ZM5鎂合金TIG焊接接頭組織與力學性能

秦仁耀，孫兵兵，肇恒躍，郭紹慶，唐思熠，張學軍

(1 北京航空材料研究院 3D打印研究與工程技術中心，北京100095；2 沈陽飛機工業集團有限公司 駐軍代表室，沈陽 110034)

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ZM5鎂合金TIG焊接接頭組織與力學性能

秦仁耀1，孫兵兵1，肇恒躍2，郭紹慶1，唐思熠1，張學軍1

(1 北京航空材料研究院 3D打印研究與工程技術中心，北京100095；2 沈陽飛機工業集團有限公司 駐軍代表室，沈陽 110034)

采用TIG焊對ZM5鎂合金進行焊接，利用光學顯微鏡、顯微硬度儀和拉伸試驗機對ZM5鎂合金接頭的組織特征和力學性能進行研究。結果表明：ZM5合金TIG焊接接頭是由熱影響區、部分重熔區和焊縫組成。熱影響區組織是由初生α-Mg相基體和主要分布在晶界上的α-Mg+β-Mg17Al12共晶相組成；部分重熔區中共晶相不僅大量析出在晶界上，在晶內也呈現出較均勻的彌散析出，而且其β-Mg17Al12相出現顯著長大；焊縫組織則是典型的樹枝晶形貌，枝晶為初生α-Mg相，枝晶間是α+β共晶相。組織形貌的差異導致接頭各區域有著不同的顯微硬度，也使得接頭的抗拉強度和塑性都低于母材。

鎂合金；TIG焊；顯微組織；力學性能

ZM5鎂合金是典型的鎂鋁鋅系輕質結構材料，具有密度小、比強度高、阻尼性能優異、切削加工和鑄造性能好等特點。因此被廣泛應用于汽車、電子和航空等領域，如汽車的齒輪傳動變速箱箱體和輪轂、飛機的艙體隔框、整流罩和發動機罩等[1-4]，從而實現汽車、飛機輕量化和節能目的。然而，ZM5鎂合金凝固溫度范圍和膨脹系數都很大，使得其鑄件在形成過程中容易產生各種缺陷，如夾雜、冷隔、氣孔和裂紋等[5,6]；同時該合金的化學性質非常活潑、塑性相對較差，導致其零部件在服役中易出現腐蝕、開裂現象[7,8]，從而導致使用壽命縮減。因此，對缺陷鑄件和零部件進行挽救或延壽修復具有深遠的經濟意義。

目前相比于鎂合金的其他焊接方法，如：攪拌摩擦焊[9,10]、激光焊[11-13]、電子束焊[14-16]和熔化極惰性氣體保護焊(MIG)[17,18]等，鎢極氬弧焊(TIG)[2,5,19-23]因其經濟實用性以及操作靈活性而最廣泛地應用于鎂合金構件的焊接與修復領域。本工作通過對ZM5鎂合金及其TIG焊接接頭的組織與力學性能的研究，為ZM5以及其他鎂鋁鋅系鎂合金構件TIG焊的生產和修復提供一定的實驗數據和理論依據。

1　實驗材料與方法

本實驗是采用尺寸為150mm×100mm×6.5mm的鑄態ZM5鎂合金試板作為母材，用于TIG焊接的填充材料是從母材試板上截取的250mm×2.0mm×2.0mm焊絲，化學成分由Delta DP2000便攜式XRF直讀光譜儀測得，具體成分如表1所示。TIG焊實驗是采用YC-300WX鎢極氬弧焊機進行ZM5鎂合金試板焊接，母材試板的坡口形式可如圖1所示。按照HB/Z 328—1998鎂合金鑄件補焊工藝及檢驗標準的要求設計了焊接參數，依次是焊接電流為105～110A，電壓約為14.0V，保護氣體是純度為99.99%的氬氣，氣體流量約為15L/min。在焊接實驗前，對ZM5鎂合金試板和填充焊絲的表面依次進行了嚴格的機械去氧化層和丙酮去油脂清理，并采用夾具壓緊試板防止焊接變形。

表1　ZM5鎂合金、焊絲及其焊縫的化學成分(質量分數/%)

圖1　ZM5鎂合金焊件(a)拉伸試樣的截取方式；(b)焊接接頭及其尺寸Fig.1　ZM5 magnesium alloy weldment(a)indication of the tensile specimens taken from the weldment;(b)the weld joint and dimensions

