馬天鳳，吳金杰

（河南機(jī)電高等?？茖W(xué)校材料工程系，河南 新鄉(xiāng) 453000）

鎂合金與其他金屬相比，具有比剛度和比強(qiáng)度高，密度小等特點(diǎn)。由于以上特點(diǎn)，鎂合金在航空航天、汽車(chē)工業(yè)等許多行業(yè)和領(lǐng)域獲得了廣泛的應(yīng)用。而鎂合金焊接技術(shù)和工藝是鎂合金材料進(jìn)一步推廣應(yīng)用必須解決的關(guān)鍵問(wèn)題之一。本文以AZ31B為試驗(yàn)材料，研究鎂合金縫焊焊接接頭的微觀組織及斷口形貌。

1 規(guī)范焊接參數(shù)下接頭的顯微組織

圖1為焊接電流為26.6kA，焊接電極壓力為5.6kN，焊接脈沖比 Ton/Toff=3:2，焊接速度為 0.9m/min時(shí)AZ31B板材縫焊焊接接頭橫截面微觀組織圖。從圖中可以看出，母材、焊縫及熱影響區(qū)三個(gè)區(qū)域界限較為明顯，焊縫區(qū)組織為細(xì)小的等軸晶，屬鑄造急冷組織［1］，其晶粒比母材和熱影響區(qū)的晶粒細(xì)小，晶界上均勻分布著顆粒狀的析出相。

圖1 規(guī)范焊接參數(shù)下焊縫區(qū)組織

AZ31B鎂合金縫焊焊接得到的焊縫組織為細(xì)小的等軸晶，出現(xiàn)以上組織特征主要與焊接熱循環(huán)過(guò)程和鎂合金的物理特性有關(guān)。分析其原因在于，一方面，由于熔池中不同部位溫度梯度和結(jié)晶速度不同，造成成分過(guò)冷后的分布不同，因此，焊縫各部位會(huì)出現(xiàn)不同的結(jié)晶形態(tài)。在焊縫邊界，即焊接熔池開(kāi)始結(jié)晶處，由于熔合線上的溫度梯度大，結(jié)晶速度小，很難形成成分過(guò)冷。隨著晶粒逐漸遠(yuǎn)離邊界向焊縫中心生長(zhǎng)，溫度梯度逐漸變小，結(jié)晶速度逐漸加快，熔質(zhì)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增高，成分過(guò)冷區(qū)也逐漸增大。晶體生長(zhǎng)到焊縫中心時(shí)，溫度梯度最小，結(jié)晶速度最大、溶質(zhì)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)最高，成分過(guò)冷區(qū)大，最終生成等軸晶。鎂合金的導(dǎo)熱系數(shù)大，散熱快，采用大功率高速焊，因此促進(jìn)了焊縫區(qū)金屬的快速凝固，使晶粒得到細(xì)化;另一方面，在高速焊接條件下，從理論上講，在熱源運(yùn)動(dòng)方向已無(wú)溫度梯度存在，只在焊縫軸線的垂直方向上有溫度梯度存在。當(dāng)液相中溫度梯度很小時(shí)，在液相中形成很寬的成分過(guò)冷區(qū)。這時(shí)不僅在結(jié)晶前沿形成等軸晶，同時(shí)也能在液相的內(nèi)部生核，產(chǎn)生新的晶粒，晶粒的四周不受阻礙同時(shí)長(zhǎng)大，形成等軸晶。

2 焊縫區(qū)物相分析

采用D－MAYIIA日本理學(xué)X射線衍射儀對(duì)焊縫區(qū)進(jìn)行X射線衍射分析。首先使用鋼鋸在試樣上切割出待測(cè)區(qū)域的測(cè)試樣品，樣品尺寸大小為7mm×5mm，然后利用水砂紙將樣品表面磨平，在X射線衍射儀上分析試樣得出結(jié)果如圖2所示。由圖2中看出，焊縫區(qū)存在Mg和Mg17Al12兩種衍射峰，其中Mg17Al12的衍射峰較弱，主要是由于AZ31B合金中Al元素含量較少，相應(yīng)生成的Mg17Al12化合物相對(duì)基體而言也較少所致。

