摘 要：對軋制態AZ31鎂合金進行攪拌摩擦焊試驗。結果表明：n/v在10~25范圍內，焊縫表面成形良好，n/v過大或過小焊縫中均會產生缺陷。焊核區為細小、均勻的等軸晶；熱力影響區晶粒局部較細小，有明顯的變形；熱影響區晶粒粗大；母材晶粒大小不均勻。焊核區與前進邊熱力影響區的交匯處，晶粒發生了扭曲，為接頭的薄弱環節。接頭抗拉強度最大值為207.2MPa，達母材強度的86.2%。隨著焊接速度的增加，接頭抗拉強度先增大后減小。
前言
鎂合金具有密度小、比強度高、減震性強、易回收等優點，已在汽車、電子通信、國防等領域廣泛應用[1]。采用鎂合金結構件可以大大減輕結構重量，降低生產成本。但鎂合金的廣泛使用必將面臨連接問題，而焊接無疑是其中的一種。采用傳統的焊接方法, 存在諸多問題，如焊縫及近縫區金屬易發生過熱和晶粒長大、易引起較大的熱應力和焊件變形、易產生裂紋、晶粒間組織存在過燒的傾向、焊接時還容易生成氫氣孔等，但已有相應的解決措施[2]。
攪拌摩擦焊（FSW）是一種新型的固相連接技術，鋁合金的連接應用相對較成熟，應用于其它金屬的連接也有研究報道，如鎂合金、鈦合金、銅合金等，并且在異種金屬的連接也有其獨特的優勢[3]。目前攪拌摩擦焊已經成功焊接的鎂合金包括AZ系（Mg-A1-Zn）、AM系（Mg-A1-Mn）等[4]。張華等[5]對2.5mm厚熱軋態AZ31鎂合金進行攪拌摩擦焊試驗，試驗結果表明, 焊接參數的選擇是相互制約的，每一個參數在自己的最佳范圍內還需考慮與其他焊接參數的匹配，壓入量適中時，最佳旋轉速度為600~1180r/min，焊接速度為75~150mm/min，可獲得優質的焊接接頭。邢麗等[6]對3mm厚的MB8鎂合金進行攪拌摩擦焊試驗，發現焊核區晶粒細小均勻，而熱影響區的晶粒粗大，其晶粒尺寸甚至大于母材的晶粒尺寸。熊峰等[7]對板厚為6mm 的AZ31鎂合金攪拌摩擦焊接頭的斷裂機制進行了研究，結果表明熱影響區晶粒粗大且分布不均，顯微硬度最低, 是焊接接頭的薄弱環節，接頭最高拉伸強度可達到母材的92.7％，斷裂多發生在熱影響區。本文對常用軋制狀態的AZ31鎂合金沿軋制流線方向進行攪拌摩擦焊工藝試驗，對接頭的微觀組織及力學性能進行分析。
1 實驗材料與方法
實驗材料選用軋制狀態的AZ31變形鎂合金，試樣規格尺寸為：200mm ×70mm×2.8mm，化學成分和部分力學性能見表1和表2。
用自制的焊接夾具在X-53K型立式
銑床改裝成的攪拌摩擦焊設備上進行試驗。試驗采用右旋螺紋圓柱型攪拌針，攪拌頭軸肩直徑為13mm，攪拌針直徑為4mm，長度為2.4mm。試板在焊接前，對待焊位置進行嚴格的去油污清理。在其他條件不變的情況下，通過調整攪拌頭的旋轉速度和焊接速度，獲得表面成形良好的焊縫。垂直于焊縫橫截面截取金相試樣，用3%的硝酸溶液進行腐蝕, 并進行組織觀察。按GB/T2651-2008 《焊接接頭拉伸試驗方法》，制作拉伸試樣，拉伸試樣的尺寸（單位：mm）如圖1所示。
2實驗結果與分析
2.1 工藝參數對焊縫成形的影響
圖2（a）、（b）分別是鎂合金焊縫表面形貌和背部形貌，由圖可知焊縫表面成形良好，未見溝槽、飛邊等缺陷。焊接線能量的大小會影響焊縫的表面成形和內部塑性金屬的流動, 實驗采用焊接參數如表3所示。
攪拌摩擦焊焊縫的總熱輸入量和塑性金屬的流動狀況是決定焊縫質量的關鍵因素。文獻[8]表明，在攪拌頭不變的情況下，焊縫中的總熱輸入量, 與攪拌頭的旋轉速度和焊接速度的比值（n/v）成正比。n不變，v過小，焊縫中的產熱量過大，攪拌針周邊焊縫金屬流動性增強，大量塑性金屬朝焊縫上部遷移，向下遷移的金屬不足以填充攪拌針后方的空腔，就出現了隧道型孔洞缺陷，如圖3（a）。n不變，v過大，焊縫中的產熱量減小，產生的熱量不能導致足夠的塑性金屬，材料不能被充分攪拌，試樣的背部出現了未焊透現象，如圖3（b）所示。v不變時，n越大，單位時間內攪拌頭旋轉的次數增加，有利于塑性金屬在攪拌針軸向間的遷移，可以改善焊縫金屬的流動狀況。
