AZ31 鎂合金FSW 接頭組織與性能

雷朱坦，耿家源

（荊州學(xué)院，湖北 荊州 434000）

0 前言

隨著全球工業(yè)污染引起的環(huán)境問題日益突出，節(jié)能減排成為眼下急切的需求，輕質(zhì)材料的應(yīng)用因能夠有效的降低能耗而尤為重要[1-3]，鎂合金以其較低的密度、良好的機(jī)械加工性和較高的比強(qiáng)度等優(yōu)點(diǎn)[4-5]，在各工業(yè)生產(chǎn)領(lǐng)域中均有廣泛的應(yīng)用，如汽車前后蓋板、航空航天用發(fā)動機(jī)、電子產(chǎn)品外殼等，上述鎂合金產(chǎn)品的應(yīng)用都需要通過焊接的方法來進(jìn)行連接生產(chǎn)，但是傳統(tǒng)焊接方法多為熔化焊，鎂合金采用這些方法進(jìn)行焊接后會出現(xiàn)熱裂、孔洞、變形[6-7]等缺陷。而攪拌摩擦焊（FSW）是固相連接，即在焊接過程中接頭部分溫度低于母材熔點(diǎn)，故不會出現(xiàn)上述傳統(tǒng)焊接方法的缺陷[8-10]。FSW 是將一個圓棒狀金屬攪拌頭在壓力的作用下插入工件連接處，攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)使工件連接處被攪拌摩擦，從而溫度升高使材料軟化，最終形成牢固的焊縫。

被稱為“最為革命性的焊接技術(shù)”的FSW 最初是由英國焊接研究所發(fā)明[11]，多用來對鋁合金進(jìn)行焊接，但是隨著可持續(xù)發(fā)展的提出FSW 開始應(yīng)用于其他輕金屬，如鎂合金。大多數(shù)鎂合金攪拌摩擦焊接頭組織和力學(xué)性能的研究都集中在薄板的連接上[12-14]，對較厚鎂合金板材的攪拌摩擦焊接頭研究較少。而鎂合金的耐腐蝕性能是使用壽命的關(guān)鍵因素之一，會影響其進(jìn)一步實(shí)際工程應(yīng)用[15]。因此文中研究了不同焊接速度對12 mm 厚AZ31 鎂合金板材攪拌摩擦焊接頭顯微組織、力學(xué)和耐腐蝕性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

攪拌摩擦焊試驗(yàn)研究對象為12 mm 厚的AZ31 鎂合金軋制板材，垂直軋制方向的抗拉強(qiáng)度為250.3 MPa。攪拌摩擦焊前，AZ31 鎂合金板材被加工成若干尺寸為100 mm × 70 mm × 12 mm 的試樣，隨后對鎂合金板材進(jìn)行預(yù)處理，先將板材表面氧化物用砂紙打磨之后用丙酮清洗干凈。將清洗干凈的試樣用專用夾具將其在型號為FSW-LM-AM16-2D 攪拌摩擦焊機(jī)平臺上固定，攪拌摩擦焊進(jìn)行時攪拌頭轉(zhuǎn)速固定為1 200 r/min，焊接速度分別為30，60，80 mm/min，試樣分別對應(yīng)標(biāo)記為1 號、2 號和3 號。焊接方向與鎂合金板材初始軋制方向一致，焊接時，下壓量保持恒定為0.2 mm，傾斜角為2.5° 。試驗(yàn)選用的是帶有螺紋的攪拌針，軸肩為內(nèi)凹型，其軸肩直徑為30 mm，攪拌針長度為11.8 mm。

攪拌摩擦焊后切割制備好的金相試樣分別經(jīng)120，600，1000，1500，2000 目砂紙打磨后并拋光至無劃痕的光亮鏡面，隨后使用苦味酸、冰醋酸、水和酒精混合配制而成的腐蝕劑進(jìn)行腐蝕，其混合比例為4.2 g∶10 mL∶10 mL∶70 mL，用型號為OLYMPUS PMG3 的光學(xué)顯微鏡觀察焊接接頭各區(qū)域的金相組織。攪拌摩擦焊后的樣品經(jīng)線切割加工成拉伸試樣，拉伸時速度保持為1 mm/min，為了使測試數(shù)據(jù)準(zhǔn)確，每個樣品測試3 次，最后以平均值作為拉伸試驗(yàn)結(jié)果，之后用型號TESCAN VEGA 3 LMH 的掃描電子顯微鏡觀測不同工藝參數(shù)條件下的斷口形貌。采用型號PGSTAT302N 電化學(xué)工作站在3.5% NaCl（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）溶液中測量試樣焊核區(qū)的極化曲線，分析不同試樣的耐腐蝕性能。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀組織分析

