壓鑄態(tài)AZ91D鎂合金攪拌摩擦焊接頭微觀組織研究

游國強(qiáng)，張均成，王向杰，陳 勇

（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) 國家鎂合金材料工程技術(shù)研究中心，重慶400044）

壓鑄態(tài)AZ91D鎂合金攪拌摩擦焊接頭微觀組織研究

游國強(qiáng)1，2，張均成1，王向杰1，陳 勇1

（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) 國家鎂合金材料工程技術(shù)研究中心，重慶400044）

鎂合金是目前最輕的商用金屬結(jié)構(gòu)材料，在航空航天、交通工具等對輕量化有特殊需求的領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。鎂合金具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)，在常溫下塑性成形能力差；但其液態(tài)成型工藝性能優(yōu)良，因此在工程應(yīng)用中，90%以上的鎂合金制品為鑄件，其中又以壓鑄件為主。一般而言，壓鑄工藝由于其固有的高速充型特征，在鎂液充型中易于產(chǎn)生卷氣，導(dǎo)致壓鑄件中往往存在氣體（或固溶、或以氣孔形式存在）。在二次受熱時（如熱處理），存在于表面層的氣孔會受熱膨脹，出現(xiàn)表面鼓泡現(xiàn)象［1］。在熔化焊時，除了熱影響區(qū)可能發(fā)生類似于熱處理時的鼓泡現(xiàn)象外，其焊縫和熔合區(qū)還會由于氣體被釋放并聚集、膨脹而導(dǎo)致嚴(yán)重的氣孔缺陷［2－4］，因此一般認(rèn)為壓鑄件是不適合熱處理和不宜焊接的。

攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW）作為一種非熔化焊工藝，具有熱輸入量小的重要特征，從理論上講，應(yīng)該適合于壓鑄態(tài)鎂合金的焊接。但目前國內(nèi)外關(guān)于攪拌摩擦焊用于鎂合金焊接研究報道雖多，卻幾乎都集中在AZ，AM系列的變形鎂合金焊接方面，對于壓鑄態(tài)鎂合金的攪拌摩擦焊研究鮮有報道。

本工作以壓鑄態(tài)AZ91D鎂合金薄板為研究對象，使用攪拌摩擦焊機(jī)進(jìn)行焊接連接實驗，并對焊接接頭的微觀組織及其形成機(jī)理進(jìn)行研究，旨在為開發(fā)壓鑄態(tài)鎂合金攪拌摩擦焊連接工藝提供理論支撐。

1 實驗

1.1 實驗材料及設(shè)備

實驗材料為壓鑄態(tài)AZ91D鎂合金薄板，尺寸為100mm×40mm×4mm，其化學(xué)成分如表1所示，母材原始屈服強(qiáng)度為160MPa，抗拉強(qiáng)度為230MPa，伸長率為3%。攪拌頭軸肩直徑10mm，攪拌針頂部直徑2.8mm，攪拌針根部直徑4.2mm、長度4.0mm。焊接接頭微觀組織研究分別使用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡。

表1 AZ91D鎂合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of die casting AZ91Dmagnesium alloy

1.2 實驗步驟

1）對母材進(jìn)行物理和化學(xué)表面清理，去除表面的油污、水分、氧化膜等。

2）用夾具將母材以對接形式剛性固定，對接間隙在0.3mm以內(nèi)。

3）對母材實施攪拌摩擦焊連接，實驗參數(shù)如下：軸肩下壓量3.8mm，攪拌頭傾斜角 2.5°，焊接速率120mm/min，攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率1500r/min。

4）觀察焊縫外觀成型并截取焊縫橫截面（垂直于焊接方向）制備微觀組織試樣，然后分別使用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡對焊接接頭的微觀組織進(jìn)行研究。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭宏觀形貌

