AZ91D鎂合金攪拌摩擦焊接頭組織性能研究*

李玉虎，華 鵬，劉 澳，李先芬

（合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥 230009）

0 前 言

目前，全球可再生能源越來越少，環(huán)境污染問題也愈發(fā)嚴重，在此背景下，人們對輕量化技術(shù)也越發(fā)重視[1]。作為最有潛力的輕質(zhì)材料，鎂合金被譽為“21世紀綠色工程金屬”[2-3]，由于其密度低、比強度和比剛度較高，且具有較優(yōu)的電磁屏蔽能力、阻尼減振性、散熱導(dǎo)熱性以及壓鑄加工性，同時兼具可再生、綠色環(huán)保的特點[4]，被廣泛應(yīng)用于輕量化領(lǐng)域中。然而，鎂合金的焊接性較差，采用傳統(tǒng)的熔焊方法易出現(xiàn)焊接缺陷，如裂紋[5]、氣孔[6-7]等，影響焊縫質(zhì)量。因此，尋找一種可靠的鎂合金焊接方法至關(guān)重要。

攪拌摩擦焊（friction stir welding，F(xiàn)SW）[8-9]是英國焊接研究所于1991年發(fā)明的新型固相連接方法，具有焊接成本低、焊接效率高、環(huán)保、焊接過程中母材不熔化等優(yōu)勢，尤其適用于鋁、鎂等輕質(zhì)合金的同種或異種焊接[10]，為輕量化應(yīng)用領(lǐng)域提供了新的焊接技術(shù)。Sucharitha等[11]使用螺紋圓柱形工具進行了AZ31鎂合金FSW，研究了FSW過程中轉(zhuǎn)速對接頭抗拉強度和硬度的影響，結(jié)果表明，在1 120 r/min轉(zhuǎn)速下接頭獲得了高抗拉強度，此時晶粒尺寸減小，而在900 r/min的轉(zhuǎn)速下接頭具有更高的硬度。Chiuzuli等[12]研究了間隙寬度對AZ31鎂合金板FSW接頭質(zhì)量的影響，結(jié)果表明，除使用最大間隙寬度產(chǎn)生的焊縫外，所有焊縫均具有良好的表面光潔度，且無內(nèi)部缺陷；隨著間隙寬度的增加，攪拌區(qū)內(nèi)的焊縫厚度減少；微觀結(jié)構(gòu)和維氏硬度研究表明，間隙寬度對這些性能沒有影響；在0.51 mm間隙寬度內(nèi)，隨著間隙寬度的增加，極限抗拉強度略有下降。吳曉明等[13]研究了FSW對AZ61鎂合金組織和性能的影響，結(jié)果表明，拉伸試件的斷裂位置位于熱影響區(qū)，均為韌性斷裂和準解理斷裂的組合；熱影響區(qū)部分晶粒有所長大，焊核區(qū)為細小的等軸晶，組織由α-Mg 相和沿晶界分布的β-Al12Mg17相組成，熱機影響區(qū)晶粒大小不均勻，可觀察到較明顯的塑性流變帶結(jié)構(gòu)；焊核區(qū)的硬度分布近似為均值，且與母材的相差不大，熱影響區(qū)的硬度最低。Xu等[14]研究了快速冷卻FSW 對AZ61鎂合金組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)增大冷卻速度可以改善焊縫的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，焊縫中獲得了含有位錯、β-Mg17Al12顆粒和10-12孿晶的細晶粒結(jié)構(gòu)，焊縫顯示出更高的屈服強度；此外，由于10-12TBs的出現(xiàn)，實現(xiàn)了強度和延展性的良好結(jié)合。由此可見，采用FSW 可實現(xiàn)AZ 系列中AZ31[15]、AZ61[16]鎂合金的良好連接，而AZ系列中AZ91鎂合金焊接性更差。因此，本研究采用FSW方法，對6 mm 厚AZ91D 鑄造鎂合金進行同種焊接，探究工藝參數(shù)對焊接接頭質(zhì)量的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本研究以AZ91D鑄造鎂合金為母材，線切割加工成尺寸55 mm×80 mm×6 mm的板材。圖1所示為AZ91D鎂合金的鑄態(tài)組織微觀形貌，由圖1可以看出，大部分β-Al12Mg17相以粗大的不規(guī)則網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)分布在α-Mg晶界處，但也有小部分以顆粒狀分布在α-Mg基體中，顆粒大小不一。

