李曉泉， 初雅杰， 楊宗輝

（南京工程學(xué)院材料工程學(xué)院，南京 211167）

鎂合金作為最輕質(zhì)的金屬結(jié)構(gòu)材料在航空及軌道交通制造中具有廣闊的應(yīng)用前景，但鎂合金的可靠焊接是目前制約其應(yīng)用于重要金屬結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵問(wèn)題之一。鎂合金適合于用TIG焊、激光焊、攪拌摩擦焊來(lái)進(jìn)行焊接加工，其中以TIG焊最具實(shí)用化［1～7］。但由于金屬鎂在晶體結(jié)構(gòu)及熱物理性能方面的一些本征特性，如具有滑移系相對(duì)較少的密排六方晶體結(jié)構(gòu)，且熱導(dǎo)率高、熔點(diǎn)低、線膨脹系數(shù)大，因而熔焊形成的鑄態(tài)焊縫性能較差。通常焊接接頭強(qiáng)度及塑性均較母材金屬更為低下，尤其是對(duì)于變形鎂合金，焊接接頭與母材力學(xué)性能更難于匹配。從理論角度如果對(duì)密排六方結(jié)構(gòu)的金屬鎂在再結(jié)晶溫度以上實(shí)施一定的塑性變形，使其發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶，在細(xì)化晶粒的同時(shí)還可開通新的滑移系，甚至誘發(fā)超塑性機(jī)制［8，9］。還有研究指出鑄態(tài)鎂合金組織遵從Hall-Petch公式（σs=σ0+Kd-1/2）中的K值較大，而K值的大小又取決于滑移系的多少。這意味著鎂合金強(qiáng)度對(duì)其晶粒度具有很強(qiáng)的依賴性，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所產(chǎn)生的晶粒細(xì)化非常有利于鎂合金熔焊接頭室溫強(qiáng)度的提高，進(jìn)而達(dá)到顯著提高強(qiáng)度及塑性的力學(xué)改性效果［10，11］。但目前開展的實(shí)驗(yàn)研究均是針對(duì)鎂合金材料而言，對(duì)熔焊接頭，特別是焊接性能較差的鎂合金熔焊接頭尚未引入該思路來(lái)達(dá)到力學(xué)改性的目的。據(jù)此作者針對(duì)Mg-Al-Zn系的AZ31B變形鎂合金，用鎢極氬弧焊獲得焊接接頭，然后對(duì)接頭區(qū)域進(jìn)行局部熱碾壓力學(xué)改性試驗(yàn)，以期能探索出改善鎂合金TIG焊接頭強(qiáng)度及塑性的有效方法。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)以Mg-Al-Zn系A(chǔ)Z31B變形鎂合金為材料，其化學(xué)成分見(jiàn)表1所示。用2塊尺寸為200mm×60mm×4.6mm板材組成1付對(duì)接焊試板，開60°的V型坡口，根部間隙控制在3～4mm范圍。采用交流鎢極氬弧焊進(jìn)行焊接，以同質(zhì)AZ31B鎂合金經(jīng)軋制、拉拔成φ3mm的絲材作為焊接填充材料。焊接前將焊接區(qū)域及焊絲經(jīng)脫脂處理后用砂紙打磨，坡口面經(jīng)刮削清除氧化膜，正面施焊2層，背面施焊1層，形成具有一定余高的雙面焊縫。焊接電流I=110～120A，焊接電壓U=21～23V，焊接速度V=8～11mm/s。

表1 AZ31B鎂合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of AZ31B magnesium alloy（mass fraction/%）

將焊接后無(wú)缺陷的對(duì)接試板用線切割方法以焊縫為中心沿垂直焊縫橫向截取120mm×24mm尺寸的試驗(yàn)用長(zhǎng)條毛坯試樣。截取出的試樣一部分用作熱碾壓試驗(yàn)。采用專門制作的陶瓷電加熱裝置，將試樣兩端插入加熱箱中，中間露出焊縫區(qū)域待熱碾壓變形（圖1所示），加熱箱用石棉保溫以保持溫度恒定。試驗(yàn)時(shí)通電加熱直至熱電偶測(cè)得焊縫溫度升至碾壓溫度后進(jìn)行恒溫控制。在恒定溫度下用CMT-5105型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)焊縫余高處進(jìn)行熱碾壓至與母材平整，熱碾壓工藝參數(shù)見(jiàn)表2所示，并經(jīng)20分鐘保壓以繼續(xù)發(fā)生蠕變變形，冷卻后再將試樣加工成拉伸試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)和金相分析試驗(yàn)。