焊縫的宏觀成形狀況如圖1所示，焊縫寬度均勻，焊后沒有明顯的變形，焊縫表面美觀且無宏觀缺陷。

圖1 焊縫宏觀成形Fig.1 The profile of weld surface

焊接接頭橫截面宏觀形貌如圖2所示，從中心向兩側(cè)可分為以下區(qū)域：焊核區(qū)（Weld Nugget Zone，WNZ）、機(jī)械－熱影響區(qū)（Thermo－Mechanically Affected Zone，TMAZ）、熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）和母材（Base Metal，BM）。母材金屬內(nèi)部存在大量的小尺寸宏觀氣孔缺陷，這些氣孔主要是由壓鑄工藝固有的高速充型和卷氣導(dǎo)致的。整個焊縫除焊核區(qū)有貫穿性隧道狀缺陷外，宏觀上組織良好、無明顯氣孔缺陷；該隧道狀缺陷出現(xiàn)在焊縫的前進(jìn)側(cè)，周邊還聚集著一些氣孔和夾雜；焊核中心區(qū)出現(xiàn)“洋蔥環(huán)”狀特征。此外，在焊縫的前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)（Retreating side，即攪拌頭旋轉(zhuǎn)線速度方向與焊接方向相反的一側(cè)），焊核區(qū)與機(jī)械－熱影響區(qū)的過渡在宏觀上呈現(xiàn)出明顯的差異：在前進(jìn)側(cè)，宏觀上無明顯過渡帶，呈現(xiàn)“突變”特征；在后退側(cè)，宏觀上存在過渡帶，呈現(xiàn)“漸變”特征。

圖2 接頭橫截面低倍形貌Fig.2 Overview of the weld cross－section

2.2 焊接接頭微觀組織

焊縫各區(qū)典型微觀組織的光學(xué)顯微鏡照片如圖3所示，母材及焊核區(qū)典型微觀的掃描電鏡照片如圖4所示。

（1）母材：除存在上述的小尺寸宏觀氣孔缺陷外，其微觀組織為典型的壓鑄態(tài)組織：淺色為粗細(xì)不均勻的、具有一定枝晶特征α－Mg基體，晶界分布著呈網(wǎng)狀的、深色的第二相共晶組織β－Mg17Al12。

（2）焊核區(qū)：典型的變形－再結(jié)晶組織，為細(xì)小、均勻的等軸晶，晶粒尺寸大多在5～10μm之間（較母材而言明顯細(xì)化），晶界無β－Mg17Al12第二相出現(xiàn)。對此現(xiàn)象的分析及討論如下：首先，在攪拌摩擦焊過程中，攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)，使母材金屬被高速攪拌、發(fā)生塑性變形。焊核區(qū)由于與攪拌頭直接接觸，攪拌及其帶來的塑性變形和摩擦（生熱）最為劇烈，使焊核區(qū)經(jīng)歷了類似于動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶過程［5，6］，而且摩擦生熱使焊核區(qū)最高溫度可以達(dá)到母材熔點的80%左右［7］。在此過程中，母材中原來粗大不均勻的α－Mg產(chǎn)生大的塑性變形、甚至被擊碎，并發(fā)生動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶，成為細(xì)小的等軸晶粒。

其次，焊核區(qū)晶界基本沒有β－Mg17Al12分布，其主要原因如下：根據(jù) Mg－Al二元相圖（如圖5所示）可知，當(dāng)AZ91D母材金屬溫度升高時，β－Mg17Al12將發(fā)生固溶；當(dāng)溫度升至400℃左右時，β－Mg17Al12將完全溶于α－Mg；當(dāng)溫度升至480℃左右時，α－Mg還將發(fā)生局部熔化，成為半固態(tài)。根據(jù)已有的研究結(jié)果可知，在進(jìn)行攪拌摩擦焊時，由于攪拌頭的高速摩擦作用，焊核區(qū)溫度將顯著升高，最高溫度可以達(dá)到母材熔點的80%左右，可使焊核區(qū)中β－Mg17Al12完全溶于α－Mg，甚至達(dá)到半熔化狀態(tài)。當(dāng)攪拌頭向前運(yùn)動離開后，焊縫區(qū)溫度迅速降低，焊核區(qū)也不例外，加之鎂合金的熱導(dǎo)率高（60～70W·m－1·K－1），冷卻速率大，溶入α－Mg基體的β－Mg17Al12來不及析出，形成單相的過飽和α－Mg固溶體，無第二相組織β－Mg17Al12。