圖1 AZ91D鎂合金母材組織

試驗前用砂紙將鎂合金板材表面打磨干凈并用酒精、丙酮清洗，保證試驗中母材表面的氧化膜和雜質(zhì)對于焊縫中成分及焊縫質(zhì)量沒有影響。

1.2 試驗方法

采用X53K立式銑床改裝成的攪拌摩擦焊接設(shè)備進行AZ91D鎂合金同種焊接試驗，焊接工藝參數(shù)見表1。攪拌頭選擇圓柱螺紋攪拌頭；軸肩直徑17 mm，傾角2.8°；攪拌針長度為4.5 mm，直徑為6 mm。對接方式及攪拌頭形狀如圖2所示。

表1 焊接工藝參數(shù)

圖2 對接方式及攪拌頭形貌

焊接后，取焊接接頭試樣，將試樣橫截面向外進行熱鑲樣，之后進行磨樣、拋光直至鏡面，用蒸餾水沖洗干凈，再用超聲波清洗儀清洗10 min，最后用電吹風(fēng)機干燥表面。采用腐蝕液（3 g 苦味酸+20 mL 乙酸+50 mL 酒精+20 mL 水）對試樣表面進行腐蝕，腐蝕時間為5 s。腐蝕結(jié)束后，采用蔡司Stemi305 型體視鏡、江南MR5000 光學(xué)顯微鏡、日立SU8020 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察分析AZ91D 鎂合金同種焊焊接接頭界面宏觀和微觀組織特征。利用VTD401 數(shù)顯顯微硬度計測量接頭橫截面的顯微硬度，載荷為50 g，加載時間為10 s。依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料室溫拉伸試驗方法》設(shè)計拉伸試樣，拉伸試樣尺寸及取樣位置如圖3 所示，拉伸試樣厚度為2 mm，0.5 mm 的凹陷為壓下量，將從焊縫表面到焊縫內(nèi)2.25 mm 的厚度部分定義為上層，2.25 mm 到4.5 mm 的厚度部分定義為下層（多余厚度為切割損耗量，4.5 mm 正好為焊接區(qū)域厚度），剩下的1 mm 左右的厚度部分則為未焊透區(qū)域（該區(qū)域為舍棄部分）。拉伸試驗在高溫電子萬能材料試驗機（AG-100KNXplus）上進行，拉伸試驗所采用的拉伸速率均為1.2 mm/min。

圖3 拉伸試樣尺寸及取樣位置示意圖（單位：mm）

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 試樣宏觀形貌及接頭截面形貌分析

圖4所示為不同工藝參數(shù)下AZ91D鎂合金同種FSW 焊縫宏觀形貌及截面形貌，工藝參數(shù)用X-X-X格式表示，如300-47.5-0.5表示攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度300 r/min、行進速度47.5 mm/min、壓下量0.5 mm，截面形貌左側(cè)為前進側(cè)（advancing side,AS），右側(cè)為后退側(cè)（retreating side, RS），壓下量固定為0.5 mm。從圖4可以看出，所有參數(shù)焊縫表面光滑，攪拌摩擦紋路連續(xù)致密，無犁溝，但均出現(xiàn)了小的飛邊缺陷，攪拌區(qū)域呈現(xiàn)上寬、下窄的“盆地狀”特征。

當行進速度固定時，隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度的增大，接頭內(nèi)部成型變差。當攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為300 r/min時，焊縫表面光滑、接頭內(nèi)部沒有缺陷。但當攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度增大到600 r/min、950 r/min時，接頭內(nèi)部均在AS側(cè)底部出現(xiàn)了孔洞、隧道等缺陷。這是因為隨著旋轉(zhuǎn)速度增大，焊接熱輸入也隨之增加，導(dǎo)致接頭內(nèi)部金屬流動性增強，在攪拌頭的旋轉(zhuǎn)作用及軸肩的壓力下向外流出，使接頭AS側(cè)底部金屬缺失，無法補充，進而造成缺陷，并隨著旋轉(zhuǎn)速度增大，缺陷也隨之增大。

當攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度固定為300 r/min時，隨著行進速度增大，接頭內(nèi)部成型質(zhì)量變差。這是因為隨著行進速度增大，焊接熱輸入減少，接頭內(nèi)部金屬流動性減弱，導(dǎo)致接頭內(nèi)部金屬不夠致密，成型變差。在攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度固定為600 r/min和950 r/min時，隨著行進速度增大，接頭內(nèi)部缺陷隨之增大。這是因為此時攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度較大，接頭內(nèi)部出現(xiàn)了金屬缺失，而隨著行進速度的增大，導(dǎo)致材料無法及時填補焊接過程中接頭內(nèi)部AS 側(cè)因金屬缺失而造成的缺陷，并隨著行進速度增大，缺陷也隨之增大。