表2 熱碾壓工藝參數(shù)Table 2 Parameter of hot rolling

圖1 熱碾壓示意圖Fig.1 Schematic diagram of thermal-mechanical

將同一對(duì)接焊試板上截取出的另一部分試樣焊縫余高打磨至與母材齊平后加工成拉伸試樣，直接在CMT-5105試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行常溫拉伸試驗(yàn)和金相分析試驗(yàn)。拉伸試樣斷口在JSM-6360LV掃描電鏡上作形貌觀察，配合附帶能譜儀進(jìn)行微區(qū)成分分析。金相試樣用硝酸、酒精按1∶1比例配制成腐蝕液進(jìn)行浸蝕。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱碾壓對(duì)焊接接頭強(qiáng)度及塑性的改善作用

AZ31B鎂合金TIG焊接頭的拉伸試驗(yàn)表明（表3所示），無(wú)論是焊態(tài)試樣還是經(jīng)熱碾壓試樣，拉伸試樣均斷裂于焊縫邊緣靠近熔合區(qū)（見(jiàn)圖2所示）。對(duì)試驗(yàn)用AZ31B母材進(jìn)行實(shí)測(cè)，其抗拉強(qiáng)度在230～240MPa范圍，而延伸率在18% ～22%之間。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，經(jīng)熱碾壓的TIG焊接頭抗拉強(qiáng)度可達(dá)220MPa左右，而未經(jīng)熱碾壓的焊態(tài)接頭的抗拉強(qiáng)度通常在150～180MPa之間。因此經(jīng)熱碾壓后，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度已達(dá)到母材金屬的90%。而焊態(tài)下的接頭抗拉強(qiáng)度只能達(dá)到母材的60% ～75%。由此可以認(rèn)為經(jīng)焊后熱碾壓，TIG焊接頭的強(qiáng)度已基本接近于母材金屬的強(qiáng)度水平，熱碾壓對(duì)AZ31B鎂合金TIG焊接頭強(qiáng)度具有明顯的改善作用。

從拉伸試驗(yàn)的延伸率數(shù)據(jù)來(lái)看，經(jīng)熱碾壓后的拉伸試樣延伸率通常在9% ～11%之間，而焊態(tài)下的拉伸試樣僅為4% ～7%范圍，與母材金屬的18%～22%相比盡管還有一些差距，但熱碾壓對(duì)TIG焊接頭塑性的改善作用是存在的。

圖2 焊接接頭斷裂照片F(xiàn)ig.2 Fracture photograph of welding joint

表3 力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)結(jié)果Table 3 Experimental result of mechanical properties

2.2 熱碾壓對(duì)TIG焊接頭組織的影響

圖3a，d示出了鑄態(tài)焊接接頭靠近熔合區(qū)的金相照片。金相分析顯示焊縫為鑄態(tài)等軸晶組織，與母材組織具有很大的不同之處。斷裂部位的金相組織為Al在Mg中形成的固溶體α-Mg基體，同時(shí)伴隨有Mg與Al形成的金屬間化合物析出相β-Mg17Al12。基體組織的晶粒直徑約為30～50μm，β-Mg17Al12相幾乎全部分布在α相晶界呈網(wǎng)狀連續(xù)分布態(tài)（如圖3d所示），而母材中的析出相仍以質(zhì)點(diǎn)態(tài)分布。圖3b，e為經(jīng)350℃熱碾壓后熔合區(qū)附近的金相照片，從中可以看出焊縫組織已明顯得到細(xì)化，β-Mg17Al12析出相此時(shí)主要以彌散質(zhì)點(diǎn)分布態(tài)析出，與母材中的質(zhì)點(diǎn)分布較為相似。圖3e的高倍照片更為清楚地顯示出斷裂部位晶界的析出相已基本得到消失，晶界完全溝劃出α基體晶粒形狀，β-Mg17Al12析出相在晶內(nèi)呈彌散點(diǎn)狀分布。此時(shí)熔合區(qū)基體α-Mg晶粒的最大直徑約為20～30μm，焊接接頭組織總體上較焊態(tài)下的晶粒直徑明顯有所減小。因此經(jīng)350℃熱碾壓可以改變焊縫組織中β-Mg17Al12相在晶界呈網(wǎng)狀連續(xù)分布狀態(tài)，促使其固溶后重新在晶內(nèi)以彌散質(zhì)點(diǎn)析出，同時(shí)還可細(xì)化基體組織晶粒。

圖3 焊態(tài)與熱碾壓態(tài)焊接接頭金相組織及拉伸斷口SEM形貌對(duì)比Fig.3 Microstructure and fracture SEM photo comparasion of as welded joint with hot rolling weld joint（a）microstructure of as welded joint;（b）microstructure of hot rolling weld joint;（c）fracture SEM photo of tensile test with as welded joint;（d）microstructure of fracture section with as welded joint;（e）microstructure of fracture section with hot rolling weld joint;（f）fracture SEM photo of tensile test with hot rolling weld