本工作采用INSTRON5565型微機控制電子萬能試驗機測試ZM5鎂合金母材及其TIG焊接接頭的拉伸性能，兩者的拉伸試樣截取方式如圖1所示，試樣形貌與尺寸見圖2。ZM5鎂合金母材和接頭的顯微硬度和金相試樣由線切割后依次進行細磨和拋光，腐蝕劑是4%的硝酸酒精，腐蝕時間約為15s。兩者的顯微硬度由FM-800型顯微硬度儀測試獲得，實驗載荷和加載時間分別是0.98N和10s，并采用BX51M型光學顯微鏡(OM)對其微觀組織進行觀察和分析。

圖2　拉伸試樣及尺寸示意圖Fig.2　Illustration of the tensile specimen and dimensions

2　結果與分析

2.1母材與焊接接頭的顯微組織

圖3是采用光學顯微鏡觀察到的ZM5鎂合金母材組織，從圖3(b)中可以發現其組織主要是由淺灰色的基體相和主要分布在晶界上的黑色相組成，晶粒的平均尺寸約為159μm。進一步放大黑色晶界相后發現，晶界相是由兩相組成的共晶組織，如圖3(c)所示。根據ZM5合金的化學成分(見表1)、Mg-Al的二元相圖[19]和現有文獻[20-23]可以確定該淺灰色基體相是溶有鋁和鋅的初生α-Mg相；共晶相中沿著初生α-Mg相生長的黑色相為共晶α-Mg相，而共晶相中呈層片狀或粒狀灰白色相則是β-Mg17Al12相(見圖3(c))。此外，在初生α-Mg相基體中也析出有少量上述黑色共晶相(見圖3(a))。

圖3　ZM5鎂合金母材組織　(a)晶內共晶相;(b)母材低倍組織；(c)晶界共晶相Fig.3　Microstructure of ZM5 magnesium alloy　(a)eutectic phase precipitated in grains;(b)microstructure of parent metal at low magnification;(c)eutectic phase precipitated at grain boundaries

圖4是ZM5鎂合金TIG焊接接頭的橫截面形貌。從圖4可以發現，ZM5鎂合金TIG焊接接頭是由焊縫、部分重熔區和熱影響區組成，其中部分重熔區的平均寬度約為390μm。通過對比后發現，三者的組織形貌存在著非常顯著的差異。放大熱影響區后發現，熱影響區的組織形貌與母材比較相似，也是由初生α-Mg相基體和主要分布在晶界上的α+β共晶相組成，但其晶粒發生較明顯的長大，平均尺寸達到183μm，如圖5(a)所示。顯然這一現象可歸因于焊接過程中的熱循環作用促使晶粒長大。同時，在進一步放大其晶界相后發現，晶界共晶相中β-Mg17Al12相出現明顯的變少和尺寸減小，即β-Mg17Al12相出現溶解現象，如圖5(b)所示。這是因為隨著溫度升高，Al在α-Mg相中的溶解度變大[19,20]。顯然，ZM5鎂合金焊縫的升溫階段對熱影響區有明顯的加熱作用，使得熱影響區共晶相中β-Mg17Al12相發生溶解；然而在焊縫的降溫階段，由于熱影響區的溫度(低于437℃，即共晶液化溫度[19,20])較低以及TIG焊較快的冷卻速率，抑制了Al元素的偏析和Mg17Al12相的再度析出，從而導致熱影響區晶界共晶相中β-Mg17Al12相的減少和尺寸變小。

圖4　ZM5鎂合金TIG焊接接頭橫截面形貌Fig.4　Cross-section morphology of ZM5 magnesium alloy TIG welded joint

圖5　ZM5鎂合金TIG焊接接頭組織　(a)熱影響區低倍組織；(b)熱影響區晶界共晶相；(c)部分重熔區低倍組織；(d)部分重熔區內的共晶相；(e)焊縫低倍組織；(f)焊縫高倍組織Fig.5　Microstructures of ZM5 magnesium alloy TIG welded joint(a)microstructure of heat affected zone at low magnification;(b)eutectic phase precipitated at grain boundaries of heat affected zone;(c)microstructure of partially melted zone at low magnification; (d) eutectic phases precipitated in partially melted zone;(e)microstructure of weld metal at low magnification;(f)microstructure of weld metal at high magnification

