吕东泽， 刘 威， 李于朋

(长春工业大学 教育部先进结构材料重点实验室， 吉林 长春 130012)

0 引 言

镁合金具有低密度、高比强度、优异的刚度和阻尼性能，并且具有良好的铸造性、可回收利用等优良特性[1-3]，近年来在汽车、航空航天、电子通信领域得到广泛应用[4-5]。工程上镁合金通常采用钨极惰性气体保护焊[6]、激光焊[7]、电子束焊[8]等工艺进行连接，但焊接接头易出现气孔、夹杂、热裂纹、残余应力高、焊后变形大等缺陷。搅拌摩擦焊[9](Friction Stir Welding， FSW)与传统熔焊相比，焊接温度显著降低[10]，残余应力和变形量大幅下降，避免了传统熔焊过程中金属凝固带来的问题。FSW虽然解决了传统熔化焊常见的问题，但在实际生产应用中产生了新的问题，如焊接接头根部易产生未焊透的缺陷，中空型材无法进行焊接的问题。BT-FSW由于其特殊结构的搅拌头很好地解决了上述问题。

目前，关于镁合金采用BT-FSW方面的研究可见少量的文献报道。Liu F等[11]研究了10 mm AZ31镁合金FSW和BT-FSW焊接接头的力学性能。BT-FSW焊接接头与FSW焊接接头相比，组织更加均匀，具有良好的拉伸性能。BT-FSW焊接接头效率为母材的85.3%。Zhou L等[12]研究了旋转速度对5 mm AZ61镁合金BT-FSW焊接接头力学性能的影响。在无缺陷的焊接接头中，拉伸性能随转速的提高而下降，焊接接头的最高抗拉强度达到213 MPa，接头效率为79.8%。Li W Y等[13]利用BT-FSW焊接2 mm AZ31镁合金，研究了搅拌头旋转速度和焊接速度对接头性能的影响，发现随着焊接速度的提高，拉伸性能有所改善,但是旋转速度对力学性能的影响有限。同时发现镁合金BT-FSW接头中TMAZ组织为等轴晶，而铝合金BT-FSW接头中TMAZ组织为变形拉长的晶粒。镁合金的组织结构根本上是与焊接时的热输入有关，而关于镁合金双轴肩焊接的热循环特性还未见报道，因此，文中对AZ31镁合金BT-FSW热循环、接头微观组织特点及力学性能进行了研究，以此为镁合金的BT-FSW提供一些参考。

1 试验材料及方法

试样材料为商用热轧镁合金AZ31(200 mm×100 mm×4 mm)，化学成分、力学性能分别见表1和表2。

表1 AZ31镁合金的化学组成 %

表2 AZ31镁合金的力学性能

采用FSW-LM-AL16-2D进行BT-FSW焊接试验，双轴肩搅拌头上下轴肩直径均为16 mm，搅拌针直径为6 mm，针长为3.8 mm。焊接前用丙酮清除试样表面污垢。焊接工艺参数为：旋转速度1 000 r/min，焊接速度500 mm/min。

用K型热电偶和数字记录仪测量焊缝两侧不同位置的瞬时温度，如图1所示。

图1 热电偶测温点位置示意图

焊后垂直于焊接方向截取金相试样。经打磨抛光至表面无划痕，用1 g草酸、1 mL硝酸、1 mL乙酸、150 mL水配成的腐蚀剂进行腐蚀。在FM-800型显微硬度仪上测试焊接接头的硬度分布，试验加载载荷为50 g，加载时间为10 s。根据GB/T228.1-2010制备拉伸试件，在WDW-200型电伺服万能材料试验机上测量接头的强度，采用Gemini Supra40 型场发射扫描电子显微镜(SEM)分析断口形貌。

2 试验结果与分析

2.1 焊接热循环

AZ31镁合金BT-FSW过程中焊接接头前进侧(Advancing side， AS)和后退侧(Retreating side， RS)热循环温度曲线如图2所示。

(a) 前进侧 (b) 后退侧

由图中可以看出，前进侧和后退侧热循环温度曲线有相似的变化趋势。前进侧距焊缝中心3～14 mm测温点的峰值温度分别为403,277,190,155,125 ℃；后退侧距焊缝中心3～14 mm测温点的峰值温度分别为423,281,197,166,110 ℃。从室温经过短时间的预热，焊缝不同测温点温度迅速达到峰值。距离焊缝中心越近，焊接峰值温度越高。后退侧峰值温度高于前进侧峰值温度，差值在10 ℃左右。

这是由于前进侧为搅拌头旋转方向与焊接方向相同的一侧，后退侧与之相反，导致前进侧比后退侧应变速率大，由塑性变形产生的热量也高于后退侧。BT-FSW过程中由于工件不和钢制支撑垫板接触，热量不会像FSW迅速地传导到垫板上，而是在搅拌头旋转作用下，随塑性金属从前进侧转移到后退侧，因此后退侧金属中积累了更多的热量。导致在距焊缝中心相同距离处，前进侧的温度低于后退侧的温度。

