熱壓形變參數(shù)對(duì)AZ31鎂合金接頭微觀組織和力學(xué)性能的影響

初雅杰 ，李曉泉 ，吳申慶 ，徐振欽 ，杜舜堯

（1南京工程學(xué)院 材料工程學(xué)院，南京211167；2東南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，南京211189）

鎂合金作為最輕質(zhì)的金屬結(jié)構(gòu)材料具有低密度、高比強(qiáng)度、高比剛度以及優(yōu)良的阻尼性能和電磁屏蔽性能，在電子領(lǐng)域、航空工業(yè)、汽車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)鍵問題之一［1－3］。當(dāng)前人們正在致力于用電子束焊、攪拌摩擦焊、激光焊等多種先進(jìn)焊接方法實(shí)現(xiàn)鎂合金的可靠焊接［4－8］。鎢極氬弧焊在鎂合金結(jié)構(gòu)制造中將成為一種方便、實(shí)用、簡單的熔焊方法，但鎂合金鎢極氬弧焊焊接接頭的強(qiáng)度和塑性目前尚難以和母材相匹配［9，10］。

現(xiàn)有研究表明［11－13］，使金屬鎂及其合金在高溫條件下發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶，可細(xì)化組織晶粒，提高金屬韌性。本研究對(duì)AZ31鎂合金鎢極氬弧焊焊接接頭在一定溫度下使其發(fā)生一定的熱壓塑性變形，通過細(xì)化晶粒、開通新滑移系將有助于提高焊接接頭強(qiáng)度和塑性。據(jù)此提出利用鎂合金熔焊焊接接頭余高進(jìn)行熱壓形變，使其發(fā)生塑性變形進(jìn)而韌化焊接接頭的構(gòu)想。

本工作對(duì)Mg－Al－Zn系A(chǔ)Z31鎂合金鎢極氬弧焊（TIG焊）焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能開展了細(xì)致的研究，控制形變速率和溫度，研究不同變形條件對(duì)AZ31鎂合金熔焊接頭熱壓變形過程中顯微組織變化的影響規(guī)律，并探討該合金接頭組織動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)方法

本實(shí)驗(yàn)所用鎂合金AZ31材料的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為：Al 3.5，Zn 1.5，Mn 0.5，Ca 0.04，Si 0.1，Mg余量；采用化學(xué)成分完全相同的AZ31鎂合金經(jīng)軋制、拉拔成φ3mm絲材作為焊接時(shí)的填充材料。用尺寸為200mm×60mm×4.6mm的2塊板材組成1副對(duì)接焊試板。焊接試板開60°的V型坡口，根部間隙控制在2～3mm。將焊接區(qū)域用砂紙打磨，坡口面經(jīng)刮削清除氧化膜，用交流鎢極氬弧焊進(jìn)行填絲焊接。焊接電流I＝110～120A，焊接電壓U＝21～23V，焊接速率v＝8～11mm／s。將焊接無缺陷的對(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)用長條試樣。截取出的試樣一部分用作熱壓形變試驗(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)域待熱擠壓變形，加熱箱用石棉保溫以保持溫度恒定。形變溫度為250～400℃，應(yīng)變速率為0.001s－1，最大變形程度為60%，試驗(yàn)時(shí)通電加熱至熱電偶測得的焊接接頭溫度達(dá)設(shè)定溫度時(shí)保溫30min；之后對(duì)焊接接頭余高處進(jìn)行垂直熱壓，壓力為100MPa，熱壓至與母材平整，并經(jīng)20min保壓以繼續(xù)發(fā)生蠕變變形。

按照GB2649—89《焊接接頭機(jī)械性能試驗(yàn)取樣方法》的國家標(biāo)準(zhǔn)［14］，進(jìn)行拉伸試樣取樣，采用CMT－5105型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行焊接接頭拉伸力學(xué)性能常溫性能測試。采用光學(xué)電子顯微鏡（OM）進(jìn)行焊接接頭金相試樣觀察，試樣用硝酸、酒精按1∶1比例配制成腐蝕液進(jìn)行浸蝕。采用JSM－6360LV掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行鎂合金焊接接頭拉伸試樣斷口形貌觀察，配合附帶能譜儀進(jìn)行微區(qū)成分分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 焊接接頭力學(xué)性能