圖5 Mg－Al二元相圖（部分）Fig.5 Mg－Al phase diagram（partial）

（3）機(jī)械－熱影響區(qū)：呈現(xiàn)顯著的塑性變形組織特征，而且具有較為明顯的塑性流變帶；在靠近焊核區(qū)有不完全的回復(fù)和再結(jié)晶現(xiàn)象；在靠熱影響區(qū)側(cè)晶粒大小呈現(xiàn)一定的不均勻性，存在少量較粗大的晶粒。形成上述組織的主要原因：機(jī)械－熱影響區(qū)的組織不受攪拌針旋轉(zhuǎn)的直接作用，只受到軸肩外圍的下壓力作用和焊核區(qū)塑性金屬的流變摩擦力作用，同時受到來自于焊核高溫區(qū)域的熱傳導(dǎo)，三個因素共同作用成為部分晶粒再結(jié)晶的驅(qū)動力［8］；但其再結(jié)晶驅(qū)動力不如焊核區(qū)，組織的動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶程度也不如焊核區(qū)完全和均勻，因此組織呈現(xiàn)明顯的塑性流變帶；靠近焊核區(qū)的晶粒由于塑性流動和摩擦更為劇烈、溫度更高，動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶相對更完全；遠(yuǎn)離焊核區(qū)的晶粒則相反。

（4）熱影響區(qū)：該區(qū)域基本保留了母材的壓鑄態(tài)組織特征，只是晶粒有一定的長大現(xiàn)象，最大晶粒尺寸較之母材而言略大。這主要是因為該區(qū)域遠(yuǎn)離攪拌針的攪拌作用，并未發(fā)生塑性變形，僅在熱傳導(dǎo)作用下發(fā)生了溫度升高，因此有局部的晶粒長大現(xiàn)象發(fā)生。

2.3 焊核與機(jī)械－熱影響區(qū)的過渡

如前所述，焊核區(qū)與機(jī)械－熱影響區(qū)的過渡在宏觀上呈現(xiàn)出明顯的差異：在前進(jìn)側(cè)呈現(xiàn)“突變”特征；在后退側(cè)呈現(xiàn)“漸變”特征。其過渡區(qū)的微觀組織形貌如圖6所示，表現(xiàn)出與宏觀觀察相同的“突變”和“漸變”特征。其形成原因可作如下分析：上述過渡特征應(yīng)該主要與焊接過程中焊縫金屬塑性流動情況有關(guān)。根據(jù)K.Kumar、馮吉才等［9，10］的研究結(jié)果，當(dāng)攪拌頭完全插入被焊材料時，旋轉(zhuǎn)從前進(jìn)側(cè)開始，攪拌頭后方、前進(jìn)側(cè)的材料先一步達(dá)到塑性狀態(tài)，并隨著攪拌頭的旋轉(zhuǎn)，攪拌頭后方塑性金屬向攪拌頭前方運(yùn)動（同時也是由前進(jìn)側(cè)向后退側(cè)方向運(yùn)動）；由于攪拌頭前方溫度低于攪拌頭后方，因此只有部分金屬達(dá)到塑性狀態(tài)，未達(dá)到塑性狀態(tài)的金屬阻礙前進(jìn)側(cè)超塑性金屬隨著攪拌頭向后退側(cè)運(yùn)動。這就導(dǎo)致了前進(jìn)側(cè)另一部分塑性金屬不得不逆著攪拌頭運(yùn)動。前進(jìn)側(cè)的塑性金屬分別從兩個方向運(yùn)動，后退的塑性金屬沿著攪拌針的旋轉(zhuǎn)方向運(yùn)動，最后后退側(cè)的塑性金屬與前進(jìn)側(cè)的部分塑性金屬在攪拌頭后方偏向前進(jìn)側(cè)部分聚集（如圖7所示）。

根據(jù)上述金屬塑性流動模型進(jìn)行推論：首先，由于攪拌頭前方溫度低，非焊核區(qū)域金屬在攪拌焊接過程中塑性流動差，然而前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)域受高線速度（等于攪拌頭自轉(zhuǎn)的線速度加上向前的焊接進(jìn)給速度）攪拌頭的作用，焊核區(qū)域金屬達(dá)到超塑性狀態(tài)，前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)與機(jī)械－熱影響區(qū)之間的塑性流動狀態(tài)出現(xiàn)突變，導(dǎo)致前進(jìn)側(cè)焊核區(qū)域與機(jī)械－熱影響區(qū)之間的微觀形貌呈現(xiàn)出“分層”特征；而后退側(cè)則反之，攪拌頭的絕對線速度相對較?。ǖ扔跀嚢桀^自轉(zhuǎn)的線速度減去向前的焊接進(jìn)給速度），加之溫度分布相對均勻，因此焊核區(qū)與機(jī)械－熱影響區(qū)之間金屬塑性流動速度均勻變化，因此在組織上呈現(xiàn)出“漸變”特征。此外，前進(jìn)側(cè)部分塑性金屬逆向流動，與后退側(cè)的塑性金屬在攪拌頭后方偏向前進(jìn)側(cè)部分聚集；而母材中原始的氣孔、夾雜等缺陷也會在此處聚集，形成如前所述的貫穿性隧道狀的孔洞缺陷。

