马天凤，吴金杰

（河南机电高等专科学校材料工程系，河南 新乡 453000）

镁合金与其他金属相比，具有比刚度和比强度高，密度小等特点。由于以上特点，镁合金在航空航天、汽车工业等许多行业和领域获得了广泛的应用。而镁合金焊接技术和工艺是镁合金材料进一步推广应用必须解决的关键问题之一。本文以AZ31B为试验材料，研究镁合金缝焊焊接接头的微观组织及断口形貌。

1 规范焊接参数下接头的显微组织

图1为焊接电流为26.6kA，焊接电极压力为5.6kN，焊接脉冲比 Ton/Toff=3:2，焊接速度为 0.9m/min时AZ31B板材缝焊焊接接头横截面微观组织图。从图中可以看出，母材、焊缝及热影响区三个区域界限较为明显，焊缝区组织为细小的等轴晶，属铸造急冷组织［1］，其晶粒比母材和热影响区的晶粒细小，晶界上均匀分布着颗粒状的析出相。

图1 规范焊接参数下焊缝区组织

AZ31B镁合金缝焊焊接得到的焊缝组织为细小的等轴晶，出现以上组织特征主要与焊接热循环过程和镁合金的物理特性有关。分析其原因在于，一方面，由于熔池中不同部位温度梯度和结晶速度不同，造成成分过冷后的分布不同，因此，焊缝各部位会出现不同的结晶形态。在焊缝边界，即焊接熔池开始结晶处，由于熔合线上的温度梯度大，结晶速度小，很难形成成分过冷。随着晶粒逐渐远离边界向焊缝中心生长，温度梯度逐渐变小，结晶速度逐渐加快，熔质的质量分数逐渐增高，成分过冷区也逐渐增大。晶体生长到焊缝中心时，温度梯度最小，结晶速度最大、溶质的质量分数最高，成分过冷区大，最终生成等轴晶。镁合金的导热系数大，散热快，采用大功率高速焊，因此促进了焊缝区金属的快速凝固，使晶粒得到细化;另一方面，在高速焊接条件下，从理论上讲，在热源运动方向已无温度梯度存在，只在焊缝轴线的垂直方向上有温度梯度存在。当液相中温度梯度很小时，在液相中形成很宽的成分过冷区。这时不仅在结晶前沿形成等轴晶，同时也能在液相的内部生核，产生新的晶粒，晶粒的四周不受阻碍同时长大，形成等轴晶。

2 焊缝区物相分析

采用D－MAYIIA日本理学X射线衍射仪对焊缝区进行X射线衍射分析。首先使用钢锯在试样上切割出待测区域的测试样品，样品尺寸大小为7mm×5mm，然后利用水砂纸将样品表面磨平，在X射线衍射仪上分析试样得出结果如图2所示。由图2中看出，焊缝区存在Mg和Mg17Al12两种衍射峰，其中Mg17Al12的衍射峰较弱，主要是由于AZ31B合金中Al元素含量较少，相应生成的Mg17Al12化合物相对基体而言也较少所致。