由于ZM5鎂合金的液化溫度非常低，僅為437℃[19,20,24]。這使得緊挨著熔池的鎂合金母材在焊接高溫作用下極易發生重熔現象[15,25]，從而形成如圖5(c)所示的部分重熔區。從圖5(c)可以發現，相比于母材和熱影響區，部分重熔區的組織形貌發生很大的變化。首先，共晶相不僅大量析出在晶界上，在晶內也呈現出較均勻的彌散析出；其次，這些晶界和晶內共晶相中的β-Mg17Al12相都出現顯著長大，見圖5(d)。同時，根據圖5(a)～5(f)所示的組織形貌判斷，在TIG焊接過程中，部分重熔區的最高溫度是高于α-Mg+β-Mg17Al12的共晶溫度，卻又低于α-Mg的液相線溫度[20,21]。正是因為ZM5合金接頭部分重熔區這一特殊高溫作用促進Al元素偏析，導致晶粒內的部分區域和部分晶界上出現α+β共晶相液化，進而在后續的冷卻過程中促使更多的β-Mg17Al12相能夠在晶內和晶界上析出與長大[20,21]。

與ZM5鎂合金母材、TIG焊接接頭的熱影響區和部分重熔區一樣，焊縫也是由初生α-Mg相和α+β的共晶相組成，但其形貌也呈現出明顯的不同，如圖5(e)，(f)所示。從圖5(e)可以發現，ZM5鎂合金焊縫的組織是典型的樹枝晶形貌。根據Mg-Al的二元相圖[19]判斷可知，白色的樹枝晶是在焊接冷卻過程中最先發生凝固的初生α-Mg相，這是因為其具有相對較高的凝固溫度。枝晶間沿著初生α-Mg相生長的黑色相是共晶α-Mg相，而晶間(或共晶相中)呈粒狀的灰白色相則是最后凝固的β-Mg17Al12相(見圖5(f))。而且相比于母材，焊縫中的共晶相以及共晶β-Mg17Al12相出現較為明顯的增加(見圖3(b)和圖5(e))。這一現象可歸因于TIG焊接過程中的焊接高溫導致熔池過熱，使得沸點僅為1091℃的鎂元素出現嚴重的蒸發損失[25-27]，致使焊縫中的鋁含量明顯高于鋁在母材中含量，從而促使更多的α+β共晶相與共晶β-Mg17Al12相析出。表1所示的ZM5鎂合金母材與其焊縫化學成分的實測結果很好地證實了這一推斷。

2.2母材與焊接接頭的力學性能

2.2.1顯微硬度分析

圖6所示的是ZM5鎂合金母材及其TIG接頭的顯微硬度分布圖。從圖中曲線可以看出，焊縫(WM)的顯微硬度明顯高于熱影響區(HAZ)和ZM5母材(BM)，但顯著低于部分重熔區(PMZ)；部分重熔區的顯微硬度明顯是這4個區域中最高的，而熱影響區的顯微硬度值是隨著離熔合線距離的增加而逐漸變大，但其顯微硬度仍明顯低于母材，而且是圖6所示4個區域中最低。導致上述顯微硬度差異主要可歸因于這四者的微觀組織存在著明顯的不同。

圖6　ZM5鎂合金母材及其接頭維氏硬度分布曲線Fig.6　Vickers hardness profile of ZM5 magnesium alloy weldment

通過對比ZM5母材、熱影響區、部分重熔區和焊縫的顯微組織(見圖3和圖5)可以發現，部分重熔區中析出的共晶β-Mg17Al12相明顯最多，且彌散分布在晶內和晶界上。由于β-Mg17Al12相屬于金屬間化合物，具有非常高的硬脆性和彌散強化效應[24,27,28]，從而導致部分重熔區的顯微硬度值最高。對于焊縫而言，除了析出有相對較多的β-Mg17Al12脆硬相之外，較高的Al含量(見表1)對基體相(α-Mg相)也有著更大的固溶強化作用[27,28]，從而導致焊縫的顯微硬度值遠高于母材和熱影響區。而熱影響區中共晶β-Mg17Al12脆硬相的溶解減少和晶粒長大是導致其顯微硬度低于母材的兩大主要原因。

圖7　拉伸試樣經室溫拉伸實驗后的形貌(a)ZM5鎂合金母材試樣；(b)TIG焊接頭試樣Fig.7　Morphology of the tensile specimens after tensile test at ambient temperature(a)ZM5 magnesium alloy specimen;(b)TIG welded joint specimen

2.2.2拉伸性能分析

圖7展示的是經室溫拉伸實驗后的ZM5母材和接頭試樣形貌，發現母材試樣拉伸產生的塑性變形較均勻地出現在整個測試區域(見圖7(a))，而TIG焊接接頭試樣拉伸產生的塑性變形則主要出現在了接頭兩側的熱影響區和母材上，而接頭中心區域(寬6.0～6.5mm，經計算后判斷其應該是由焊縫與部分重熔區組成)則無明顯的塑性變形痕跡，且試樣最終的斷裂也是出現在熱影響區上(見圖7(b))。根據TIG焊接接頭的組織特點可將該現象歸結為以下兩個因素：一是熱影響區中晶界β-Mg17Al12脆硬相的溶解減少以及晶粒長大降低了其強度；另一方面是焊縫和部分重熔區中β-Mg17Al12脆硬相的大量析出明顯提高了這兩者的強度。兩個因素的綜合作用導致熱影響區的強度遠低于焊縫與部分重熔區，而且其抗拉強度值也極可能低于焊縫和部分重熔區的屈服強度，從而導致如圖7(b)所示的現象。此外，這一實驗結果也與圖6所示的硬度分布曲線結果非常吻合。

