游國(guó)強(qiáng)，王向杰，齊冬亮，郭 強(qiáng)，龍思遠(yuǎn)

（1重慶大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶400045；2重慶大學(xué) 國(guó)家鎂合金材料工程技術(shù)研究中心，重慶 400044）

鎂合金具有一系列的優(yōu)點(diǎn)，在汽車、航空、航天和電子信息工業(yè)中具有廣闊的應(yīng)用前景［1，2］。然而，鎂合金的密排六方晶體結(jié)構(gòu)，具有滑移系單一，塑性變形能力差的特點(diǎn)，導(dǎo)致其復(fù)雜結(jié)構(gòu)件加工制備難度大，成本高，這嚴(yán)重阻礙了鎂合金的工業(yè)應(yīng)用，是急需突破的瓶頸。焊接是使各種新材料形成構(gòu)件的重要手段之一，采用焊接的方法將鎂合金簡(jiǎn)單結(jié)構(gòu)件連接成復(fù)雜結(jié)構(gòu)件，被認(rèn)為是降低鎂合金復(fù)雜結(jié)構(gòu)件制造成本，拓展其工業(yè)應(yīng)用的有效途徑之一［3］。

與其他焊接方法相比，鎢極氬弧焊（GTAW）憑借其較高的經(jīng)濟(jì)性和較好操作柔性，在鎂合金的焊接中受到青睞［4，5］。目前，國(guó)內(nèi)外有眾多焊接工作者和研究人員從事鎂合金GTAW焊接方面的研究。例如，Zhu等研究了鎂合金GTAW焊接接頭部分熔化區(qū)的形成，發(fā)現(xiàn)共晶相α＋β較快的熔化速率和第二相β－Mg17Al12較低的擴(kuò)散速率導(dǎo)致了焊縫中部分熔化區(qū)的形成［6］。Liu等發(fā)現(xiàn)GTAW填絲與不填絲焊接時(shí)焊縫熱影響區(qū)晶粒尺寸的差異導(dǎo)致了焊接接頭斷裂位置和極限抗拉強(qiáng)度值的變化［7］。Baeslack探討了GTAW焊接鎂合金的部分熔化區(qū)中液化裂紋［8］的形成規(guī)律。Liu等研究了異種鎂鋁合金的GTAW 焊接焊縫的微觀組織特點(diǎn)，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)域主要由樹枝狀晶構(gòu)成，而母材與焊縫鄰近的區(qū)域則由柱狀晶組成［7］。許楠等［9］研究了AZ61鎂合金薄板TIG焊接接頭顯微硬度的異常分布，得出結(jié)論是晶粒大小和金屬間化合物β相（Mg17Al12和 Mg17（Al，Zn）12）在焊縫頂部和底部的不同分布特點(diǎn)，以及不同主導(dǎo)作用下的強(qiáng)化機(jī)制是造成焊接接頭顯微硬度異常分布的主要原因。上述研究重點(diǎn)分析和探討了不同焊接參數(shù)下，鎂合金GTAW 焊接接頭的微觀組織特點(diǎn)以及焊縫區(qū)缺陷的形成。然而，專門針對(duì)鎂合金GTAW 焊接過程中線能量變化對(duì)焊縫晶粒尺寸、共晶化合物形貌，以及力學(xué)性能（顯微硬度、極限抗拉強(qiáng)度）影響的研究報(bào)道較少（尤其是針對(duì)擠壓AZ91D鎂合金的GTAW 焊接的報(bào)道更少）。

因此，本工作以工業(yè)常用的熱擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接為研究對(duì)象，通過微觀組織觀察、晶粒尺寸定量分析、顯微硬度測(cè)試和拉伸實(shí)驗(yàn)，研究不同線能量條件下AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭熱影響區(qū)和熔合區(qū)α－Mg晶粒尺寸、第二相β－Mg17Al12的形貌，以及力學(xué)性能（顯微硬度和極限抗拉強(qiáng)度）的關(guān)系。研究成果有利于豐富鎂合金焊接的科學(xué)認(rèn)識(shí)，具有顯著的科學(xué)意義和工程應(yīng)用價(jià)值。

1 實(shí)驗(yàn)過程

實(shí)驗(yàn)材料為熱擠壓成型AZ91D鎂合金板材，試樣尺寸為100mm×60mm×3mm，化學(xué)成分（廠家提供）見表1。

表1 實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 Chemical composition of the experimental materials（mass fraction／%）

