工藝參數(shù)對Mg-3Zn-0.5Y合金攪拌摩擦焊接接頭組織與性能的影響

呂建剛 陳曦 張磊

摘要：采用攪拌摩擦焊對Mg-3Zn-0.5Y合金板材進(jìn)行焊接，獲得了成型較好、無缺陷的焊縫，研究了工藝參數(shù)對焊接接頭顯微組織及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，當(dāng)焊速為110 mm/min時，轉(zhuǎn)速在600～1 300 r/min范圍內(nèi)能夠得到成型良好的焊縫，隨著轉(zhuǎn)速的升高，接頭強(qiáng)度先升高后減小;當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)電機(jī)轉(zhuǎn)速為1 100 r/min時，焊接速度在90～110 mm/min范圍內(nèi)能夠獲得成型良好的焊縫，隨著焊接速度的提高，接頭強(qiáng)度先提高后減小。拉伸斷裂方式主要為韌脆混合斷裂。當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)運動速度為1 100 r/min、焊速為110 mm/min時，Mg-3Zn-0.5Y合金焊縫綜合力學(xué)性能較優(yōu)，拉伸強(qiáng)度達(dá)到222.5 MPa。

關(guān)鍵詞：攪拌摩擦焊;Mg-Zn-Y合金;微觀組織;力學(xué)性能

中圖分類號：TG453+.9 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號：1001-2303（2020）10-0022-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.10.05

0 前言

準(zhǔn)晶是介于晶體和非晶體之間的一種同時具有旋轉(zhuǎn)對稱性和準(zhǔn)周期性平移序的固態(tài)物質(zhì)[1]，其具有導(dǎo)電[2-3]、導(dǎo)熱性好[4-5]，硬度高[6]，耐磨性好[7]等優(yōu)點，近年來成為研究的熱點之一。羅治平等[8]首次在緩冷Mg-Zn-Y合金中發(fā)現(xiàn)Ⅰ相（穩(wěn)定二十面體準(zhǔn)晶相）;Lee等[9]發(fā)現(xiàn)Mg-Zn-Y合金中當(dāng)w（Zn）/w（Y）為6時，增強(qiáng)相為力學(xué)性能較好的單一準(zhǔn)晶相。目前對準(zhǔn)晶增強(qiáng)的制備方法以軋制、擠壓等塑性加工工藝研究較多，如Bae[10]、Su等[13]均獲得了綜合力學(xué)性能良好的Mg-Zn-Y軋制態(tài)合金。Singh等人[11]等研究發(fā)現(xiàn)，Ⅰ相在擠壓態(tài)合計中能有效釘扎位錯，促進(jìn)再結(jié)晶形核，有利于合金力學(xué)性能的提升。Tong等[12]發(fā)現(xiàn)500 ℃熱處理后再進(jìn)行熱擠壓能有效提高M(jìn)g-Y-Zn合金的抗拉強(qiáng)度。但對于準(zhǔn)晶增強(qiáng)Mg-Zn-Y系合金，目前較少研究其焊接工藝。

由于常規(guī)鎂合金易高溫氧化、高溫易吸氫、熱膨脹系數(shù)較大，采用傳統(tǒng)熔化焊工藝易產(chǎn)生夾雜、氣孔、裂紋等缺陷[14]。攪拌摩擦焊是一種固態(tài)連接技術(shù)[15]，焊接溫度低、熱影響區(qū)小，因此可有效減少傳統(tǒng)熔焊缺陷的產(chǎn)生。尤其是對于鎂、鋁及其他低熔點合金，F(xiàn)SW優(yōu)勢明顯[16-18]。目前，關(guān)于鎂合金的攪拌摩擦焊研究主要集中于Mg-Al系、Mg-Zn-Zr系合金，如AZ31[19]、AZ91[20]、ZK60[21]等多種商用鎂合金的FSW均取得了較好的結(jié)果。Yaobin Wang等[22]發(fā)現(xiàn)Mg-Zn-Y系合金攪拌摩擦加工能夠細(xì)化鑄態(tài)Mg-6Zn-1Y-0.5Zr的晶粒，并且改善延伸率。Chang-Yong Lee等[23]發(fā)現(xiàn)Mg-3Zn-1Y的攪拌摩擦焊焊核區(qū)接頭硬度大于母材。G. M. Xie等[24]在焊速80～110 mm/min下得到了拉伸性能達(dá)到母材性能90%的Mg-Zn-Y-Zr合金焊接接頭。

文中針對Mg-3Zn-0.5Y三元合金，研究FSW工藝參數(shù)對其接頭組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。