圖8給出了ZM5鎂合金母材及其TIG焊接接頭的室溫拉伸性能，其結果顯示：相比于鑄態母材，雖然TIG焊接接頭的抗拉強度和塑性都出現較明顯的降低，但其接頭系數仍達到96%。這表明經嚴格的焊前清理和適宜的焊接工藝，能夠獲得優質的ZM5鎂合金TIG焊接接頭。此外，根據圖7(b)的實驗結果可以得出，接頭的抗拉強度實質上是接頭上熱影響區的抗拉強度值。因此，接頭抗拉強度的降低可歸因于接頭熱影響區中晶界β-Mg17Al12脆硬相的溶解減少以及晶粒的長大和粗化而導致的強度弱化，從而導致接頭抗拉強度下降。接頭塑性的降低則主要是由于接頭試樣的中心區域在拉伸實驗過程中未發生塑性變形(見圖7(b))而使得測試區的塑性變形總量變小。

圖8　ZM5鎂合金母材和接頭的室溫拉伸性能Fig.8　Tensile properties of the ZM5 magnesium alloy and TIG welded joint at ambient temperature

3　結論

(1)ZM5鎂合金TIG焊接接頭是由熱影響區、部分重熔區和焊縫組成。其中熱影響區的組織與母材相近，是由初生的α-Mg相基體和主要分布在晶界上的α-Mg+β-Mg17Al12共晶相組成，但熱影響區的晶粒有較明顯的長大，且共晶相中β-Mg17Al12相出現溶解現象；部分重熔區中共晶相不僅在晶界上大量析出，在晶內也呈現出較均勻的彌散析出，而且共晶相中β-Mg17Al12相出現顯著長大；焊縫組織則是典型的樹枝晶形貌，樹枝晶為初生α-Mg相，枝晶間是α+β的共晶相。

(2)ZM5鎂合金TIG焊接接頭各區域以及母材的組織有著較大差異，使得它們的力學性能存在顯著不同。其中這4個區域的顯微硬度按由強到弱可排序為：部分重熔區>焊縫>母材>熱影響區；熱影響區的軟化現象使得接頭的強度低于母材，而焊縫和部分重熔區的超高強度導致其尚未出現塑性變形時熱影響區已經發生斷裂，從而導致接頭最終的塑性也低于母材。

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Microstructure and Mechanical Properties of TIG Weld Joint of ZM5 Magnesium Alloy

QIN Ren-yao1，SUN Bing-bing1，ZHAO Heng-yue2，GUO Shao-qing1，TANG Si-yi1，ZHANG Xue-jun1

(1 Research and Engineering Center of 3D Printing，Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China；2 Military Representative Department，Shenyang Aircraft Industry Co.,Ltd.，Shenyang 110034，China)

The ZM5 magnesium alloy plates were welded by TIG welding method. The microstructural characteristics and mechanical properties of ZM5 magnesium alloy joint were studied by optical microscopy, microhardness and tensile testers. The results show that the TIG weld joint of ZM5 magnesium alloy is composed of heat affected zone, partially melted zone and weld metal. The heat affected zone is consisted of primary α-Mg phase and eutectic phase that is composed of eutectic α-Mg and eutectic β-Mg17Al12phase and mainly precipitated at grain boundaries. In the partially melted zone, the eutectic phase is not only increasingly precipitated at grain boundaries, but also dispersed in grains, and the growth of the β-Mg17Al12phase is obviously observed. The microstructure in the weld is the typical dendritic morphology. The dendrites are considered as primary α-Mg phase, and the interdendritic regions are α+β eutectic phase. The difference in the microstructure of the heat affected zone, partially melted zone and weld results in their various microhardness values, and leads to the smaller tensile strength and ductility in the ZM5 alloy weld joint than parent metal.

magnesium alloy；TIG weld；microstructure；mechanical property

秦仁耀(1987-)，男，工程師，博士，主要從事激光增材制造及氬弧焊技術研究，聯系地址：北京市81信箱20分箱(100095)，E-mail: qinrenyao@sina.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.06.014

TG407

A

1001-4381(2016)06-0092-06

2015-06-23;

2015-11-12