圖1 為試樣3 號（焊接速度為80 mm/min）焊接接頭不同區(qū)域的金相組織，其中包括母材（BM）、熱影響區(qū)（HAZ）、熱力影響區(qū)（TMAZ）、焊核區(qū)（SZ），以及焊接時前進(jìn)側(cè)（AS）與后退側(cè)（RS）的熱力影響區(qū)（TMAZ）與焊核區(qū)(SZ)的分界線。由圖中可以發(fā)現(xiàn)焊接接頭不同區(qū)域的晶粒大小相比母材都發(fā)生了改變，表1 為焊接接頭不同區(qū)域的平均晶粒尺寸。相比母材，焊核區(qū)（SZ）平均晶粒尺寸由41.58 μm 減小至14.67 μm，而熱影響區(qū)（HAZ）平均晶粒尺寸卻從41.58 μm 增加到46.19 μm，熱力影響區(qū)（TMAZ）平均晶粒尺寸為36.70 μm，介于焊核區(qū)（SZ）與熱影響區(qū)（HAZ）之間。

表1 焊接速度為80 mm/min 時試樣各區(qū)域的晶粒尺寸

圖1a 母材（BM）顯微組織不是均勻的等軸晶粒，其中一部分晶粒在焊前經(jīng)過軋制，在塑性變形過程中被擠壓伸長，為典型的帶狀軋制組織。圖1b 為熱影響區(qū)（HAZ）的顯微組織，由圖可知該區(qū)域的晶粒此時沒有受到機(jī)械攪拌的作用，僅在熱循環(huán)的作用下發(fā)生顯著的長大粗化。圖1c 為熱力影響區(qū)（TMAZ）的顯微組織，在部分受到攪拌頭的機(jī)械攪拌和熱循環(huán)的雙重作用下，該區(qū)域的晶粒一部分長大粗化，另一部分發(fā)生再結(jié)晶而細(xì)化。圖1d 為焊核區(qū)（SZ）的顯微組織，可看出該區(qū)域是由動態(tài)再結(jié)晶形成的均勻等軸晶粒。

圖1e 中白色線為前進(jìn)側(cè)（AS）熱力影響區(qū)（TMAZ）與焊核區(qū)（SZ）的分界線。圖1f 中白色線為后退側(cè)（RS）熱力影響區(qū)（TMAZ）與焊核區(qū)（SZ）的分界線。對比可知前進(jìn)側(cè)的分界線比后退側(cè)的分界線更為明顯，其原因是：攪拌摩擦焊過程中，由于空腔作用使得前進(jìn)側(cè)焊縫內(nèi)的金屬沿著攪拌針旋轉(zhuǎn)的反方向被擠壓到攪拌針的后方，而在攪拌針的外圍金屬塑性流動方向卻與焊接方向相一致，兩者的塑性流動方向相反，從而使得焊縫金屬與攪拌針外圍金屬之間有較大的相對變形差，導(dǎo)致了前進(jìn)側(cè)的分界線明顯。反之，后退側(cè)中焊縫內(nèi)的金屬與攪拌針的外圍金屬塑性流動方向相同，進(jìn)而使得后退側(cè)的分界線沒有前進(jìn)側(cè)的明顯。

圖1 焊接速度為80 mm/min 時不同區(qū)域的顯微組織

2.2 力學(xué)性能分析

圖2 為不同焊接速度條件下攪拌摩擦焊試樣抗拉強(qiáng)度（UTS）和斷后伸長率（EL）變化情況的對比。在攪拌摩擦焊前，母材的抗拉強(qiáng)度與斷后伸長率分別為250.3 MPa 和20.9%，由圖2 可知，當(dāng)焊接速度為30 mm/min 時，其接頭的抗拉強(qiáng)度與斷后伸長率分別為175.8 MPa 和8.2%。當(dāng)焊接速度增加到60 mm/min時，接頭抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別增加至190.3 MPa和10.9 %，此時抗拉強(qiáng)度為母材強(qiáng)度的76%。當(dāng)焊接速度為80 mm/min 時，接頭抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均下降至151.8 MPa 和7.1 %。圖2 可知，當(dāng)攪拌摩擦焊攪拌頭轉(zhuǎn)速保持1 200 r/min 一定時，隨著焊接速度的增大，接頭的抗拉強(qiáng)度與斷后伸長率均呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢。