綜上所述，從焊縫宏觀形貌及接頭截面形貌的角度，對攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度和行進速度兩個主要參數(shù)甄選。當壓下量一定時，隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)或行進速度增大，接頭成型變差，試驗最佳工藝為：旋轉(zhuǎn)速度300 r/min，行進速度47.5 mm/min，壓下量0.5 mm。

2.2 焊接接頭微觀組織

圖5 和圖6 為300-47.5-0.5 參數(shù)下焊接接頭及不同區(qū)域金相組織圖，從圖6可以發(fā)現(xiàn)，相較于母材區(qū)，焊核區(qū)（WNZ）顏色整體更加明亮，其焊接區(qū)域中心可以看到非常明顯的“洋蔥環(huán)”特征。HAZ組織形貌與母材相近，但網(wǎng)狀β-Al12Mg17相變得細小且不連續(xù)。這是因為HAZ在焊接過程中未受到攪拌針機械旋轉(zhuǎn)作用，但受到焊接熱循環(huán)影響，HAZ組織輕微長大，且在焊接過程中部分β-Al12Mg17相溶入α-Mg基體中，在隨后的冷卻過程中，因鎂合金散熱速度過快，導(dǎo)致溶入α-Mg基體的β-Al12Mg17相只有極少部分析出。

圖5 焊接接頭微觀組織及觀察位置

圖6 接頭不同區(qū)域金相組織形貌

熱力影響區(qū)（TMAZ）組織呈現(xiàn)出流線形態(tài)，鎂合金及β-Al12Mg17相呈現(xiàn)被拉長的形態(tài)，組織大小不均，這是因為在攪拌頭機械旋轉(zhuǎn)以及焊接熱循環(huán)作用下，該區(qū)材料發(fā)生了塑性變形，但因該區(qū)未與攪拌頭直接接觸，變形程度小，僅在攪拌頭的剪切作用下被拉長。此外，分別對比圖6 各區(qū)域金相組織，可看到AS 側(cè)組織和RS 側(cè)組織有明顯的不同。AS 側(cè)WNZ 與HAZ 分界明顯，其過渡界面（TMAZ）很薄，只有幾個晶粒的厚度，呈現(xiàn)出突變趨勢；然而RS側(cè)WNZ 與HAZ 分界不明顯，其過渡界面（TMAZ）呈現(xiàn)出漸變趨勢。這主要是因為AS 側(cè)WNZ 金屬在攪拌頭旋轉(zhuǎn)作用下，流動方向與母材相反，組織形變明顯，而RS 側(cè)則與之相反，同時RS 側(cè)焊接熱輸入要比AS 側(cè)高，進而RS 側(cè)TMAZ及HAZ范圍以及晶粒大小比AS側(cè)更大。

在低倍下WNZ呈現(xiàn)洋蔥圈結(jié)構(gòu)，而高倍下可以看到WNZ由等軸晶粒組成，其晶粒大小較為均勻，同時粗大的網(wǎng)狀β-Al12Mg17相完全消失，分為三部分：①呈條帶狀結(jié)構(gòu)分布在焊核區(qū)中，如圖6（c）和圖6（d）中的黑色條帶狀結(jié)構(gòu)；②轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿浬⑾喾植荚诰Ы缣帲虎廴苋肓甩?Mg基體中并在隨后冷卻過程中析出了極少部分。這是因為在攪拌頭機械旋轉(zhuǎn)和焊接熱循環(huán)作用下，WNZ 金屬在破碎-結(jié)晶長大-破碎的反復(fù)作用下，最終形成較為均勻的細小等軸晶。網(wǎng)狀β-Al12Mg17相也在攪拌頭機械旋轉(zhuǎn)作用下發(fā)生破碎，但因攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度較低，只有部分網(wǎng)狀β-Al12Mg17相完全破碎成細小彌散相，分布在晶界處，而未被完全破碎的β-Al12Mg17相則隨金屬流動最終形成條帶狀結(jié)構(gòu)分布在WNZ。同時在焊接熱循環(huán)的作用下，部分β-Al12Mg17相溶入了α-Mg 基體中，并且在后續(xù)的冷卻過程中因冷卻速度過快只能析出極少相，導(dǎo)致焊核區(qū)的β-Al12Mg17相遠比母材少。

