二、如何提高AZ31B鎂合金TIG焊接頭的力學性能？

鎂合金適合于用TIG焊、激光焊、攪拌摩擦焊來進行焊接加工，其中以TIG焊最為簡便、實用。但由于金屬鎂在晶體結構及熱物理性能方面的一些本征特性，如具有滑移系相對較少的密排六方晶體結構，且熱導率高、熔點低、線膨脹系數大等，因而熔焊形成的鑄態焊縫性能較差。通常鎂合金焊接接頭的強度及塑性與母材金屬相比更為低下，尤其是對于變形鎂合金，焊接接頭與母材力學性能很難匹配。

從理論角度分析，如果對密排六方結構的金屬鎂在再結晶溫度以上實施一定的塑性變形，使其發生動態回復與再結晶，在細化晶粒的同時還可開通新的滑移系，甚至誘發超塑性機制。

根據Hall-Petch公式，屈服強度與晶粒尺寸的關系見式（2-1）：

ReL=Ro+Kd-1/2　　（2-1）

式中，Ro、K都是常數，Ro表示晶粒對變形的阻力，相當于單晶的屈服強度值，與成分、溫度有關；K為晶界對變形的影響，隨泰勒系數的增加而增加，泰勒系數取決于晶體滑移系的多少，與溫度關系不大；d表示晶粒尺寸。

從式（2-1）可以看出，晶粒越細小，屈服強度越高。Mg是密排六方結構，與常見的面心立方或體心立方的Fe相比，其泰勒系數更大，故其K值高，所以鎂合金的晶粒大小對屈服強度的影響很大。另外據屈服應力公式（如式（2-2））可以看出，在一定范圍內，屈服應力與晶粒直徑的平方根成反比。

式中　α——常數；

ΔT——溫度變化；

Δc——基體和增強顆粒的熱膨脹系數差；

fv——增強顆粒的體積分數；

G——剪切模量；

b——柏氏矢量；

dp——晶粒尺寸。

雖然上述兩公式的機理不同，但是它們都能說明——隨著晶粒尺寸的增大，焊縫金屬的屈服強度是降低的。

為探索提高鎂合金焊縫金屬力學性能的方法，國內外進行了大量研究。其中，國內某高校科研人員針對Mg-Al-Zn系的AZ31B變形鎂合金，用鎢極氬弧焊獲得焊接接頭，然后對接頭區域進行局部熱碾壓力學改性試驗，探索出改善鎂合金TIG焊接頭強度及塑性的有效方法。

試驗以Mg-Al-Zn系AZ31B變形鎂合金為材料，其化學成分見表2-4。用2塊尺寸為200mm×60mm×4.6mm板材組成1幅對接焊試板，焊前將板材加工成60°的V型坡口，對口焊縫根部間隙控制在3～4mm范圍內。采用交流鎢極氬弧焊機進行焊接，以同質AZ31B鎂合金經軋制、拉拔成3mm的絲材作為焊接填充材料。焊接前將焊接區域及焊絲經脫脂處理后用砂紙打磨，坡口面經刮削清除氧化膜，正面施焊2層，背面施焊1層，形成具有一定余高的雙面焊縫。焊接電流I為110～120A，焊接電壓U為21～23V，焊接速度V為8～11mm/s。

焊接后，采用線切割方法將試板從焊縫中心沿垂直焊縫橫向截取120mm×24mm尺寸的試驗用長條毛坯試樣。截取出的試樣一部分用作熱碾壓試驗，另一部分將試樣焊縫余高打磨至與母材齊平后加工成拉伸試樣。

熱碾壓試驗采用專門制作的陶瓷電加熱裝置，將試樣兩端插入加熱箱中，中間露出焊縫區域待熱碾壓變形（如圖2-6所示），加熱箱用石棉保溫以保持溫度恒定。試驗時通電加熱直至熱電偶測得的焊縫溫度升至碾壓溫度后，進行恒溫控制。在恒定溫度下用CMT-5105型電子萬能試驗機對焊縫余高處進行熱碾壓至與母材平整，熱碾壓工藝參數見表2-5，并經20min保壓以繼續發生蠕變變形，冷卻后再將試樣加工成拉伸試樣進行拉伸試驗和金相分析試驗。

加工成拉伸試樣后，直接在CMT-5105型試驗機上進行常溫拉伸試驗和金相分析試驗。拉伸試樣斷口在JSM-6360LV掃描電鏡上作形貌觀察，配合附帶能譜儀進行微區成分分析。AZ31B鎂合金TIG焊接頭的拉伸試驗表明（試驗結果見表2-6），無論是焊態試樣還是經熱碾壓試樣，拉伸試樣均斷裂于焊縫邊緣靠近熔合區處，如圖2-7所示。