2.2 接頭微觀組織形貌
圖4（a）為母材原始組織，晶粒大小不均勻，個別晶粒非常粗大，大晶粒之間由較小的晶粒填充，這與母材的供貨狀態有關。圖4（b）在為熱影響區組織。由于鎂合金導熱性能很好，晶粒長大明顯，晶粒平均尺寸較母材更加粗大。熱影響區受來自焊縫摩擦熱連續循環的影響，晶粒發生再結晶（再結晶溫度：0.4Tm=260.4℃）。再結晶沿原始晶粒晶界形成，使晶粒得到回復和長大。圖4（c）為熱力影響區組織。其中初始較粗大的晶粒被拉長，形成一定的流線性，而初始較小的晶粒經回復長大明顯，晶粒尺寸較焊核區大許多，使整體晶粒尺寸不均勻。靠近焊核部位的熱力影響區再結晶程度大，晶粒尺寸不均勻性較小, 而遠離焊核部位的熱力影響區再結晶程度小晶粒尺寸不均勻性較大。圖4 （d）為焊核區組織。焊核區晶粒尺寸遠小于其他區域的組織，而且分布均勻。該區域的金屬在攪拌針的摩擦、擠壓作用下，焊核區的溫度最高、應變速率最大，母材原始晶粒經歷劇烈的塑性變形和動態再結晶，粗大的母材晶粒不斷地被打碎，再結晶晶粒來不及長大，轉化為細小再結晶等軸晶晶粒。
焊核與熱力影響區的過渡區域存在晶粒尺寸突變，雜質、氧化物在攪拌針的帶動下在該區域上聚積，從而使該界面顯得非常明顯，如圖4（e）。該界面是一個連續的區域，但該區域的晶粒發生了扭曲，形成臺階，如圖4（f），這往往也是接頭的薄弱環節。
2.3 接頭力學性能
接頭的拉伸強度值、延伸率，較母材均有不同程度的減小。旋轉速度1180r/min，焊接速度為60mm/min時，接頭的最大抗拉強度數值為203.08MPa, 為母材的84.47%；焊縫最大延伸率為8.3%；試樣斷裂位置均出現在前進邊熱力影響區附近，斷口從前進邊的軸間外緣一直延伸到接近焊縫中心區域, 斷口呈45°斷裂，如圖5；隨著焊接速度的增大，抗拉強度數值是先增加后減小，如圖6。
文獻[9]研究了AZ31鎂合金的斷裂機制，分析認為前進邊熱力影響區與焊核區交匯處，晶粒發生了扭曲，造成應力集中，并且雜質在此處富集，往往作為微裂紋的起源地，在拉力的作用下，試樣發生斷裂。由n/v比可知, n一定，v較小時，焊縫中的產熱量大, 易于達到鎂的再結晶溫度，另外攪拌針在焊縫中的劇烈攪拌作用，使焊縫金屬發生較大的應變，產生動態再結晶。由于Mg-A1系列鎂合金中，強化相大多為β-Al12Mg17，β-Al12Mg17的熔點較低，只有460℃，當焊縫中的溫度超過120~130℃時，晶界上的β-Al12Mg17 相開始軟化，甚至消失。焊縫中較高的溫度，使鎂合金中的強化相（β-Al12Mg17）溶解，對位錯的移動起不到阻礙作用，這樣接頭的抗拉強度得不到提升反而降低；隨著焊接速度的增加，焊縫中的溫度開始下降，強化相的溶解現象減弱，但是動態再結晶依然存在，動態結晶效應與強化相的匹配得到增強，并逐漸達到最佳效果，接頭的抗拉強度得到提高；隨著焊接速度的進一步增加，焊縫中的產熱量進一步降低，動態再結晶程度減弱，晶粒尺寸相比初期變大，由霍爾-佩奇公式可知，接頭的抗拉強度將降低。雖然鎂是密排六方晶體，塑性并行主要是依靠滑移和孿生的協調動作，并最終受制與孿生，同時孿生會促進滑移的產生，使其塑性增加，塑性變形能力得到提高。
3 結束語
3.1 n/v在10~25范圍內，焊縫表面成形良好；n/v大于25時，焊接接頭內部會出現隧道型孔洞；n/v小于10時，焊接接頭內部會出現未焊透缺陷。
3.2 焊核區組織為細小、均勻的等軸晶；熱力影響區晶粒局部較細小，有明顯變形；熱影響區晶粒粗大；母材晶粒大小不均勻。
3.3 參數為n=1180r/min，v=60mm/min 時接頭抗拉強度達到最大值為207.2MPa, 達母材強度的86.2%，接頭延伸率為8.3 %。隨著焊接速度的增加，接頭抗拉強度先增大后減小。前進邊焊核區與熱力影響區的交匯處，晶粒發生了扭曲，為接頭的薄弱環節。
參考文獻
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