對(duì)在不同溫度下進(jìn)行熱壓形變的焊接接頭進(jìn)行力學(xué)性能測試，結(jié)果如表1所示。由表1可以看出：隨著熱壓溫度的升高，抗拉強(qiáng)度先升高后降低。熱壓溫度為250℃時(shí)，由于焊接接頭組織與焊態(tài)接頭組織大體相同，未出現(xiàn)再結(jié)晶組織，導(dǎo)致接頭抗拉強(qiáng)度較低，僅為母材的60%，伸長率低至6%，斷裂位置在熱影響區(qū)；熱壓溫度為350℃時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到了228MPa，幾乎與母材抗拉強(qiáng)度一致，伸長率為10.2%，斷裂同樣發(fā)生在熱影響區(qū)；熱壓溫度為400℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度有所降低，為母材抗拉強(qiáng)度的70%，伸長率為7%，斷裂也發(fā)生在熱影響區(qū)，這表明熱影響區(qū)是焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，隨著熱壓溫度的增加，熱影響區(qū)晶粒長大、粗化，導(dǎo)致力學(xué)性能降低?？梢姛釅簻囟葘?duì)焊接接頭的力學(xué)性能影響較大，熱壓溫度為350℃時(shí)，焊接接頭的力學(xué)性能最好，抗拉強(qiáng)度和伸長率都達(dá)到了最高。

表1 不同溫度下熱壓形變的焊接接頭力學(xué)性能Table 1 Mechanical property of welded joints with thermal compression at different temperatures

2.2 焊接接頭顯微組織

圖1是AZ31鎂合金焊接接頭在不同溫度下相同應(yīng)變速率（250～400℃，0.001s－1）發(fā)生變形后的金相組織形貌。從圖1（a），（b）中可以看出：隨著熱壓溫度的升高，接頭焊縫區(qū)再結(jié)晶現(xiàn)象越來越明顯，組織發(fā)生了細(xì)化。在較低溫度250℃變形時(shí)，其組織和母材相差不大，主要是由α－Mg基體和網(wǎng)狀分布的β－Mg17Al12相組成。由于此時(shí)變形機(jī)制主要以滑移為主，出現(xiàn)了少量的變形孿晶；在300℃變形時(shí)，開始出現(xiàn)明顯的孿晶現(xiàn)象，如圖1（b）中A處所示，在某些原始晶粒的晶界上出現(xiàn)了非常細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，如圖1（b）中B處所示。此時(shí)可以看到這些晶粒被明顯拉長，表明動(dòng)態(tài)再結(jié)晶已開始發(fā)生。在350℃時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶已很明顯，原始基礎(chǔ)晶粒被大量的新生成再結(jié)晶晶粒包圍，晶粒比較細(xì)小，大小也比較均勻，≤18μm，此時(shí)孿晶幾乎觀察不到。隨著變形溫度的不斷升高，生成的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的平均尺寸也不斷增大，在400℃時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒由大小不一的混合尺寸的晶粒組成，基本在20μm以上，最大的尺寸達(dá)到了46μm，并且可以很清楚地分辨出新晶粒的晶界；同時(shí)在新生成的晶粒中觀察到β相，如圖1（d）中箭頭所示，表明原先主要在晶界析出的β相在熱擠壓變形過程中又經(jīng)固溶，隨后在晶內(nèi)又重新析出。這對(duì)熔焊接頭的強(qiáng)度提高無疑有著重要作用。由此可見，熱壓形變溫度對(duì)AZ31鎂合金焊接接頭的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有較大影響。

圖1 不同熱壓溫度下焊接接頭顯微組織 （a）250℃；（b）300℃；（c）350℃；（d）400℃Fig.1 Microstructure of the welding joint at different temperatures （a）250℃；（b）300℃；（c）350℃；（d）400℃

2.3 焊接接頭斷口形貌

將AZ31鎂合金焊接接頭在不同溫度下變形后的試樣做拉伸試驗(yàn)，其斷口在掃描電鏡下作斷口形貌觀察。圖2示出了熱壓的斷口SEM照片。通過斷口分析發(fā)現(xiàn)，在250℃熱壓形變下的試樣斷口由較多解理小平臺(tái)組成，且平臺(tái)內(nèi)分布大致平行的斷裂裂紋走向溝槽，溝槽內(nèi)壁為光表面，表明裂紋擴(kuò)展較為通暢，為典型的脆性斷裂，與母材斷裂機(jī)制一樣，表明此時(shí)未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；300℃時(shí)的斷口，出現(xiàn)少量的韌窩，韌窩淺而小，無規(guī)則地分布在小平臺(tái)以外的其余部位，斷口內(nèi)分布有較多形如腳印狀的小平臺(tái)，斷口中也局部分布有一些具有韌型斷裂特征的韌窩，韌窩數(shù)量總體較少且尺寸小而淺；呈現(xiàn)脆性和韌性混合斷裂特征。350℃時(shí)的斷口，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。400℃時(shí)的斷口，也呈現(xiàn)出混合斷裂特性。