焊接設(shè)備為PANA－TIG WR 300型交直流氬弧焊機(jī)，接頭形式為不開坡口無間隙對(duì)接，試件兩端用夾具固定，下面放置帶凹槽的銅制冷卻墊板（半圓溝槽寬度3mm，深度1.5mm）；半自動(dòng)焊接方式，即將焊炬裝夾在小車上，通過小車的運(yùn)動(dòng)帶動(dòng)焊槍移動(dòng)，實(shí)現(xiàn)整個(gè)焊接過程；保護(hù)氣體為純度99.9%的氬氣，電極為鈰鎢極，直徑2mm。

交流焊接，不加脈沖，焊接電流分別為80，90，100，120A，其他焊接參數(shù)為恒量（焊接速率8mm／s、氬氣流量15L／min，電弧電壓10V）。焊接過程線能量輸入通過公式（1）求得：

式中：L表示焊接線能量；U 代表焊接電壓；I代表焊接電流；v代表焊接速率；η為焊接效率，取η＝0.65［10］。詳細(xì)焊接參數(shù)見表2。

采用標(biāo)準(zhǔn)金相制備方法制備金相試樣，浸蝕劑組成為：苦味酸3g＋酒精50mL＋乙酸20mL＋水20mL，浸濕時(shí)間10～15s。利用XJP－6A型金相顯微鏡分析焊接接頭的微觀組織，掃描電子顯微鏡和能譜衍射儀分析微區(qū)化學(xué)成分；采用粒徑尺寸分析軟件Nano Measure 2.1測(cè)量晶粒平均尺寸；采用圖像編輯軟件UTHSCSA Image Tool 3.0定量分析第二相所占面積百分比。

表2 本實(shí)驗(yàn)的焊接參數(shù)Table 2 The welding parameters in the experiment

采用V－1000型維氏硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度檢測(cè)，沿焊縫中心及焊縫兩側(cè)采樣，相鄰兩個(gè)樣點(diǎn)間距為2mm，下壓載荷為9.8N；拉伸實(shí)驗(yàn)設(shè)備為SANS XYA105C型電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)，拉伸試樣為焊態(tài)（未熱處理），無余高，常溫拉伸，拉伸速率為1mm／min，拉伸試樣根據(jù)GB／T 13450—92《對(duì)接焊接頭寬板拉伸試驗(yàn)方法》制備，取樣示意圖及尺寸見圖1。為保證抗拉強(qiáng)度的可信度，對(duì)于每個(gè)工藝得到的焊縫，取3個(gè)試樣的平均測(cè)量值為其最終結(jié)果。

圖1 取樣示意圖及試樣尺寸（單位：mm）Fig.1 Schematic diagram of sample for tensile test（Unit：mm）

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭微觀組織

圖2顯示了典型的擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭形貌及相關(guān)區(qū)域的微觀組織特征（97.5 J·mm－1條件下）。可以看出，焊接接頭由熔合區(qū)（FZ）、較寬的熱影響區(qū)（HAZ）以及母材（BM）組成（見圖2（a））。母材由細(xì)小不規(guī)則的等軸晶組成（晶粒尺寸約為12.4μm）（見圖2（b））；熔合區(qū)為典型的鑄態(tài)急冷組織，主要由不規(guī)則的等軸晶（約10μm）和分布在晶界處的深色析出相組成（見圖2（c））；同熔合區(qū)和母材區(qū)域細(xì)小的等軸晶相比，熱影響區(qū)的晶粒明顯粗化（約20.7μm）（見圖2（d））。這是因?yàn)樵诤附舆^程中，受熱循環(huán)影響，熱影響區(qū)溫度可以達(dá)到527K以上［11］，超過AZ系列鎂合金再結(jié)晶溫度478K［12］。因此，熱影響區(qū)很容易發(fā)生再結(jié)晶并出現(xiàn)晶粒長(zhǎng)大。

圖2 典型擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭微觀組織光學(xué)照片（97.5J·mm－1）（a）焊接接頭；（b）母材；（c）熔合區(qū)；（d）熱影響區(qū)Fig.2 OM images of a typical GTAW welded joint of AZ91Dmagnesium alloy（97.5J·mm－1）（a）whole welded joint；（b）BM；（c）FZ；（d）HAZ

