摘要：对轧制态AZ31镁合金进行搅拌摩擦焊试验。结果表明：n/v在10~25范围内，焊缝表面成形良好，n/v过大或过小焊缝中均会产生缺陷。焊核区为细小、均匀的等轴晶；热力影响区晶粒局部较细小，有明显的变形；热影响区晶粒粗大；母材晶粒大小不均匀。焊核区与前进边热力影响区的交汇处，晶粒发生了扭曲，为接头的薄弱环节。接头抗拉强度最大值为207.2MPa，达母材强度的86.2%。随着焊接速度的增加，接头抗拉强度先增大后减小。
前言
镁合金具有密度小、比强度高、减震性强、易回收等优点，已在汽车、电子通信、国防等领域广泛应用[1]。采用镁合金结构件可以大大减轻结构重量，降低生产成本。但镁合金的广泛使用必将面临连接问题，而焊接无疑是其中的一种。采用传统的焊接方法, 存在诸多问题，如焊缝及近缝区金属易发生过热和晶粒长大、易引起较大的热应力和焊件变形、易产生裂纹、晶粒间组织存在过烧的倾向、焊接时还容易生成氢气孔等，但已有相应的解决措施[2]。
搅拌摩擦焊（FSW）是一种新型的固相连接技术，铝合金的连接应用相对较成熟，应用于其它金属的连接也有研究报道，如镁合金、钛合金、铜合金等，并且在异种金属的连接也有其独特的优势[3]。目前搅拌摩擦焊已经成功焊接的镁合金包括AZ系（Mg-A1-Zn）、AM系（Mg-A1-Mn）等[4]。张华等[5]对2.5mm厚热轧态AZ31镁合金进行搅拌摩擦焊试验，试验结果表明, 焊接参数的选择是相互制约的，每一个参数在自己的最佳范围内还需考虑与其他焊接参数的匹配，压入量适中时，最佳旋转速度为600~1180r/min，焊接速度为75~150mm/min，可获得优质的焊接接头。邢丽等[6]对3mm厚的MB8镁合金进行搅拌摩擦焊试验，发现焊核区晶粒细小均匀，而热影响区的晶粒粗大，其晶粒尺寸甚至大于母材的晶粒尺寸。熊峰等[7]对板厚为6mm 的AZ31镁合金搅拌摩擦焊接头的断裂机制进行了研究，结果表明热影响区晶粒粗大且分布不均，显微硬度最低, 是焊接接头的薄弱环节，接头最高拉伸强度可达到母材的92.7％，断裂多发生在热影响区。本文对常用轧制状态的AZ31镁合金沿轧制流线方向进行搅拌摩擦焊工艺试验，对接头的微观组织及力学性能进行分析。
1 实验材料与方法
实验材料选用轧制状态的AZ31变形镁合金，试样规格尺寸为：200mm ×70mm×2.8mm，化学成分和部分力学性能见表1和表2。
用自制的焊接夹具在X-53K型立式铣床改装成的搅拌摩擦焊设备上进行试验。试验采用右旋螺纹圆柱型搅拌针，搅拌头轴肩直径为13mm，搅拌针直径为4mm，长度为2.4mm。试板在焊接前，对待焊位置进行严格的去油污清理。在其他条件不变的情况下，通过调整搅拌头的旋转速度和焊接速度，获得表面成形良好的焊缝。垂直于焊缝横截面截取金相试样，用3%的硝酸溶液进行腐蚀, 并进行组织观察。按GB/T2651-2008 《焊接接头拉伸试验方法》，制作拉伸试样，拉伸试样的尺寸（单位：mm）如图1所示。
2 实验结果与分析
2.1 工艺参数对焊缝成形的影响
图2（a）、（b）分别是镁合金焊缝表面形貌和背部形貌，由图可知焊缝表面成形良好，未见沟槽、飞边等缺陷。焊接线能量的大小会影响焊缝的表面成形和内部塑性金属的流动, 实验采用焊接参数如表3所示。
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搅拌摩擦焊焊缝的总热输入量和塑性金属的流动状况是决定焊缝质量的关键因素。文献[8]表明，在搅拌头不变的情况下，焊缝中的总热输入量, 与搅拌头的旋转速度和焊接速度的比值（n/v）成正比。n不变，v过小，焊缝中的产热量过大，搅拌针周边焊缝金属流动性增强，大量塑性金属朝焊缝上部迁移，向下迁移的金属不足以填充搅拌针后方的空腔，就出现了隧道型孔洞缺陷，如图3（a）。n不变，v过大，焊缝中的产热量减小，产生的热量不能导致足够的塑性金属，材料不能被充分搅拌，试样的背部出现了未焊透现象，如图3（b）所示。v不变时，n越大，单位时间内搅拌头旋转的次数增加，有利于塑性金属在搅拌针轴向间的迁移，可以改善焊缝金属的流动状况。