1 試驗材料與方法

試驗材料為擠壓態(tài)Mg-3Zn-0.5Y合金板，板厚5 mm，主要化學(xué)成分如表1所示，主要力學(xué)性能為：拉伸強(qiáng)度275.0 MPa，斷后延伸率14.9%，維氏硬度61 HV。焊前經(jīng)打磨、酒精擦拭及干燥處理。

采用二維攪拌摩擦焊機(jī)對焊Mg-3Zn-0.5Y合金板，攪拌頭采用內(nèi)凹式軸肩形式，軸肩直徑20 mm，錐形攪拌針長4.78 mm，如圖1所示。焊接過程中攪拌頭傾角統(tǒng)一為2.5°，攪拌頭轉(zhuǎn)速范圍600～1 300 r/min，焊接行進(jìn)速度90～130 mm/min。焊后進(jìn)行室溫拉伸試驗，并使用掃描電子顯微鏡（SEM）觀察斷口形貌，使用X射線衍射儀（Cu靶和Kα靶）分析物相組成。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 焊縫成形特點

轉(zhuǎn)速 100 r/min時，不同焊接速度下（90 mm/min、110 mm/min、130 mm/min）FSW焊接接頭宏觀形貌照片如圖2所示?？梢钥闯觯缚p表面均成型良好，無明顯溝槽、起皮等缺陷，當(dāng)焊速上升到130 mm/min時，產(chǎn)生少量飛邊。

焊速為110 mm/min時，不同轉(zhuǎn)速下的FSW接頭宏觀形貌如圖3所示。在600～1 100 r/min轉(zhuǎn)速下，焊接接頭表面基本平整，光滑，無明顯飛邊、溝槽和未焊合等缺陷;由圖3d可知，當(dāng)轉(zhuǎn)速升至1 300 r/min時，焊縫周圍開始產(chǎn)生少量的飛邊。

2.2 焊接接頭的組織特征

當(dāng)轉(zhuǎn)速為1 100 r/min、焊速為110 mm/min時，Mg-3Zn-0.5Y合金FSW焊接接頭的橫截面宏觀形態(tài)如圖4所示。接頭組織為典型的FSW焊接接頭組織，由軸肩區(qū)（SAZ）、焊核區(qū)（WN）、熱機(jī)發(fā)展影響區(qū)（TMAZ）、熱影響區(qū)（HAZ）和母材區(qū)（BM）組成，接頭內(nèi)部無缺陷。

在轉(zhuǎn)速為1 100 r/min、焊速110 mm/min時，Mg-3Zn-0.5Y合金FSW焊接接頭橫截面微觀組織如圖5所示。其中圖5a為母材BM微觀組織，為明顯的擠壓變形組織，主要由α-Mg等軸晶粒及晶間沉淀相組成，沉淀相為Ⅰ相。圖5b為典型受熱長大的HAZ微觀組織，因只受到攪拌頭摩擦生熱的熱循環(huán)作用，α-Mg晶粒未受攪拌頭機(jī)械攪拌作用發(fā)生塑性變形，因此，平均晶粒尺寸與母材相比略有增長。圖5c為TMAZ微觀晶粒組織，TMAZ受攪拌頭的機(jī)械攪拌力作用，α-Mg晶粒沿著金屬流動方向向上伸長，同時受熱循環(huán)作用，α-Mg晶粒受熱發(fā)生再結(jié)晶，兩者共同作用使α-Mg晶粒尺寸減小。圖5d為WN區(qū)細(xì)小等軸晶微觀組織，該區(qū)同時受劇烈的攪拌頭機(jī)械攪拌作用及摩擦生成較高溫度的熱作用，所以晶粒在發(fā)生劇烈塑性變形的同時也發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，晶粒來不及長大而被機(jī)械力作用打碎，形成一個細(xì)小的等軸晶，α-Mg平均晶粒結(jié)構(gòu)尺寸約為3.34 μm。

2.3 不同參數(shù)下FSW接頭顯微組織

不同F(xiàn)SW工藝參數(shù)下Mg-3Zn-0.5Y合金接頭的微觀組織如圖6所示。當(dāng)焊接速度為110 mm/min時，不同轉(zhuǎn)速下的焊接接頭均無明顯顯微缺欠，WN平均晶粒尺寸分別為2.79 μm、3.27 μm、3.34 μm和3.74 μm，WN平均晶粒尺寸與轉(zhuǎn)速成正比。當(dāng)轉(zhuǎn)速1 100 r/min，焊速分別為90 mm/min、110 mm/min和130 mm/min時的WN平均晶粒結(jié)構(gòu)尺寸分別為3.80 μm、3.34 μm、3.21 μm，WN平均晶粒尺寸與焊速成反比。根據(jù)熱力學(xué)公式[25]：