為確定焊縫區(qū)的物相組成，對(duì)該區(qū)域進(jìn)行EDS和XRD分析。EDS分析結(jié)果表明，焊接接頭熔合區(qū)的基體相組元為Mg，Al元素，結(jié)合XRD分析結(jié)果，判斷其為過飽和固溶體α－Mg；而位于晶界處的白色析出相除含有較多的 Mg，Al元素外，還含有少量的Zn元素（圖3中譜圖1，原子分?jǐn)?shù)／%），其中Mg，Al原子數(shù)量比約為3.34∶1，大于第二相β－Mg17Al12中的 Mg，Al原子數(shù)量比1.41∶1，這說明白色相并非單一的β－Mg17Al12，它應(yīng)包含 Mg和β－Mg17Al12。另外，圖譜1中Zn元素含量為2.36%，遠(yuǎn)大于Zn在母材中的名義含量0.45%～0.96%（見表1），綜合判斷圖3中位于晶界位置的白色物質(zhì)為低熔共晶產(chǎn)物Mg和β相（Mg17Al12和 Mg17（Al，Zn）12） ，AZ91D 鎂合金熔點(diǎn)約為599℃，而低熔共晶產(chǎn)物Mg和β相（Mg17Al12和Mg17（Al，Zn）12）熔點(diǎn)只有565℃。分析認(rèn)為，在焊接冷卻過程中，熔池金屬的凝固速率要遠(yuǎn)大于鑄造過程，由于冷速快造成非平衡（等溫）凝固，才導(dǎo)致本不應(yīng)出現(xiàn)共晶的合金成分（8.6%～9.4%Al）生成了低熔共晶。

圖3 熔合區(qū)SEM照片（a）及EDS分析結(jié)果譜圖1（b）和譜圖2（c）Fig.3 SEM images（a）and EDS analysis spectrum 1（b）and spectrum 2（c）for the fusion zone

圖4 熔合區(qū)XRD分析結(jié)果Fig.4 XRD analysis for the fusion zone

2.2 線能量變化對(duì)焊接接頭微觀組織的影響

圖5和圖6分別展現(xiàn)了不同線能量下AZ91D鎂合金GTAW 焊接接頭熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）的微觀組織。在圖5和圖6中，α－Mg晶粒平均尺寸和析出β相（在熔合區(qū)中包括部分共晶反應(yīng)生成的α－Mg）所占面積百分比的定量分析結(jié)果見表2。

圖5 不同線能量條件下AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭熱影響區(qū)微觀組織（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1Fig.5 Images of microstructure in HAZ of GTAW welded joints with different heat inputs（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1

圖6 不同線能量條件下的熔合區(qū)微觀組織的光學(xué)顯微鏡照片（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1Fig.6 Images of microstructure in FZ of GTAW welded joints with different heat inputs（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1

表2 熱影響區(qū)和熔合區(qū)的平均晶粒尺寸和β相所占面積百分比Table 2 The average grain size and the percentage of area occupied ofβphase in the heat－affected zone and fusion zone

由圖5可知，隨著線能量的增加，熱影響區(qū)中的α－Mg晶粒出現(xiàn)粗化，β相增多。結(jié)合表2分析數(shù)據(jù)，發(fā)現(xiàn)線能量由65J·mm－1增大至97.5J·mm－1的過程中，熱影響區(qū)α－Mg晶粒尺寸由13.6μm（母材晶粒尺寸為12.4μm）增大至20.2μm（約為母材晶粒尺寸的1.5倍）。這是因?yàn)榫ЯｉL(zhǎng)大和粗化的本質(zhì)是晶界遷移的過程，而較高的線能量為晶界的遷移提供更多驅(qū)動(dòng)力，所以線能量的增加能導(dǎo)致熱影響區(qū)晶粒的粗化［14］。另外，β相所占面積百分比由2.3%增大至7.8%，增加了近2倍。這是由于較高的線能量導(dǎo)致焊縫熔池在高溫液態(tài)停留的時(shí)間變長(zhǎng)，同時(shí)，有更多的熱量向母材傳導(dǎo)，這提高了焊縫熱影響區(qū)溫度，導(dǎo)致固溶于過飽和α－Mg中的溶質(zhì)Al脫溶析出，在晶界形成更多的β相［15］。同時(shí)，熱輸入越大，高溫停留時(shí)間越長(zhǎng)，容易導(dǎo)致熱影響區(qū)金屬產(chǎn)生“過時(shí)效”，微觀表現(xiàn)為材料內(nèi)部的析出相長(zhǎng)大，間距變大，宏觀表現(xiàn)為材料的強(qiáng)度降低，塑韌性有所提高。