因此，對母材以及WNZ 進行EDS 點掃，掃描結(jié)果如圖7 所示。由掃描結(jié)果可知，母材α-Mg 基體中的鋁含量為3.42%，而焊核區(qū)α-Mg基體中的鋁含量為8.76%，前者要遠比后者低，這表明在焊接過程中，焊核區(qū)中部分β-Al12Mg17相在攪拌頭機械旋轉(zhuǎn)及焊接熱循環(huán)的作用下，固溶進α-Mg 基體中。同時焊核區(qū)中白色顆粒點的鋁含量為23.39%，這表明在隨后的冷卻過程中只有極少數(shù)β-Al12Mg17相析出。

圖7 母材和焊核區(qū)EDS點掃示意圖

對AZ91D 鑄造鎂合金母材以及焊核區(qū)進行XRD 掃描，分析結(jié)果如圖8 所示，從圖8 可以看出，AZ91D 鑄造鎂合金母材與焊核區(qū)同樣含有α-Mg 和β-Al12Mg17相，但與母材相比，焊核區(qū)β-Al12Mg17相的衍射峰數(shù)量減少，高度降低，這也變相地說明了AZ91D 鑄造鎂合金焊核區(qū)中β-Al12Mg17相含量降低，與前文分析結(jié)果相同。

圖8 母材及焊核區(qū)XRD結(jié)果示意圖

圖9 為接頭SEM 微觀組織，可以看到接頭組織呈現(xiàn)出三種明顯不同形貌，分別為冠狀區(qū)（圖5 中g(shù) 處）、中心區(qū)（圖5 中c 處）、底部區(qū)（圖5中h處）形貌。冠狀區(qū)寬度與攪拌頭軸肩直徑一致，縱向厚度大約為圓柱螺紋攪拌針底部無螺紋長度（1.0 mm）；中心區(qū)和底部區(qū)寬度與攪拌針直徑相當，但前者厚度為攪拌針螺紋長度（約為3.0 mm），后者厚度為攪拌針頂端倒角厚度（約為0.5 mm）。冠狀區(qū)與中心區(qū)由大小不均勻的α-Mg 組成，晶粒尺寸分別為3～8 μm 和4～12 μm，底部區(qū)平均晶粒尺寸為2～4 μm，組織均勻，在它們的晶界處都分布著許多細小彌散的β-Al12Mg17相。造成晶粒大小不一的原因主要是晶粒在焊接過程中受到的熱輸入以及攪拌頭機械旋轉(zhuǎn)作用不同造成的，攪拌摩擦焊的熱量主要來源于軸肩與焊件材料上表面的摩擦熱，其次為攪拌針與接合面之間的摩擦熱，但由于焊接板材為薄板材料，在焊接完成后，因冠狀區(qū)接觸空氣，散熱速度較快，而中心區(qū)受到攪拌針的充分旋轉(zhuǎn)摩擦，散熱速度慢，同時冠狀區(qū)受到的攪拌頭機械旋轉(zhuǎn)作用要大于中心區(qū)，晶粒破碎程度大。因此在二者共同作用下，冠狀區(qū)晶粒小于中心區(qū)。底部區(qū)受到的焊接熱循環(huán)相對最弱，同時與工作臺相接觸，散熱速度也最快，因此其晶粒也最小。

圖9 接頭中心不同區(qū)域SEM組織形貌

2.3 硬度性能試驗

對圖9中接頭冠狀區(qū)、中心區(qū)、底部區(qū)三個不同深度位置進行水平方向硬度測試，結(jié)果如圖10（a）所示。中心區(qū)和底部區(qū)深度位置的水平方向硬度分布近似“W”型，而冠狀區(qū)深度位置的水平方向硬度分布狀況則近似水平。這主要是因為冠狀區(qū)為軸肩攪拌區(qū)，寬度與焊縫寬度一致，無熱影響區(qū)及母材區(qū)，因此水平方向硬度分布近似水平；而中心區(qū)與底部區(qū)為攪拌針攪拌區(qū)，寬度與攪拌針直徑一致，兩側(cè)為熱影響區(qū)與母材，呈現(xiàn)攪拌摩擦焊道典型硬度特點，因此水平方向硬度分布近似“W”型。

