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对5号试样接头界面进行扫描电镜观察如图4.2所示，发现在B层中的树枝晶向Mg基体方向生长，形成镁基体与树枝晶交错分布的C层，在B、C层之间存在一定的扩散孔洞，这些空洞是科肯达尔(kirkendall)效应的作用结果[37]。扩散焊时Mg、Al元素的扩散速率不同，铝元素向镁元素的扩散比镁元素向铝元素扩散更容易，导致通过界面向两侧母材扩散迁移的原子数量不等，而镁侧过渡层（C层）与中间扩散层（B层）之间的横截面由于原子的丧失而缩小，在表面形成凹陷，进而形成显微孔洞。图4.3为图4.2中各区域EDX成分分析结果。结合Al-Mg相图和参考文献[38]的分析，可以得到如下结果：图4.3（a）为图4.2中十字1能谱分析结果，其中Al含量为59.6%(原子分数)，Mg含量为40.4%，该层成分应该为Mg2Al3；图4.3（b）为图4.2中十字2能谱分析结果，其中Al含量为41.45%(原子分数)，Mg含量为58.55%，该层成分应该为Mg17Al12；图4.3（c）为图4.2中十字3能谱分析结果，其中Al含量为36.2%(原子分数)，Mg含量为63.8%，该层应该由Mg17Al12与α镁基固溶体组成。
图4.2 5号试样接头的SEM照片
图4.3图4.2所示不同位置的EDX分析结果：（a）十字1处，（b）十字2处，（c）十字3处
4.2 接头力学性能分析
4.2.1 接头显微硬度分析
对接头每隔0.15㎜取点进行显微硬度测试。图4.4（a）-（c）分别为440℃、460℃和480℃焊接温度下所得接头显微硬度曲线，图中虚线代表扩散区与母材的分界线。从图中可以看出，不同焊接温度条件下，镁铝真空扩散焊接头显微硬度整体分布趋势一致，接头扩散区形成了鲜明的高硬度组织，硬度突然升高，随着焊接温度的升高，扩散区宽度增大，高硬度范围也随之增加，焊缝两侧母材硬度值分布均匀，镁侧平均硬度为60.4HV，铝侧平均硬度为42.1HV；从图4.4（c）中还可以看出，扩散区内不同位置的硬度存在明显差别，在扩散区内靠近Al基体侧的平均硬度为240HV比靠近Mg基体侧平均硬度187HV高，这说明扩散区不同位置所生成的金属间化合物种类不同。
图4.4 不同温度下接头显微硬度：(a) 440℃, (b) 460℃, (c) 480℃
4.2.2 接头抗拉强度及断口分析
图4.5为不同焊接温度所得接头的抗拉强度值。结果表明，随着焊接温度的升高，接头抗拉结合强度呈现先增加后降低的趋势，当温度为440℃时，抗拉强度最高为37MPa。这是因为当加热温度较低时，两种材料界面未实现原子间连接；随着加热温度的升高，界面附近扩散的原子获得的能量较高，在界面附近原子扩散较充分，且生成了厚度适当的金属间化合物，形成了良好的扩散结合。随着加热温度的再升高，接头强度开始呈现出下降趋势，这是因为随着温度再升高，金属间化合物的厚度急剧增加，这些金属间化合物性质脆硬，加之不同扩散层之间原子的扩散，在扩散层界面形成了一定的扩散空洞和微裂纹，这些都导致接头抗拉强度降低。
图4.5 不同焊接温度所得接头的抗拉强度
图4.6为3号试样接头断口的SEM照片。部分解理台阶和大量层状分布的“扇形花样”清晰可见，可以确定为典型的脆性断口形貌。对图4.6中的A区域进行能谱分析，如图4.7所示，该区域Al含量为41.81%(原子分数)，Mg含量为58.19%，该层成分应该为Mg17Al12，可以确定断裂发生在B层（图4.1a），大量的脆硬金属间化合物Mg17Al12的连续分布是导致断裂的主要原因。
图4.6 3号试样接头断口的SEM照片
图4.7 图4.6中的A区域进行能谱分析
4.3 本章小结
(1)Mg/Al异种材料真空真空扩散焊在加热温度为440℃,压力强度150 MPa,保温时间30min时能得到结合强度最高为33 MPa的真空扩散焊接头。