3 結(jié)論

（1）用攪拌摩擦焊方法對壓鑄態(tài)AZ91D鎂合金進(jìn)行對接焊接，當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率為1500r/min，焊接速率為120mm/min時，接頭表面宏觀成形美觀，但在接頭內(nèi)部靠前進(jìn)側(cè)存在貫穿型隧道狀孔洞缺陷。

（2）焊核區(qū)為典型的變形－再結(jié)晶組織，為細(xì)小、均勻的等軸晶，晶界無β－Mg17Al12第二相，這是該區(qū)域在攪拌頭高速攪拌、摩擦（生熱）作用下發(fā)生塑性變形和動態(tài)回復(fù)再結(jié)晶的結(jié)果，同時β－Mg17Al12相受熱固溶于α－Mg，在快速冷卻過程中來不及析出，形成了過飽和的單相α－Mg；機(jī)械－熱影響區(qū)為變形－部分再結(jié)晶組織，這主要是因為該區(qū)域的攪拌、摩擦（受熱）沒有焊核區(qū)劇烈導(dǎo)致的；熱影響區(qū)組織形貌與母材相近但伴有輕微的長大現(xiàn)象。

（3）焊核區(qū)與機(jī)械－熱影響區(qū)的過渡具有以下特征：在前進(jìn)側(cè)呈現(xiàn)“突變”特征，在后退側(cè)呈現(xiàn)“漸變”特征，這是由于攪拌頭前后方溫度和焊核區(qū)金屬在前進(jìn)側(cè)與后退側(cè)的流動速度不同導(dǎo)致的。

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Microstructure of FSW Joint of Die－casting AZ91DMagnesium Alloy

YOU Guo－qiang1，2，ZHANG Jun－cheng1，WANG Xiang－jie1，CHEN Yong1
（1College of Materials Science and Engineering，Chongqing University，Chongqing 400045，China；2National Engineering Research Center for Magnesium Alloys，Chongqing University，Chongqing 400044，China）

采用攪拌摩擦焊工藝對4mm厚的壓鑄態(tài)AZ91D鎂合金進(jìn)行對接工藝實驗，攪拌頭旋轉(zhuǎn)速率1500r/min，焊接速率120mm/min；使用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡對焊接接頭微觀組織進(jìn)行了研究。結(jié)果表明：焊縫外觀成形美觀，但內(nèi)部存在貫穿型隧道狀孔洞缺陷；焊核區(qū)為典型的變形－再結(jié)晶組織，為細(xì)小、均勻的等軸晶；機(jī)械－熱影響區(qū)為變形－部分再結(jié)晶組織，熱影響區(qū)組織形貌與母材相近但伴有輕微的長大現(xiàn)象；焊核區(qū)與機(jī)械－熱影響區(qū)的過渡具有以下特征：在前進(jìn)側(cè)呈現(xiàn)“突變”特征，在后退側(cè)呈現(xiàn)“漸變”特征。

AZ91D；壓鑄態(tài)鎂合金；攪拌摩擦焊；微觀組織

Die casting plates of AZ91Dmagnesium alloy，with thickness of 4mm，were welded by friction stir welding，with a rotating speed of 1500r/min and welding speed of 120mm/min.The joint microstructure was studied by OM and SEM.The results show that the appearance of the welding joint is good，but there is a tunnel defect in the joint.The joint microstructure exhibits noticeable deformation characteristics：the grains of weld nugget zone are fine and recrystallized.Thermo－mechanically affected zone shows partially recrystallized microstructure.The microstructure of heat affected zone is similar to that of the base metal while the grains are a little coarser.Moreover，the transition between the weld nugget zone and the thermo－mechanically affected zone in the advancing side is discontinuous，while that in the retreating side is gradient.

AZ91D；die－casting magnesium alloy；friction stir welding；microstructure

TG453

A

1001－4381（2012）05－0054－05

中央高?；究蒲袠I(yè)務(wù)經(jīng)費資助項目（CDJZR12130053）

2011－07－29；

2012－03－05

游國強(qiáng)（1978－ ），男，博士，副教授，從事輕金屬成型技術(shù)的研究，聯(lián)系地址：重慶市沙坪壩區(qū)沙正街174號重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院材料成型系（400044），E－mail：you＿cqu@yahoo.com.cn