=k

α（1）

式中 k、α為常數(shù);T為熔核溫度;ω為轉(zhuǎn)速;v為焊接速度?？梢钥闯?，當(dāng)w增加時，T升高;當(dāng)v減小時，T升高。又根據(jù)晶粒長大的動力學(xué)公式

Dr=A0exp

-tn（2）

式中 A0和R為常數(shù);T為溫度;Dr為在一定溫度下保溫時間t之后的平均晶粒尺寸?？梢钥闯觯S著T的上升，Dr也在逐漸增大;在一定參數(shù)范圍內(nèi)，WN的Dr與v成反比，與w成正比。理論公式的推演與圖6微觀組織變化規(guī)律相一致。

不同焊接參數(shù)時Mg-3Zn-0.5Y合金XRD圖譜如圖7所示。由圖7可知，擠壓態(tài)Mg-3Zn-0.5Y合金母材及接頭WN區(qū)均主要由α-Mg、Mg3Zn6Y、Mg3Zn3Y2三種物相組成，即在攪拌摩擦焊接過程中，合金的相組成沒有變化。

2.4 接頭力學(xué)性能

圖8a為在相同焊速110 mm/min時，不同轉(zhuǎn)速下的力學(xué)性能變化。隨著轉(zhuǎn)速的提升，焊接接頭的力學(xué)性能（抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度及延伸率）先增大后減小。當(dāng)轉(zhuǎn)速為1 100 r/min時，抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)到最大值，為222.5 MPa和4.55%。當(dāng)轉(zhuǎn)速降低時，焊接熱輸入降低，焊縫接頭處金屬塑性流動不充分，焊縫成型相對較差，導(dǎo)致焊接接頭塑性較差。當(dāng)轉(zhuǎn)速增加時，熱輸入增加，接頭處金屬塑性流動充分，焊接接頭接頭力學(xué)性能增強(qiáng)，但是如果旋轉(zhuǎn)速度繼續(xù)增大，熱輸入不斷增加，WN區(qū)晶粒長大，力學(xué)性能降低。

圖8b為在相同轉(zhuǎn)速1 100 r/min時，不同焊速下的力學(xué)性能變化。當(dāng)焊接速度由90 mm/min增大至130 mm/min時，焊接接頭力學(xué)性能的變化趨勢均是先增大后減小。焊速越低，焊接接頭的熱輸入越大，焊核區(qū)晶粒尺寸越粗大，降低接頭力學(xué)性能。隨著焊速的增加，在一定范圍內(nèi)焊接接頭的熱輸入逐漸減小，接頭力學(xué)性能隨著焊核區(qū)晶粒尺寸的減小逐漸增強(qiáng)，而當(dāng)焊接速度過大時，又會造成熱輸入不足導(dǎo)致的焊縫上下層的受熱不均勻等，影響焊接過程中金屬的塑性流動性，導(dǎo)致力學(xué)性能降低。由圖8還可以看出，不同工藝參數(shù)下焊接接頭的力學(xué)性能都不如母材，主要原因是熱影響區(qū)受熱輸入影響，平均晶粒尺寸隨熱輸入增大而增大，且TMAZ區(qū)存在較高的殘余應(yīng)力，這些都會造成接頭力學(xué)性能下降。

不同參數(shù)下Mg-3Zn-0.5Y合金FSW接頭的室溫拉伸斷裂形貌如圖9所示。由圖9可知，斷口主要由韌窩、撕裂棱及解理臺階組成，能夠判斷焊接接頭的主要斷裂模式為韌脆混合斷裂。

3 結(jié)論

（1）采用FSW成功焊接了厚度5 mm的Mg-3Zn

-0.5Y合金擠壓態(tài)板材，當(dāng)攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 100 r/min、焊速110 mm/min時，可得到綜合力學(xué)性能較優(yōu)且表面良好無缺陷的焊縫，抗拉強(qiáng)度222.5 MPa，延伸率4.55%，抗拉強(qiáng)度達(dá)到母材性能的80.9%，但屈服強(qiáng)度和延伸率性能降低較大。

（2）Mg-3Zn-0.5Y合金FSW焊接接頭室溫拉伸的斷裂方式主要為韌脆混合斷裂，且斷口處韌窩底部存在第二相顆粒。

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