由圖6和表2可以看出，當(dāng)線能量較小時(shí)（63J·mm－1），熔合區(qū)為細(xì)小的等軸晶，其平均晶粒尺寸約為10.2μm，小于母材晶粒尺寸12.4μm，這是因?yàn)檩^高的冷卻速率使熔合區(qū)晶粒得以細(xì)化。隨著焊接線能量的增加，熔池在高溫液態(tài)停留時(shí)間變長(zhǎng)，冷卻速率下降，冷卻得到的晶粒亦開始粗化，對(duì)應(yīng)線能量73.1J·mm－1和81.3J·mm－1的晶粒尺寸分別為11.9μm和12.3μm；當(dāng)焊接線能量達(dá)到97.5J·mm－1時(shí)，熔合區(qū)的晶粒尺寸為13.4μm，這說明增加線能量容易導(dǎo)致熔合區(qū)晶粒的粗化。對(duì)熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物含量分析結(jié)果表明，熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物所占面積百分比要高于熱影響區(qū)，在線能量由65J·mm－1增大至97.5J·mm－1的過程中，對(duì)應(yīng)的低熔共晶產(chǎn)物所占面積百分比分別為8.1%，8.3%，8.3%和9.2%，變化趨勢(shì)同熱影響區(qū)相同，但含量普遍高于對(duì)應(yīng)的熱影響區(qū)測(cè)試結(jié)果。由圖5還發(fā)現(xiàn)，隨焊接線能量的增加，熔合區(qū)晶界處的顆粒狀低熔共晶產(chǎn)物增多。分析認(rèn)為，這是由于線能量較低時(shí)，焊縫的冷卻速率較高，限制了α－Mg的生長(zhǎng)，從而導(dǎo)致連續(xù)狀的低熔共晶產(chǎn)物在晶界處出現(xiàn)；隨著線能量增加，焊縫的冷卻速率降低，焊縫熔池在液態(tài)停留的時(shí)間增加，α－Mg樹枝晶充分發(fā)展，從而使低熔共晶產(chǎn)物被割裂，呈現(xiàn)出不連續(xù)狀或顆粒狀（從二維視圖角度觀察）。

2.3 線能量變化對(duì)焊接接頭顯微硬度的影響

圖7顯示了不同線能量條件下焊接接頭的顯微硬度分布（檢測(cè)位置為焊縫橫截面上部區(qū)域）。圖8為線能量變化同熱影響區(qū)（HAZ）α－Mg晶粒尺寸和β相含量（面積百分比）的關(guān)系圖（基于表2數(shù)據(jù)繪制）。圖9為線能量變化同熔合區(qū)（FZ）α－Mg晶粒尺寸和低熔共晶產(chǎn)物含量（面積百分比）的關(guān)系圖（基于表2數(shù)據(jù)繪制）。

圖7 不同線能量條件下焊接接頭顯微硬度分布Fig.7 Distribution of micro－h(huán)ardness in welded jointscross－section at different heat input

圖8 線能量變化對(duì)熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）α－Mg晶粒尺寸的影響Fig.8 Effect of heat input on grain size of α－Mg in HAZ and FZ

由圖7可以看出，顯微硬度的分布表現(xiàn)出以下特征：（1）母材區(qū)域顯微硬度基本不變，熱影響區(qū)和熔合區(qū)顯微硬度整體變化趨勢(shì)是隨線能量的增加逐漸減小。（2）對(duì)于每個(gè)試樣，熱影響區(qū)域（HZA）顯微硬度均最低，這不依賴于線能量的變化。（3）線能量為65.0J·mm－1和73.1J·mm－1的焊縫，熔合區(qū)顯微硬度高于母材；線能量為81.3J·mm－1的試樣，熔合區(qū)（FZ）顯微硬度和母材相當(dāng)；線能量為97.5J·mm－1的試樣，熔合區(qū)顯微硬度低于母材。

圖9 線能量變化對(duì)熱影響區(qū)β相含量和熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物含量的影響Fig.9 Effect of heat input on the content ofβphase in HAZ and low melting eutectic product in FZ

影響焊縫組織顯微硬度的主要因素有兩個(gè)：晶粒（包括析出相）尺寸（細(xì)晶強(qiáng)化）和金屬間化合物（彌散強(qiáng)化）的形態(tài)［16］。晶粒尺寸同顯微硬度的關(guān)系可以通過霍爾－佩奇公式（H－P式）來表征，其數(shù)學(xué)表達(dá)式如下［17］：

式中：HV為顯微硬度；H0，K為常數(shù)（不同的材料取值不同）；d為晶粒尺寸。金屬間化合物的形態(tài)對(duì)顯微硬度的影響主要表現(xiàn)為彌散強(qiáng)化作用（Orowan硬化機(jī)理），即小顆粒金屬間化合物有利于改善金屬材料的硬度，其數(shù)學(xué)表達(dá)式為：

式中：Gm是基體的剪切模量，λ相鄰β相的間距（彌散間距）；b是伯格斯矢量（常數(shù)），r是β相的彌散半徑（常數(shù)），所以 HVor僅由λ決定［9，18］。