2.3 熱碾壓對(duì)接頭斷口形貌的影響

將拉伸斷口在掃描電鏡下作斷口形貌觀察，圖3c，f示出了焊態(tài)斷口和焊后經(jīng)350℃熱碾壓的斷口SEM照片。斷口分析發(fā)現(xiàn)AZ31B鎂合金TIG焊縫斷口由形如腳印狀的小平臺(tái)和韌窩混合組成，呈脆性和韌性混合型斷裂特征。在小平臺(tái)內(nèi)分布有大致平行的斷裂裂紋走向溝槽，而溝槽內(nèi)壁為光凸的表面，表明裂紋擴(kuò)展較為通暢，為典型的脆性斷裂。而韌窩呈無(wú)規(guī)則地分布在小平臺(tái)以外的其余部位。對(duì)比焊態(tài)和焊后經(jīng)熱碾壓態(tài)的斷口SEM照片可以看出，經(jīng)熱碾壓后，韌窩所占的比例明顯增大，且韌窩大小趨于均勻、密集。而小平臺(tái)形貌所占的比例大為減小，有相當(dāng)部分已被韌窩取代。進(jìn)一步的微區(qū)能譜分析表明，脆性斷口區(qū)域成分中的Al含量高達(dá)6% ～8%（圖4a，c所示），大大高出AZ31B材質(zhì)3.1%平均Al含量，而韌窩斷裂微區(qū)成分中的Al含量?jī)H為2.4%（圖4b，d所示），也低于AZ31B材質(zhì)的Al含量。這充分說(shuō)明Al的存在形態(tài)及其分布對(duì)斷裂機(jī)制存在有較大的影響。

圖4 脆斷與韌窩微區(qū)能譜圖比較 （a）脆性斷口;（b）韌性斷口;（c）脆性斷口能譜圖;（d）韌性斷口能譜圖Fig.4 Micro-area energy spectrum comparing of brittle fracture surface with dimple fracture surface（a）brittle fracture surface;（b）dimple fracture surface;（c）brittle micro-area energy spectrum;（d）dimple micro-area energy spectrum

從塑性變形方面來(lái)看，金屬M(fèi)g常溫下僅有{0001}基面沿＜20＞方向一個(gè)滑移系。同時(shí)其位錯(cuò)層錯(cuò)能低，擴(kuò)展位錯(cuò)寬度大，難以發(fā)生滑移，發(fā)生塑性變形時(shí)多是在孿晶變形協(xié)調(diào)下進(jìn)行單滑移。這就使得常溫?cái)嗫谠谀承┬∑矫鎯?nèi)形成一組平行線，此即上述斷口形貌觀察到的腳印狀小平臺(tái)形成原因，也是造成斷裂強(qiáng)度及塑性低的重要原因。焊后對(duì)焊縫實(shí)施動(dòng)態(tài)熱碾壓過(guò)程中，由于焊縫余高被壓縮，勢(shì)必引起焊縫兩側(cè)同時(shí)受到擠壓變形而處于三向受力狀態(tài)，此時(shí)利用鎂合金低層錯(cuò)能及位錯(cuò)寬度大特性，可誘發(fā)接頭局部區(qū)域發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。加上225℃以上加熱又可開通{1010}＜10＞棱柱面上的新滑移系，在熱-力機(jī)械作用下，塑性變形使基體組織晶粒發(fā)生重結(jié)晶重組。而固溶后的β-Mg17Al12相在隨后的近平衡冷卻條件下將主要在晶內(nèi)重新析出。由此通過(guò)細(xì)化晶粒、誘發(fā)晶內(nèi)彌散強(qiáng)化效應(yīng)，使AZ31B鎂合金TIG焊接接頭強(qiáng)度顯著提高，塑性也在一定程度上得到改善。

3 結(jié)論

（1）AZ31B鎂合金TIG焊接頭通過(guò)熱碾壓可使其抗拉強(qiáng)度由150～180MPa提高至220MPa左右，從而達(dá)到母材金屬抗拉強(qiáng)度的90%水平，延伸率也由原先的4% ～7%提高到9% ～11%水平，塑性在一定程度上得到改善。

（2）熱碾壓可有效改善鑄態(tài)焊縫中β-Mg17Al12相在α-Mg基體晶界的連續(xù)網(wǎng)狀分布狀態(tài)，并使其固溶后在晶內(nèi)以彌散質(zhì)點(diǎn)方式析出，由此消除脆性析出相對(duì)基體組織的弱化作用。

（3）熱碾壓可促使鑄態(tài)焊縫發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，在高溫下誘發(fā)新滑移系的開通，通過(guò)晶粒組織的重構(gòu)及細(xì)化，對(duì)強(qiáng)度及塑性的改善起到非常有益的作用。

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