图2 焊缝区X射线衍射分析图

由图3的Mg－Al二元相图可知，当合金慢速冷却时，即平衡状态下，合金首先发生匀晶反应:L→α，当合金冷却至固相线时，匀晶反应结束，伴随着缓慢冷却过程，Al原子通过扩散使α－Mg固溶体的合金成分不断趋于均匀化［2］。当温度到达固溶度曲线以下时，Mg－Al化合物β－Mg17Al12开始从固溶体中沉淀析出，一直持续到室温，镁合金平衡结晶的室温组织应为α－Mg固溶体与β－Mg17Al12沉淀相的混合物，无共晶组织。而在缝焊过程中，由于冷却速度非常快，结晶过程为非平衡过程，最终得到的是远离平衡态的组织。在冷却过程中，合金以较大的速度结晶，呈现非平衡凝固，固相线向左偏移，在L→α的转变过程中，由液相生成的α－Mg中的Al来不及扩散均匀化，致使Al在尚未凝固的液相中富集，并超过溶解度极限，使凝固组织中产生共晶组织。当温度继续下降到固溶线以下时，过饱和的固溶体会析出β相，由于Mg17Al12熔点较低，在冷却过程中以颗粒状的形式偏析于晶界，见图4b。而在热影响区近缝区中的β相则是由于该处晶界在快速加热过程中发生了部分熔化所致。图4b中大块的晶粒是先共晶的α－Mg固溶体，在晶界处为非平衡凝固产生的β－Mg17Al12离异共晶体，即共晶组织中的α－Mg依附在原有的先共晶α－Mg相上，β－Mg17Al12相则以不规则的形状分布在晶界上。由于凝固过程中存在溶质再分配，且结晶有先后，使得晶界上晶格原子排列杂乱，并可能有原子空位、间隙原子等缺陷，合金成分、杂质含量都较高，成为化学成分、晶格构造上的薄弱环节。由于呈颗粒状的β相具有硬脆性特性，分布在镁基体可以起到沉淀强化的作用，而分布在晶界时具有钉扎作用，可以阻碍晶界滑移，因此β相呈颗粒状分布时对合金强度是有利的。

用JEM－2000EX型透射电子显微镜来观测AZ31B镁合金缝焊接头组织的微观结构，得到焊缝区透射扫描照片如图4所示。图4b为分布于晶界处的第二相组织形貌相，Mg17Al12呈颗粒状弥散分布于晶界处。图4a是熔核区放大5万倍时的透射电镜形貌，由图中清晰可见三叉晶界各成120°分布，该物质是α－Mg固溶体，属密排六方结构。由透射照片和X射线衍射分析得知，焊缝区的微观组织是由α－Mg相和夹杂在α－Mg晶界处的β－Mg17Al12颗粒相组成。

3 断口分析

截取镁合金交流缝焊拉伸试样断口，在JSM－5500LV型扫描电镜上观察断口形貌(I=26.6kA，P=5.6kN，Ton/Toff=3:2，V=0.9m/min)如图 5b 所示，断裂出现在焊件的熔合区，母材的断口如图5a所示。由图5观察可知，镁合金缝焊熔合区的断裂为脆性解理断裂，熔合区的脆断倾向比母材大，在局部的撕裂棱上有少量韧窝出现。

由图5分析可知，镁合金焊接件熔合区断口属于解理断裂，镁合金AZ31B属于密排六方结构，滑移面和滑移系较少，塑性变形困难，它的解理面为{0001}晶面［3］，受到拉剪力后，位错沿滑移面运动，在解理面上形成初裂纹，由于各个晶粒的取向不同，当初裂纹通过晶界过渡到相互平行晶面的相邻晶粒中的解理面上时，能量发生改变，在局部的撕裂棱上产生韧窝。顺此趋向一直扩展，直到造成试件断裂，形成具有解理台阶的河流花样。

4 结论

1)观察焊接接头组织发现，焊缝区、热影响区和母材的分界很明显，焊缝区组织为细小的等轴晶;

2)对规范参数下得到的接头进行物相分析得出，焊缝区的相组成为α－Mg和β－Mg17Al12，在先共晶α－Mg相上析出β－Mg17Al12离异共晶体，β－Mg17Al12以颗粒状在晶界弥散析出。

3)焊接接头断裂出现在熔合区，为脆性断裂;熔合区的断裂倾向大于母材，在局部的撕裂棱上有少量韧窝。

［1］Munitz A，Cotler C，Stern A，et al.Mechanical properties and microstructure of gas tungsten arc welded magnesium AZ91D plates［J］.Material Science Engineering A，2001，302(1):68 －73.

［2］A.I.Nussbaum.52nd Annual I.M.A World Magnesium Conference［J］.Light Metal Age.1995，53(7 －8):58 －63..

［3］第一机械工业部哈尔滨焊接研究所著.焊接裂缝金相分析图谱［M］.哈尔滨:黑龙江科学技术出版社，1981.