隨線能量的增加，熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）α－Mg晶粒尺寸逐漸增大（見圖8）；熱影響區(qū)金屬間化合物彌散狀第二相β－Mg17Al12和熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物含量（面積百分比）增多（見圖9）。結(jié)合公式（2）和公式（3）可以判斷，焊接接頭顯微硬度隨線能量增加的變化趨勢(shì)主要取決于兩種強(qiáng)化機(jī)制（細(xì)晶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化）的競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系。圖7所示的不同線能量下焊接接頭顯微硬度分布圖顯示，焊縫顯微硬度的分布是和晶粒尺寸同線能量變化關(guān)系相符合的。說明在本研究中，熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）的晶粒（包括第二相）尺寸（H－P關(guān)系）對(duì)顯微硬度的貢獻(xiàn)占主導(dǎo)地位。

2.4 線能量變化對(duì)焊接接頭抗拉性能的影響

圖10顯示了線能量變化對(duì)擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊焊接接頭抗拉強(qiáng)度的影響。由圖10可以看出，線能量為65J·mm 的試樣，極限抗拉強(qiáng)度（UTS）最低（僅為119MPa），為母材極限抗拉強(qiáng)度（322MPa）的37%。這是由于線能量為65J·mm－1時(shí)，焊縫未焊透，焊接接頭有效承載面積較小，同時(shí)，由于焊接過程采取的是單面氣體保護(hù)（僅保護(hù)正面焊縫熔池表面），而焊縫背面直接與空氣接觸，這導(dǎo)致背面空氣有機(jī)會(huì)通過對(duì)接間隙侵入焊縫熔池，有氣孔產(chǎn)生（如圖8所示）。隨著線能量的增加，焊接接頭的極限抗拉強(qiáng)度逐漸增加。當(dāng)線能量為81.3J·mm－1時(shí)，極限抗拉強(qiáng)度最高（247MPa），是母材極限抗拉強(qiáng)度（322MPa）的77%。對(duì)該線能量條件下的焊縫橫截面進(jìn)行組織觀察，可以發(fā)現(xiàn)，焊縫組織均勻，沒有裂紋和氣孔等焊接缺陷。有趣的是，當(dāng)焊接線能量達(dá)到97.5J·mm－1，極限抗拉強(qiáng)度降為223MPa。這是因?yàn)樵贏Z系列鎂合金中，鋅（當(dāng)鋅含量＜1%時(shí)）的作用有三方面，一方面為自身固溶強(qiáng)化，另一方面提高鋁的固溶強(qiáng)化作用［19，20］。過高焊接線能量容易導(dǎo)致焊縫中鋅元素的蒸發(fā)，進(jìn)而削弱了鋅和鋁的固溶強(qiáng)化作用，從而導(dǎo)致焊接接頭極限抗拉強(qiáng)度的下降。第三方面為當(dāng)熱輸入增加到一定量時(shí)，熱影響區(qū)溫度有可能超過正常時(shí)效溫度，引起熱影響區(qū)材料的“過時(shí)效”，進(jìn)而導(dǎo)致材料的強(qiáng)度降低。

圖10 不同線能量下GTAW焊接擠壓AZ91D鎂合金接頭的極限抗拉強(qiáng)度Fig.10 Ultimate tensile strength of GTAW welded hot extruded AZ91Dmagnesium alloy joints under different line energy

3 結(jié)論

（1）隨著線能量的增加，擠壓AZ91D鎂合金鎢極氬弧焊焊接接頭高溫階段時(shí)間增長(zhǎng)，熱影響區(qū)和熔合區(qū)α－Mg晶粒粗化，熱影響區(qū)β相和熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物由連續(xù)狀轉(zhuǎn)向不連續(xù)或顆粒狀。

（2）擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭顯微硬度主要由細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制控制。隨焊接線能量的增加，熔合區(qū)（FZ）的α－Mg晶粒尺寸逐漸增大，平均晶粒尺寸由小于母材晶粒尺寸演變?yōu)榇笥谀覆钠骄Я３叽?，?duì)應(yīng)的顯微硬度逐漸變小，由大于母材顯微硬度演變?yōu)樾∮谀覆娘@微硬度。

（3）線能量過低時(shí)，焊縫易出現(xiàn)未焊透和氣孔缺陷，從而降低焊接接頭的極限抗拉強(qiáng)度。線能量過高時(shí)，由于晶粒尺寸粗大和鋅元素的蒸發(fā)，同時(shí)熱影響區(qū)金屬產(chǎn)生“過時(shí)效”，共同作用下，導(dǎo)致焊縫接頭的極限抗拉強(qiáng)度的輕微下降。

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