研究者對試驗用AZ31B母材進行了實測，其抗拉強度在230～240MPa范圍內，延伸率在18％～22％之間。經熱碾壓的TIG焊接頭抗拉強度可達220MPa左右，而未經熱碾壓的焊接接頭的抗拉強度通常在150～180MPa之間。可見，經熱碾壓后焊接接頭的抗拉強度已達到母材金屬的90％。而焊態下接頭的抗拉強度只能達到母材的60％～75％。由此可見，經焊后熱碾壓TIG焊接頭的強度已基本接近于母材金屬的強度水平，熱碾壓對AZ31B鎂合金TIG焊接頭強度具有明顯的改善作用。

從拉伸試驗的延伸率數據來看，經熱碾壓后的拉伸試樣延伸率通常在9％～11％之間，而焊態下的拉伸試樣僅為4％～7％，熱碾壓后的拉伸試樣的延伸率盡管與母材金屬的18％～22％相比還有一些差距，但熱碾壓還是可以改善TIG焊接頭塑性的。

圖2-8（a）、（d）為鑄態焊接接頭靠近熔合區的金相組織，金相分析顯示焊縫為鑄態等軸晶組織，與母材組織具有很大的不同。斷裂部位的金相組織為Al在Mg中形成的固溶體α-Mg基體，同時伴隨有Mg與Al形成的金屬間化合物析出相β-Mg17Al12。基體組織的晶粒直徑約為30～50μm，β-Mg17Al12相幾乎全部分布在α相晶界呈網狀連續分布態，如圖2-8（d）所示，而母材中的析出相仍以質點態分布。圖2-8（b）、（e）為經350℃熱碾壓后熔合區附近的金相組織，從圖中可以看出，碾壓后焊縫組織已明顯得到細化，β-Mg17Al12析出相此時主要以彌散質點分布態析出，與母材中的質點分布較為相似。圖2-8（e）的高倍照片更為清楚地顯示出斷裂部位晶界的析出相已基本得到消失，晶界完全溝劃出α基體晶粒形狀，β-Mg17Al12析出相在晶內呈彌散點狀分布。此時熔合區基體α-Mg晶粒的最大直徑約為20～30μm，焊接接頭組織比焊態下組織的晶粒直徑明顯減小。因此，經350℃熱碾壓可以改變TIG焊接頭焊縫組織中β-Mg17Al12相在晶界呈網狀連續分布狀態，促使其固溶后重新在晶內以彌散質點析出，同時還有細化基體組織晶粒的作用。

觀察其拉伸斷口形貌，發現AZ31B鎂合金TIG焊縫斷口由形如腳印狀的小平臺和韌窩混合組成，呈脆性和韌性混合型斷裂特征。在小平臺內分布有大致平行的斷裂裂紋走向溝槽，而溝槽內壁為光凸的表面，表明裂紋擴展較為通暢，為典型的脆性斷裂。而韌窩則無規則地分布在小平臺以外的其余部位。對比焊態（如圖2-8（c）所示）和焊后經熱碾壓態（如圖2-8（f）所示）的斷口SEM照片可以看出，經熱碾壓后斷口韌窩所占的比例明顯增大，且韌窩大小趨于均勻、密集。而小平臺形貌所占的比例大為減小，有相當部分的小平臺已被韌窩取代。進一步的微區能譜分析表明，脆性斷口區域成分中的Al含量高達6％～8％（如圖2-9（a）、（c）所示），高出AZ31B材質的3.1％平均Al含量，而韌窩斷裂微區成分中的Al含量僅為2.4％（如圖2-9（b）、（d）所示），低于AZ31B材質的3.1％平均Al含量。這說明Al的存在形態及其分布對斷裂機制存在很大的影響。

理論上，從塑性變形方面分析，金屬Mg常溫下僅有{0001}基面沿<1120>方向一個滑移系。同時其位錯層錯能低，擴展位錯寬度大，難以發生滑移，發生塑性變形時多是在孿晶變形協調下進行單滑移。這就使得常溫斷口在某些小平面內形成一組平行線，此即上述斷口形貌觀察到的腳印狀小平臺形成原因，也是造成斷裂強度及塑性低的重要原因。焊后對焊縫實施動態熱碾壓過程中，由于焊縫余高被壓縮，勢必引起焊縫兩側同時受到擠壓變形而處于三向受力狀態，此時利用鎂合金低層錯能及位錯寬度大特性，可誘發接頭局部區域發生動態再結晶。加上225℃以上加熱又可開通{1010}<1010>棱柱面上的新滑移系，在熱-力機械作用下，塑性變形使基體組織晶粒發生重結晶重組。而固溶后的β-Mg17Al12相在隨后的近平衡冷卻條件下將主要在晶內重新析出。由此可見，對焊接后的焊接接頭進行熱碾壓，通過細化晶粒、誘發晶內彌散強化效應，可以使AZ31B鎂合金TIG焊接接頭強度顯著提高，塑性也在一定程度上得到改善。