圖2 不同焊接速度下試樣抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率

當(dāng)焊接速度由60 mm/min 增加至80 mm/min 時，此時接頭抗拉強(qiáng)度減少了38.5 MPa，是因?yàn)楹附铀俣鹊脑黾?，而攪拌頭轉(zhuǎn)速保持不變，使得攪拌摩擦焊熱輸入有所減小，晶粒尺寸變小，抗拉強(qiáng)度應(yīng)增加，但是與60 mm/min 時抗拉強(qiáng)度值相比反而下降，主要是由于焊接速度增加到80 mm/min，熱輸入變小，導(dǎo)致合金材料塑性流動變差，織構(gòu)弱化作用增加，這時織構(gòu)弱化作用大于晶粒細(xì)化作用，所以接頭抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率下降。而當(dāng)焊接速度由60 mm/min降低到30 mm/min 時，此時攪拌摩擦焊熱輸入過大，晶粒受熱粗化嚴(yán)重，接頭抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率也隨之下降。當(dāng)焊接速度為60 mm/min 時，熱輸入合適，焊縫金屬塑性流動充分，同時晶粒也不會過于粗大，此時抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率最大。因此當(dāng)攪拌頭轉(zhuǎn)速為1 200 r/min，焊接速度為60 mm/min 時，此時接頭綜合性能最佳。

2.3 斷口分析

圖3 為不同焊接速度（30，60，80 mm/min）條件下試樣的斷口形貌，圖3a 為焊接速度為30 mm/min時試樣1 斷口形貌，可以觀察到少量撕裂棱、準(zhǔn)解理面和一定數(shù)量小而淺的韌窩。圖3b 所示為焊接速度為60 mm/min 時試樣2 斷口形貌，其特征是韌窩數(shù)量變多，且韌窩變的大而深，試樣2 的斷后伸長率相比試樣1 號得到了提高。圖3c 為焊接速度為80 mm/min時試樣3 斷口形貌，可以發(fā)現(xiàn)斷口韌窩變小且淺，數(shù)量變少，撕裂棱變多，試樣3 的斷后伸長率下降，與前面拉伸試驗(yàn)結(jié)果符合。

圖3 不同焊接速度下試樣的斷口形貌

2.4 耐腐蝕性能分析

圖4 為轉(zhuǎn)速1 200 r/min 時，不同焊接速度下AZ31鎂合金攪拌摩擦焊試樣焊核區(qū)的極化曲線，表2 為不同焊接速度下AZ31 鎂合金攪拌摩擦焊試樣焊核區(qū)的電化學(xué)擬合參數(shù)。自腐蝕電位越大，自腐蝕電流密度越小表明材料的耐腐蝕性能越好。由圖4 及表2可知，在攪拌摩擦焊之前，試樣焊核區(qū)的自腐蝕電位為-1.47 V，自腐蝕電流密度為8.7 × 10-5A/cm2。當(dāng)焊接速度分別為30，60，80 mm/min 時，試樣焊核區(qū)的自腐蝕電位分別為-1.48，-1.44，-1.52 V，其對應(yīng)的自腐蝕電流密度分別為1.5 × 10-4，4.5 × 10-5，7.1 × 10-5A/cm2。測試結(jié)果中可以看出，2 號樣品（焊接速度為60 mm/min）自腐蝕電位最高，自腐蝕電流密度最小，所以其耐腐蝕性能最好。當(dāng)攪拌摩擦焊攪拌頭轉(zhuǎn)速一定時，隨焊接速度的增加，耐腐蝕性能先增強(qiáng)后下降。當(dāng)焊接速度為30 mm/min 時，此時產(chǎn)熱較多，焊核區(qū)晶粒受熱循環(huán)的作用，焊核區(qū)晶粒粗大，晶粒越大，晶界處析出的第二相粒子越多，發(fā)生沿晶腐蝕的傾向就越大，使得耐腐蝕性能不好。當(dāng)焊接速度由30 mm/min上升到60 mm/min 時，試樣的耐腐蝕性能增強(qiáng)是由于焊接速度變大導(dǎo)致焊核區(qū)晶粒細(xì)化，從而提高了耐腐蝕性能。而當(dāng)焊接速度繼續(xù)增加至80 mm/min時，試樣的耐腐蝕性能反而降低，其原因是焊接速度的增加導(dǎo)致產(chǎn)熱減少，產(chǎn)生的熱量不能使焊縫中的Mg17Al12相固溶到基體中，與前面低焊接速度相比，焊縫中Mg17Al12相數(shù)量更多，形成了更多原電池，使得耐腐蝕性能下降。

圖4 不同焊接速度下的極化曲線

表2 不同焊接速度下試樣焊核區(qū)的電化學(xué)擬合參數(shù)

3 結(jié)論

（1）AZ31 鎂合金攪拌摩擦焊接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率均隨著焊接速度的增加呈現(xiàn)先增大后減小的變化趨勢。其中在攪拌摩擦焊工藝參數(shù)為1 200 r/min-60 mm/min 條件下，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最高值190.3 MPa，接頭的綜合性能最佳。此時拉伸斷口形貌中韌窩大而深。

(2) 由電化學(xué)測試可得焊接接頭焊核區(qū)的耐腐蝕性能隨焊接速度的增大呈現(xiàn)先上升后降低的趨勢，當(dāng)焊接速度為60 mm/min 時，自腐蝕電流密度最小，其值為4.5 × 10-5A/cm2，耐腐蝕性能最好。