2.2 接头微观组织形貌
图4（a）为母材原始组织，晶粒大小不均匀，个别晶粒非常粗大，大晶粒之间由较小的晶粒填充，这与母材的供货状态有关。图4（b）在为热影响区组织。由于镁合金导热性能很好，晶粒长大明显，晶粒平均尺寸较母材更加粗大。热影响区受来自焊缝摩擦热连续循环的影响，晶粒发生再结晶（再结晶温度：0.4Tm=260.4℃）。再结晶沿原始晶粒晶界形成，使晶粒得到回复和长大。图4（c）为热力影响区组织。其中初始较粗大的晶粒被拉长，形成一定的流线性，而初始较小的晶粒经回复长大明显，晶粒尺寸较焊核区大许多，使整体晶粒尺寸不均匀。靠近焊核部位的热力影响区再结晶程度大，晶粒尺寸不均匀性较小, 而远离焊核部位的热力影响区再结晶程度小晶粒尺寸不均匀性较大。图4（d）为焊核区组织。焊核区晶粒尺寸远小于其他区域的组织，而且分布均匀。该区域的金属在搅拌针的摩擦、挤压作用下，焊核区的温度最高、应变速率最大，母材原始晶粒经历剧烈的塑性变形和动态再结晶，粗大的母材晶粒不断地被打碎，再结晶晶粒来不及长大，转化为细小再结晶等轴晶晶粒。nextpage
焊核与热力影响区的过渡区域存在晶粒尺寸突变，杂质、氧化物在搅拌针的带动下在该区域上聚积，从而使该界面显得非常明显，如图4（e）。该界面是一个连续的区域，但该区域的晶粒发生了扭曲，形成台阶，如图4（f），这往往也是接头的薄弱环节。
2.3 接头力学性能
接头的拉伸强度值、延伸率，较母材均有不同程度的减小。旋转速度1180r/min，焊接速度为60mm/min时，接头的最大抗拉强度数值为203.08MPa, 为母材的84.47%；焊缝最大延伸率为8.3%；试样断裂位置均出现在前进边热力影响区附近，断口从前进边的轴间外缘一直延伸到接近焊缝中心区域, 断口呈45°断裂，如图5；随着焊接速度的增大，抗拉强度数值是先增加后减小，如图6。
文献[9]研究了AZ31镁合金的断裂机制，分析认为前进边热力影响区与焊核区交汇处，晶粒发生了扭曲，造成应力集中，并且杂质在此处富集，往往作为微裂纹的起源地，在拉力的作用下，试样发生断裂。由n/v比可知, n一定，v较小时，焊缝中的产热量大, 易于达到镁的再结晶温度，另外搅拌针在焊缝中的剧烈搅拌作用，使焊缝金属发生较大的应变，产生动态再结晶。由于Mg-A1系列镁合金中，强化相大多为β-Al12Mg17，β-Al12Mg17的熔点较低，只有460℃，当焊缝中的温度超过120~130℃时，晶界上的β-Al12Mg17 相开始软化，甚至消失。焊缝中较高的温度，使镁合金中的强化相（β-Al12Mg17）溶解，对位错的移动起不到阻碍作用，这样接头的抗拉强度得不到提升反而降低；随着焊接速度的增加，焊缝中的温度开始下降，强化相的溶解现象减弱，但是动态再结晶依然存在，动态结晶效应与强化相的匹配得到增强，并逐渐达到最佳效果，接头的抗拉强度得到提高；随着焊接速度的进一步增加，焊缝中的产热量进一步降低，动态再结晶程度减弱，晶粒尺寸相比初期变大，由霍尔-佩奇公式可知，接头的抗拉强度将降低。虽然镁是密排六方晶体，塑性并行主要是依靠滑移和孪生的协调动作，并最终受制与孪生，同时孪生会促进滑移的产生，使其塑性增加，塑性变形能力得到提高。
3 结束语
3.1 n/v在10~25范围内，焊缝表面成形良好；n/v大于25时，焊接接头内部会出现隧道型孔洞；n/v小于10时，焊接接头内部会出现未焊透缺陷。
3.2 焊核区组织为细小、均匀的等轴晶；热力影响区晶粒局部较细小，有明显变形；热影响区晶粒粗大；母材晶粒大小不均匀。
3.3 参数为n=1180r/min，v=60mm/min 时接头抗拉强度达到最大值为207.2MPa, 达母材强度的86.2%，接头延伸率为8.3 %。随着焊接速度的增加，接头抗拉强度先增大后减小。前进边焊核区与热力影响区的交汇处，晶粒发生了扭曲，为接头的薄弱环节。