金屬M(fèi)g常溫下滑移系較少，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250℃時(shí)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。但焊后經(jīng)歷熱碾壓使其發(fā)生熱塑性變形，利用鎂合金低層錯(cuò)能及位錯(cuò)寬度大特性，可誘發(fā)其發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。特別是350℃時(shí)，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，原先分布在原始晶粒晶界處的β相在隨后的近平衡冷卻條件下將主要在晶內(nèi)重新析出。由此通過細(xì)化晶粒，起到彌散強(qiáng)化效應(yīng)，使AZ31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 分析與討論

AZ31鎂合金經(jīng)熱壓后的力學(xué)性能表明，350℃時(shí)對(duì)接頭的抗拉強(qiáng)度和塑性有明顯改善作用。熱壓后由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶作用，晶粒組織細(xì)小，同時(shí)，熱壓處理也消除了焊接接頭中殘留的焊接熱應(yīng)力，降低了焊縫區(qū)位錯(cuò)密度，提高了接頭的塑性和強(qiáng)度。

再結(jié)晶是伴隨著熱的一個(gè)新晶粒形成與核心長大的過程。再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是變形金屬中晶粒間的畸變能差，此畸變能差是由位錯(cuò)密度及其分布狀況決定的，而再結(jié)晶往往在位錯(cuò)數(shù)量多且分布密集的區(qū)域形核。由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是通過形核和晶核長大兩個(gè)步驟完成的，不管鎂合金再結(jié)晶采用何種形核機(jī)制，形核的多少與核心長大的速率，均受位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)能力的控制［15，16］。當(dāng)熱壓形變溫度較低時(shí)（250℃），位錯(cuò)難以通過運(yùn)動(dòng)而實(shí)現(xiàn)重組，因而再結(jié)晶不易發(fā)生。當(dāng)溫度升高到350℃，合金中原子熱振動(dòng)及擴(kuò)散速率增加，位錯(cuò)的滑移、攀移、交滑移比溫度低時(shí)更容易，形核率增加，同時(shí)晶界遷移能力增加，促使鎂合金再結(jié)晶的發(fā)生。在本實(shí)驗(yàn)條件下，AZ31鎂合金焊接接頭在低于300℃時(shí)，形核成為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程主要影響因素；新晶粒主要通過原始晶界的局部遷移形核，更多的有利于形核的位置得到保留，形核在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程成為控制因素，這在宏觀組織上表現(xiàn)為在晶界處形成大量細(xì)小均勻的再結(jié)晶晶粒（見圖1（b））。而高于400℃變形時(shí)，晶核長大則成為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的主要影響因素，晶核快速長大在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程占有優(yōu)勢，導(dǎo)致宏觀組織上出現(xiàn)尺寸較大的新晶粒，晶粒大小不一（見圖1（d））。

金屬鎂低溫下僅有｛0001｝基面上沿〈1120〉方向一個(gè)滑移系，晶內(nèi)變形多是在孿晶變形協(xié)調(diào)下的單系滑移，這樣滑移線容易在基面形成一組平行線，這是鎂合金斷口呈現(xiàn)腳印狀小平臺(tái)形貌的原因（見圖2（a））。當(dāng)在355℃以上進(jìn)行熱壓變形時(shí)，鎂在｛1010｝〈1120〉棱柱面上的滑移系將被開通，此時(shí)將發(fā)生多滑移，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶組織完全取代枝晶組織，產(chǎn)生彌散強(qiáng)化效應(yīng)。

4 結(jié)論

（1）AZ31鎂合金焊接接頭在不同溫度下經(jīng)熱壓變形后，接頭晶粒組織呈現(xiàn)先細(xì)化后增大的趨勢；抗拉強(qiáng)度和伸長率也是先升高后降低。

（2）熱壓溫度為350℃時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度和伸長率均達(dá)最高值，分別為228MPa和10.2%。

（3）低溫變形時(shí)，斷口呈現(xiàn)典型的脆性斷裂，在300℃以上呈現(xiàn)出混合斷裂特征；350℃斷裂時(shí)，斷裂前晶界發(fā)生一定的滑動(dòng)協(xié)調(diào)變形量，有較明顯的剪切唇。

［1］ 劉楚明，劉子娟，朱秀榮，等.鎂及鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶研究進(jìn)展［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2006，16（1）：1－12.

LIU Chu－ming，LIU Zi－juan，ZHU Xiu－rong，et al.Research and development progress of dynamic recrystallization in pure magnesium and its alloys［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2006，16（1）：1－12.

［2］ 武婧亭，游國強(qiáng)，郭強(qiáng)，等.AZ71鎂合金TIG焊焊接接頭微觀組織與力學(xué)性能［J］.熱加工工藝，2011，（1）：117－118.

WU Jing－ting，YOU Guo－qiang，GUO Qiang，et al.Microstructure and mechanical properties of joints of AZ71 alloy by TIG welding［J］.Hot Working Technology，2011，（1）：117－118.