2.2 接头组织结构

4 mm镁合金BT-FSW焊接接头的横截面宏观形貌如图3所示。

图3 AZ31镁合金BT-FSW接头横截面形貌

接头呈“哑铃型”分布，由于不同区域所受热循环温度以及塑性变形程度不同，接头不同区域显微组织存在明显差异。一般将BT-FSW接头分为母材(BM)、热机影响区(TMAZ)、热影响区(HAZ)、焊核区(SZ)[14]。AZ31镁合金BT-FSW接头各区域微观组织如图4所示。

图4(a)为BM的显微组织，晶粒大小不均匀，由等轴晶和拉长的晶粒构成，采用线性截距法计算等轴晶平均晶粒尺寸为10.58 μm，而大的晶粒尺寸达到25.63 μm。SZ显微组织为均匀的等轴晶，SZ在热-机耦合作用下发生动态再结晶，形成均匀的等轴状晶粒，平均晶粒尺寸为14.49 μm(见图4(b))。图4(c)、(d)分别为AS-TMAZ和RS-TMAZ微观组织，TMAZ由粗大的等轴晶构成，相关研究表明[15]，铝合金FSW时,TMAZ由于受到力和热的双重作用，晶粒发生了弯曲变形和长大，而文中镁合金TMAZ为等轴晶，产生这种现象的原因是镁合金为密排六方结构(HCP)，只有两个滑移系且层错能较低，相比铝合金更易发生动态再结晶[16-17]。AS-TMAZ和RS-TMAZ的平均晶粒尺寸分别为18.99 μm和21.99 μm。图4(e)、(f)分别为AS-HAZ和RS-HAZ微观组织，HAZ仅受热量影响，与SZ相比离焊缝中心距离远，峰值温度低，晶粒发生粗化，且与BM组织形貌相似，平均晶粒尺寸分别为15.09 μm和16.25 μm。动态再结晶的晶粒大小与温度、应变速率有关。同时镁合金动态再结晶的晶粒对原始晶粒大小尤为敏感。原始晶粒尺寸越小，动态再结晶得到的新晶粒尺寸也会较小[18]。镁合金再结晶温度约为205 ℃[11]，由图2可知，焊接接头温度高于镁合金再结晶温度。AZ31镁合金动态再结晶晶粒尺寸随温度的升高而增大。BT-FSW过程中不存在工件与垫板之间的热传导散热，焊接接头在冷却阶段高温停留时间较长，导致AZ31镁合金BT-FSW焊接接头各个区域晶粒尺寸均大于母材。

2.3 力学性能

AZ31镁合金BT-FSW接头显微硬度分布如图5所示。

图5 AZ31镁合金BT-FSW接头显微硬度分布

焊接接头显微硬度整体呈“W”型。BM显微硬度最高,平均显微硬度为68 HV；HAZ显微硬度为60 HV；TMAZ显微硬度最低，平均显微硬度为54 HV；SZ显微硬度为58～65 HV。硬度值与晶粒尺寸、位错密度、析出相和金属间化合物的分布有关。由于AZ31镁合金不是沉淀硬化镁合金[13,19]，因此，析出相和金属间化合物对BT-FSW接头硬度影响不大。晶粒大小和均匀性是AZ31镁合金BT-FSW焊接接头强化效果的主要因素[13]。依据Hall-Petch公式知，晶粒尺寸越小，硬度越高。HAZ只受到焊接热循环的影响，晶粒发生一定程度粗化，与BM显微硬度相比略小；SZ受热-机耦合作用发生动态再结晶，形成均匀的等轴晶，显微硬度分布均匀；由于TMAZ的平均晶粒尺寸最大，因此，在BT-FSW接头中显微硬度最低。

对AZ31镁合金BT-FSW焊接接头的拉伸性能进行测试，拉伸断裂位置如图6所示。

图6 AZ31镁合金接头断裂位置

三组拉伸试样均在RS-TMAZ发生断裂。试样接头的平均抗拉强度为189 MPa，约为BM的92%，断后伸长率为1.67%。由于TMAZ与SZ过渡区为力学性能薄弱区域，易在此处产生应力集中[11]，进一步导致裂纹在该区域萌生和扩展。同时在BT-FSW过程中，由于热循环和塑性变形的不同，接头的各区域有不同的晶粒取向[19]。在拉伸试验过程中，由于晶粒取向不同，接头相邻区域发生不协调变形，有利于不同的变形机制，导致断裂就发生TMAZ与SZ过渡区。BT-FSW接头拉伸断口微观形貌如图7所示。

图7 断口扫描形貌

从图中看出，韧窝间有明显撕裂棱，断裂为韧脆混合断裂。

3 结 语

1)在旋转速度为1 000 r/min，焊接速度为500 mm/min条件下，得到了无缺陷4 mm厚 AZ31 BT-FSW焊接接头。根据组织特征可以将接头分为焊核区、热机影响区和热影响区。焊核区发生动态再结晶形成均匀等轴晶，热机影响为粗大等轴晶。

2)AZ31镁合金双轴肩搅拌摩擦焊时，后退侧各测温点的最高温度始终高于前进测，温度差值在10 ℃左右。

3)焊接接头显微硬度整体呈“W”型，在TMAZ与SZ交界处显微硬度最低为54 HV。焊接接头最大抗拉强度为189 MPa，达到BM的92%。焊接接头断裂形式为韧脆混合断裂。