圖2 焊縫區(qū)X射線衍射分析圖

由圖3的Mg－Al二元相圖可知，當(dāng)合金慢速冷卻時(shí)，即平衡狀態(tài)下，合金首先發(fā)生勻晶反應(yīng):L→α，當(dāng)合金冷卻至固相線時(shí)，勻晶反應(yīng)結(jié)束，伴隨著緩慢冷卻過(guò)程，Al原子通過(guò)擴(kuò)散使α－Mg固溶體的合金成分不斷趨于均勻化［2］。當(dāng)溫度到達(dá)固溶度曲線以下時(shí)，Mg－Al化合物β－Mg17Al12開(kāi)始從固溶體中沉淀析出，一直持續(xù)到室溫，鎂合金平衡結(jié)晶的室溫組織應(yīng)為α－Mg固溶體與β－Mg17Al12沉淀相的混合物，無(wú)共晶組織。而在縫焊過(guò)程中，由于冷卻速度非常快，結(jié)晶過(guò)程為非平衡過(guò)程，最終得到的是遠(yuǎn)離平衡態(tài)的組織。在冷卻過(guò)程中，合金以較大的速度結(jié)晶，呈現(xiàn)非平衡凝固，固相線向左偏移，在L→α的轉(zhuǎn)變過(guò)程中，由液相生成的α－Mg中的Al來(lái)不及擴(kuò)散均勻化，致使Al在尚未凝固的液相中富集，并超過(guò)溶解度極限，使凝固組織中產(chǎn)生共晶組織。當(dāng)溫度繼續(xù)下降到固溶線以下時(shí)，過(guò)飽和的固溶體會(huì)析出β相，由于Mg17Al12熔點(diǎn)較低，在冷卻過(guò)程中以顆粒狀的形式偏析于晶界，見(jiàn)圖4b。而在熱影響區(qū)近縫區(qū)中的β相則是由于該處晶界在快速加熱過(guò)程中發(fā)生了部分熔化所致。圖4b中大塊的晶粒是先共晶的α－Mg固溶體，在晶界處為非平衡凝固產(chǎn)生的β－Mg17Al12離異共晶體，即共晶組織中的α－Mg依附在原有的先共晶α－Mg相上，β－Mg17Al12相則以不規(guī)則的形狀分布在晶界上。由于凝固過(guò)程中存在溶質(zhì)再分配，且結(jié)晶有先后，使得晶界上晶格原子排列雜亂，并可能有原子空位、間隙原子等缺陷，合金成分、雜質(zhì)含量都較高，成為化學(xué)成分、晶格構(gòu)造上的薄弱環(huán)節(jié)。由于呈顆粒狀的β相具有硬脆性特性，分布在鎂基體可以起到沉淀強(qiáng)化的作用，而分布在晶界時(shí)具有釘扎作用，可以阻礙晶界滑移，因此β相呈顆粒狀分布時(shí)對(duì)合金強(qiáng)度是有利的。

用JEM－2000EX型透射電子顯微鏡來(lái)觀測(cè)AZ31B鎂合金縫焊接頭組織的微觀結(jié)構(gòu)，得到焊縫區(qū)透射掃描照片如圖4所示。圖4b為分布于晶界處的第二相組織形貌相，Mg17Al12呈顆粒狀彌散分布于晶界處。圖4a是熔核區(qū)放大5萬(wàn)倍時(shí)的透射電鏡形貌，由圖中清晰可見(jiàn)三叉晶界各成120°分布，該物質(zhì)是α－Mg固溶體，屬密排六方結(jié)構(gòu)。由透射照片和X射線衍射分析得知，焊縫區(qū)的微觀組織是由α－Mg相和夾雜在α－Mg晶界處的β－Mg17Al12顆粒相組成。

3 斷口分析

截取鎂合金交流縫焊拉伸試樣斷口，在JSM－5500LV型掃描電鏡上觀察斷口形貌(I=26.6kA，P=5.6kN，Ton/Toff=3:2，V=0.9m/min)如圖 5b 所示，斷裂出現(xiàn)在焊件的熔合區(qū)，母材的斷口如圖5a所示。由圖5觀察可知，鎂合金縫焊熔合區(qū)的斷裂為脆性解理斷裂，熔合區(qū)的脆斷傾向比母材大，在局部的撕裂棱上有少量韌窩出現(xiàn)。

由圖5分析可知，鎂合金焊接件熔合區(qū)斷口屬于解理斷裂，鎂合金AZ31B屬于密排六方結(jié)構(gòu)，滑移面和滑移系較少，塑性變形困難，它的解理面為{0001}晶面［3］，受到拉剪力后，位錯(cuò)沿滑移面運(yùn)動(dòng)，在解理面上形成初裂紋，由于各個(gè)晶粒的取向不同，當(dāng)初裂紋通過(guò)晶界過(guò)渡到相互平行晶面的相鄰晶粒中的解理面上時(shí)，能量發(fā)生改變，在局部的撕裂棱上產(chǎn)生韌窩。順此趨向一直擴(kuò)展，直到造成試件斷裂，形成具有解理臺(tái)階的河流花樣。

4 結(jié)論

1)觀察焊接接頭組織發(fā)現(xiàn)，焊縫區(qū)、熱影響區(qū)和母材的分界很明顯，焊縫區(qū)組織為細(xì)小的等軸晶;

2)對(duì)規(guī)范參數(shù)下得到的接頭進(jìn)行物相分析得出，焊縫區(qū)的相組成為α－Mg和β－Mg17Al12，在先共晶α－Mg相上析出β－Mg17Al12離異共晶體，β－Mg17Al12以顆粒狀在晶界彌散析出。

3)焊接接頭斷裂出現(xiàn)在熔合區(qū)，為脆性斷裂;熔合區(qū)的斷裂傾向大于母材，在局部的撕裂棱上有少量韌窩。

［1］Munitz A，Cotler C，Stern A，et al.Mechanical properties and microstructure of gas tungsten arc welded magnesium AZ91D plates［J］.Material Science Engineering A，2001，302(1):68 －73.

［2］A.I.Nussbaum.52nd Annual I.M.A World Magnesium Conference［J］.Light Metal Age.1995，53(7 －8):58 －63..

［3］第一機(jī)械工業(yè)部哈爾濱焊接研究所著.焊接裂縫金相分析圖譜［M］.哈爾濱:黑龍江科學(xué)技術(shù)出版社，1981.