圖10 焊縫水平方向硬度分布

焊核區(qū)從上到下不同深度的水平方向硬度均值 依 次 為84.06HV0.05、80.05HV0.05、86.31HV0.05，即中心區(qū)硬度＜冠狀區(qū)硬度＜底部區(qū)硬度。造成這種情況主要與晶粒大小有關(guān)，由上文知晶粒大小順序為：底部區(qū)＜冠狀區(qū)＜中心區(qū)，由霍爾佩奇公式反映的顯微硬度與晶粒大小的關(guān)系可知，晶粒越大，硬度越低，試驗結(jié)果符合變化規(guī)律。

不同工藝參數(shù)下焊縫中心區(qū)深度位置水平方向硬度測試結(jié)果如圖10（b）所示，不同工藝參數(shù)下的水平方向硬度分布也近似“W”型，當攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度分別為300 r/min、600 r/min、950 r/min時，焊核區(qū)平均硬度依次為80.05HV0.05、77.88HV0.05和74.93HV0.05。主要因為隨著攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度的增加，焊接熱輸入增加導(dǎo)致焊核區(qū)晶粒增大的效果要大于攪拌頭旋破碎焊核區(qū)晶粒的效果，最終導(dǎo)致焊核區(qū)硬度降低。

2.4 拉伸性能試驗

母材和FSW 接頭拉伸試樣斷裂位置如圖11 所示，母材拉伸試樣斷裂位置為試樣中間，而接頭拉伸試樣斷裂位置與其不同，300-47.5-0.5 上層試樣和300-47.5-0.5 下層試樣斷裂位置主要為AS 側(cè)熱影響區(qū)。這是因為該區(qū)受到焊接熱循環(huán)作用，晶粒略微長大且分布不均，易導(dǎo)致應(yīng)力集中過大，相較于均勻分布，晶粒細小的焊核區(qū)在相同外力作用下更容易發(fā)生試樣斷裂。

圖11 母材和FSW接頭斷裂位置

母材和FSW接頭拉伸試驗結(jié)果顯示，母材抗拉強度為101.857 MPa，接頭上層和下層的抗拉強度分別為145.123 MPa 和125.963 MPa，均超過母材。這是因為接頭熱影響區(qū)雖然受到焊接熱循環(huán)的作用，其晶粒比母材略微長大，但其網(wǎng)狀β-Mg17Al12相變得細小且不連續(xù)，細小彌散的β-Mg17Al12相能阻礙接頭的斷裂，而母材中粗大的網(wǎng)狀β-Mg17Al12相則會弱化晶界，因此接頭拉伸強度要大于母材。同時接頭上層受到的軸肩焊接熱循環(huán)大于下層，這也是接頭上層拉伸強度大于下層的原因。因此，RS 側(cè)熱輸入要大于AS 側(cè)，這也是接頭斷裂位置主要在AS 側(cè)的原因。

3 結(jié) 論

（1）采用攪拌摩擦焊可實現(xiàn)6 mm厚AZ91D鑄造鎂合金同種焊接。攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為300 r/min、行進速度為30～95 mm/min、壓下量為0.5 mm 時，可得到焊縫表面及內(nèi)部無缺陷的焊接接頭，且最優(yōu)焊接參數(shù)為300 r/min-47.5 mm/min-0.5 mm。

（2）與母材相比，焊核區(qū)由較均勻的等軸晶組成，而母材中的網(wǎng)狀β-Mg17Al12金屬間化合物部分轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿浬㈩w粒、長條狀β-Mg17Al12，部分溶入到α-Mg 基體中；焊縫中心微觀組織根據(jù)晶粒大小可以分為三個區(qū)域，從上到下分別為冠狀區(qū)、中心區(qū)和底部區(qū)，中心區(qū)晶粒最大，冠狀區(qū)次之，底部區(qū)最小。

（3）焊縫中心冠狀區(qū)水平方向硬度分布近似水平，中心區(qū)及底部區(qū)硬度則近似“W”型，且該三個區(qū)域焊核區(qū)部分平均硬度與其晶粒大小成反比；增大轉(zhuǎn)速時，焊核區(qū)的平均硬度逐漸降低，這表明焊接熱輸入的影響要大于攪拌頭破碎晶粒的影響。

（4）接頭拉伸試樣上層和下層斷裂位置主要為AS 側(cè)熱影響區(qū)，該區(qū)晶粒大小不均，易應(yīng)力集中過大，是接頭的薄弱位置。接頭上層和下層的抗拉強度分別為145.123 MPa 和125.963 MPa，明顯大于母材抗拉強度（101.857 MPa），這是因為熱影響區(qū)中細小彌散的β-Mg17Al12相能阻礙接頭的斷裂，提高接頭力學(xué)性能。