［3］ 馮吉才，王亞榮，張忠典.鎂合金焊接技術(shù)的研究現(xiàn)狀及應(yīng)用［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2005，15（2）：165－178.

FENG Ji－cai，WANG Ya－rong，ZHANG Zhong－dian.Status and expectation of research on welding of magnesium alloy［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2005，15（2）：165－178.

［4］ MORDIKE B L，EBERT T.Magnesium properties applications potential［J］.Materials Science and Engineering：A，2001，302（1）：37－45.

［5］ 楊林，黃婷，林立，等.室溫壓縮AZ91鎂合金顯微組織及β－Mg17Al12相析出動(dòng)力學(xué)［J］.材料工程，2012，（4）：68－71.

YANG Lin，HUANG Ting，LIN Li，et al.Microstructure and precipitation kinetics ofβ－Mg17Al12phase in AZ91 alloy compressed at room temperature［J］.Journal of Materials Engineering，2012，（4）：68－71.

［6］ 馬力，龍偉民，喬培新，等.Zn－Mg釬料釬焊鎂合金AZ31B的顯微組織與力學(xué)性能［J］.焊接學(xué)報(bào)，2011，（7）：59－62.

MA Li，LONG Wei－min，QIAO Pei－xin，et al.Microstructure and mechanical properties of magnesium alloy AZ31B solder joint using Zn－Mg filler metal［J］.Transactions of the China Welding Institution，2011，（7）：59－62.

［7］ 譚兵，陳東高，高明，等.AZ31B變形鎂合金激光－MIG復(fù)合焊焊接組織和性能分析［J］.航空材料學(xué)報(bào)，2008，28（6）：36－41.

TAN Bing，CHEN Dong－gao，GAO Ming，et al.Microstructure and properties of welding joints for laser－MIG welding of AZ31B transformative magnesium［J］.Journal of Aeronautical Materials，2008，28（6）：36－41.

［8］ 羅君，劉政軍，蘇允海，等.縱向直流磁場對(duì)AZ31鎂合金TIG焊焊接接頭組織及性能的影響［J］.焊接學(xué)報(bào)，2007，（7）：53－59.

LUO Jun，LIU Zheng－jun，SU Yun－h(huán)ai，et al.Influence of longitudinal direct current magnetic field on microstructure and property of AZ31 magnesium alloy TIG welded joint［J］.Transactions of the China Welding Institution，2007，（7）：53－59.

［9］ MUNITZ A，COTLER C.Electron beam welding of magnesium AZ91D plates［J］.Welding Journal，2000，79（7）：202－208.

［10］ GUENTHER S，ARMANDO J.Electron beam process delivers consistent welds［J］.Welding Journal，2001，80（6）：53－57.

［11］ 詹美燕，李春明，張衛(wèi)文.累積疊軋焊AZ31鎂合金微觀組織和織構(gòu)演變的EBSD研究［J］.金屬學(xué)報(bào)，2012，48（6）：709－716.

ZHAN Mei－yan，LI Chun－ming，ZHANG Wei－wen.An EBSD study on the microstructure and texture evolution of AZ31 magnesium alloy during accumulative roll－bonding［J］.Acta Metallurgica Sinica，2012，48（6）：709－716.

［12］ WANG Hong－ying，LI Zhi－jun.Effect of filler wire on the joint properties of AZ31 magnesium alloys using CO2laser welding［J］.China Welding，2007，16（2）：16－21.

［13］ LEE W B，YEON Y M，JUNG S B.Joint properties of friction stir welded AZ31B－H24 magnesium alloy［J］.Materials Science and Technology，2003，19（6）：785－790.

［14］ 中國國家標(biāo)準(zhǔn)化管理委員會(huì).焊接接頭機(jī)械性能試驗(yàn)取樣方法［M］.2版.北京：中國標(biāo)準(zhǔn)出版社，1989.

［15］ 游國強(qiáng)，張均成，王向杰，等.壓鑄態(tài)AZ91D鎂合金攪拌摩擦焊接頭微觀組織研究［J］.材料工程，2012，（5）：54－58.

YOU Guo－qiang，ZHANG Jun－cheng，WANG Xiang－jie，et al.Microstructure of FSW joint of die－casting AZ91D magnesium alloy［J］.Journal of Materials Engineering，2012，（5）：54－58.

［16］ 楊續(xù)躍，張雷.鎂合金溫變形過程中的孿生及孿晶交叉［J］.金屬學(xué)報(bào)，2009，45（11）：1303－1308.

YANG Xu－yue，ZHANG Lei.Twinning and twin intersection in AZ31 Mg alloy during warm deformation［J］.Acta Metallurgica Sinica，2009，45（11）：1303－1308.