镁和工业纯铝为原料，经过配料、球磨、干燥、制粒、成形、烧结、真空钎焊工艺成功制备了具有优异力学性能的mg/al真空扩散焊接头。其中，真空扩散焊接过程中mg、al原子受热激活后发生扩散迁移，接头抗弯强度随保温时间延长呈先上升后下降的变化趋势。所制得的mg/al真空扩散焊接头，其硬度、致密化程度、抗弯强度都得到大幅提升。本发明能够为制备高性能的真空扩散焊接头提供一种新的生产工艺。
具体实施方式
实施案例1：
mg/al真空扩散焊接头的制备原料包括：工业纯镁和工业纯铝。mg/al真空扩散焊接头的制备步骤为：将原料按实验设计方案称重、配料，配好后倒入行星球磨机中进行湿磨，球磨介质为直径10mm的硬质合金球，球磨机转速为90r/min，球料比为6:1，球磨时间为24h。球磨结束后，将制得的粒料进行真空干燥，干燥时间为50min，干燥温度为40℃，随后加入单柱液压机中进行压制成形并进行烧结，烧结温度为1290℃。将烧结后的试样进行真空钎焊。mg/al真空扩散焊接头的检测步骤为：微观组织采用扫描电镜nano20观察，物相组成采用riga型x射线衍射仪分析，抗弯强度采用万能力学试验机material10测试。
实施案例2：
mg/al界面组织形貌良好，无气孔、开裂等缺陷。mg、al基体间的初始界面消失，相应位置处形成约69μm宽的扩散反应层。反应层由靠近al基体侧的层1和靠近mg基体侧的层2组成，前者厚度明显大于后者。能谱峰在对应的扩散反应层位置呈现出两个平台，反应层由两种物相组成。al侧反应层为金属间化合物相，mg侧反应层为金属间化合物相。由界面反应形成的层状结构金属间化合物弱化了接头连接。
实施案例3：
真空扩散焊接过程中，mg/al连接的初始界面消失，相应位置处形成均匀平直的扩散反应层。界面两侧mg、al原子受热激活后向另一侧发生扩散迁移，形成固相溶解。当扩散原子浓度超过固溶度极限时，初始界面处存在空位、位错及二次相等晶体缺陷的位置会优先形成过饱和固溶体，过饱和固溶体一旦发生失稳将有新相析出，mg/al界面处局部出现的小块岛状组织。岛状组织分为两层，且靠近al基体侧的层厚度超过mg基体侧的层2厚度。在较短的保温时间内两种金属间化合物均已生成，但mg2al3相的生长速率更快。
实施案例4：
随保温时间的延长，发生扩散迁移的原子数量增多，新相不断形核长大，反应层的尺寸和形貌均发生变化。当保温时间延长至40min时，初始连接界面逐步消失，前期形成的岛状组织沿着界面纵向生长，相互连接。界面组织为双层结构，未生成其他新相。当保温时间延长至70min，mg1/al1060界面处形成均匀完整的扩散反应层，反应层与基体的连接界面也由初期波浪状趋于平直。扩散初期反应层的厚度不一致，厚度较窄的位置两侧mg、al原子浓度梯度更高，扩散距离更短，新相能更快的生成长大。一定时间后，整个界面的反应层厚度达到一致，与基体的连接界面也趋于平直。
实施案例5：
继续延长保温时间至90min，与保温60min形成的反应层相比，厚度明显增加，但组织结构无明显变化。保温120min后，界面反应层的厚度约为100μm。反应层厚度的增加使两侧的mg、al原子浓度梯度随之降低，原子的扩散速度也相应变缓，中间相的生长速率降低。继续延长保温时间，界面的组织形貌不再有明显变化。在扩散焊接初期，mg、al原子发生互扩散，在界面晶体缺陷位置处优先形成过饱和固溶体，达到固溶度极限后析出mg17al12和mg2al3相，形成类似于小岛状组织，随着扩散的继续，岛状组织纵向长大，彼此连接，此时反应层与基体连接界面呈波浪状，反应层继续长大，界面趋于平直，形成均匀完整的扩散反应层，反应层形貌不再发生显著变化，随保温时间延长，组织厚度增加，但增加的趋势减缓。
实施案例6：
焊接接头界面组织的形态、尺寸对接头连接性能影响显著。保温10min时断口形貌平整，部分位置处有块状凸起。由于保温时间较短，mg、al原子未充分扩散，在基体表面部分位置处优先形成块状的金属间化合物。此时的接头连接程度低，连接强度不高。随着保温时间延长到30min时，al侧断口形貌出现疏松状组织，基体表面各处的mg2al3相发生长大并相互连接，接头连接程度显著提高，但尚未形成均匀致密的层状金属间化合物，断口面存在微坑和短小的撕裂脊，属于准解理断裂特征，接头连接强度较高。保温60min时的al侧断口形貌呈现致密的层状组织，al侧基体表面形成致密的mg2al3相层，断口面出现的解理台阶，属于解理断裂，接头强度迅速降低。
实施案例7：
mg/al界面处的金属间化合物的生长状态是影响接头连接性能的关键因素。当mg/al界面达到一定连接程度且金属间化合物尚未形成整体时，接头连接性能良好，当界面处的金属间化合物过度生长，形成连续层状组织将不利于mg/al连接，应在保证接头实现冶金结合基础上合理控制金属间化合物形成与长大。mg/al接头的断裂发生在连接处的扩散反应层。