游國強，王向杰，齊冬亮，郭 強，龍思遠

（1重慶大學 材料科學與工程學院，重慶400045；2重慶大學 國家鎂合金材料工程技術研究中心，重慶 400044）

鎂合金具有一系列的優(yōu)點，在汽車、航空、航天和電子信息工業(yè)中具有廣闊的應用前景［1，2］。然而，鎂合金的密排六方晶體結構，具有滑移系單一，塑性變形能力差的特點，導致其復雜結構件加工制備難度大，成本高，這嚴重阻礙了鎂合金的工業(yè)應用，是急需突破的瓶頸。焊接是使各種新材料形成構件的重要手段之一，采用焊接的方法將鎂合金簡單結構件連接成復雜結構件，被認為是降低鎂合金復雜結構件制造成本，拓展其工業(yè)應用的有效途徑之一［3］。

與其他焊接方法相比，鎢極氬弧焊（GTAW）憑借其較高的經(jīng)濟性和較好操作柔性，在鎂合金的焊接中受到青睞［4，5］。目前，國內外有眾多焊接工作者和研究人員從事鎂合金GTAW焊接方面的研究。例如，Zhu等研究了鎂合金GTAW焊接接頭部分熔化區(qū)的形成，發(fā)現(xiàn)共晶相α＋β較快的熔化速率和第二相β－Mg17Al12較低的擴散速率導致了焊縫中部分熔化區(qū)的形成［6］。Liu等發(fā)現(xiàn)GTAW填絲與不填絲焊接時焊縫熱影響區(qū)晶粒尺寸的差異導致了焊接接頭斷裂位置和極限抗拉強度值的變化［7］。Baeslack探討了GTAW焊接鎂合金的部分熔化區(qū)中液化裂紋［8］的形成規(guī)律。Liu等研究了異種鎂鋁合金的GTAW 焊接焊縫的微觀組織特點，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)域主要由樹枝狀晶構成，而母材與焊縫鄰近的區(qū)域則由柱狀晶組成［7］。許楠等［9］研究了AZ61鎂合金薄板TIG焊接接頭顯微硬度的異常分布，得出結論是晶粒大小和金屬間化合物β相（Mg17Al12和 Mg17（Al，Zn）12）在焊縫頂部和底部的不同分布特點，以及不同主導作用下的強化機制是造成焊接接頭顯微硬度異常分布的主要原因。上述研究重點分析和探討了不同焊接參數(shù)下，鎂合金GTAW 焊接接頭的微觀組織特點以及焊縫區(qū)缺陷的形成。然而，專門針對鎂合金GTAW 焊接過程中線能量變化對焊縫晶粒尺寸、共晶化合物形貌，以及力學性能（顯微硬度、極限抗拉強度）影響的研究報道較少（尤其是針對擠壓AZ91D鎂合金的GTAW 焊接的報道更少）。

因此，本工作以工業(yè)常用的熱擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接為研究對象，通過微觀組織觀察、晶粒尺寸定量分析、顯微硬度測試和拉伸實驗，研究不同線能量條件下AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭熱影響區(qū)和熔合區(qū)α－Mg晶粒尺寸、第二相β－Mg17Al12的形貌，以及力學性能（顯微硬度和極限抗拉強度）的關系。研究成果有利于豐富鎂合金焊接的科學認識，具有顯著的科學意義和工程應用價值。

1 實驗過程

實驗材料為熱擠壓成型AZ91D鎂合金板材，試樣尺寸為100mm×60mm×3mm，化學成分（廠家提供）見表1。

表1 實驗材料的化學成分（質量分數(shù)／%）Table 1 Chemical composition of the experimental materials（mass fraction／%）

焊接設備為PANA－TIG WR 300型交直流氬弧焊機，接頭形式為不開坡口無間隙對接，試件兩端用夾具固定，下面放置帶凹槽的銅制冷卻墊板（半圓溝槽寬度3mm，深度1.5mm）；半自動焊接方式，即將焊炬裝夾在小車上，通過小車的運動帶動焊槍移動，實現(xiàn)整個焊接過程；保護氣體為純度99.9%的氬氣，電極為鈰鎢極，直徑2mm。

交流焊接，不加脈沖，焊接電流分別為80，90，100，120A，其他焊接參數(shù)為恒量（焊接速率8mm／s、氬氣流量15L／min，電弧電壓10V）。焊接過程線能量輸入通過公式（1）求得：

式中：L表示焊接線能量；U 代表焊接電壓；I代表焊接電流；v代表焊接速率；η為焊接效率，取η＝0.65［10］。詳細焊接參數(shù)見表2。

采用標準金相制備方法制備金相試樣，浸蝕劑組成為：苦味酸3g＋酒精50mL＋乙酸20mL＋水20mL，浸濕時間10～15s。利用XJP－6A型金相顯微鏡分析焊接接頭的微觀組織，掃描電子顯微鏡和能譜衍射儀分析微區(qū)化學成分；采用粒徑尺寸分析軟件Nano Measure 2.1測量晶粒平均尺寸；采用圖像編輯軟件UTHSCSA Image Tool 3.0定量分析第二相所占面積百分比。

表2 本實驗的焊接參數(shù)Table 2 The welding parameters in the experiment

采用V－1000型維氏硬度計進行顯微硬度檢測，沿焊縫中心及焊縫兩側采樣，相鄰兩個樣點間距為2mm，下壓載荷為9.8N；拉伸實驗設備為SANS XYA105C型電子萬能實驗機，拉伸試樣為焊態(tài)（未熱處理），無余高，常溫拉伸，拉伸速率為1mm／min，拉伸試樣根據(jù)GB／T 13450—92《對接焊接頭寬板拉伸試驗方法》制備，取樣示意圖及尺寸見圖1。為保證抗拉強度的可信度，對于每個工藝得到的焊縫，取3個試樣的平均測量值為其最終結果。

圖1 取樣示意圖及試樣尺寸（單位：mm）Fig.1 Schematic diagram of sample for tensile test（Unit：mm）

2 結果與討論

2.1 焊接接頭微觀組織

圖2顯示了典型的擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭形貌及相關區(qū)域的微觀組織特征（97.5 J·mm－1條件下）?？梢钥闯觯附咏宇^由熔合區(qū)（FZ）、較寬的熱影響區(qū)（HAZ）以及母材（BM）組成（見圖2（a））。母材由細小不規(guī)則的等軸晶組成（晶粒尺寸約為12.4μm）（見圖2（b））；熔合區(qū)為典型的鑄態(tài)急冷組織，主要由不規(guī)則的等軸晶（約10μm）和分布在晶界處的深色析出相組成（見圖2（c））；同熔合區(qū)和母材區(qū)域細小的等軸晶相比，熱影響區(qū)的晶粒明顯粗化（約20.7μm）（見圖2（d））。這是因為在焊接過程中，受熱循環(huán)影響，熱影響區(qū)溫度可以達到527K以上［11］，超過AZ系列鎂合金再結晶溫度478K［12］。因此，熱影響區(qū)很容易發(fā)生再結晶并出現(xiàn)晶粒長大。

圖2 典型擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭微觀組織光學照片（97.5J·mm－1）（a）焊接接頭；（b）母材；（c）熔合區(qū)；（d）熱影響區(qū)Fig.2 OM images of a typical GTAW welded joint of AZ91Dmagnesium alloy（97.5J·mm－1）（a）whole welded joint；（b）BM；（c）FZ；（d）HAZ

為確定焊縫區(qū)的物相組成，對該區(qū)域進行EDS和XRD分析。EDS分析結果表明，焊接接頭熔合區(qū)的基體相組元為Mg，Al元素，結合XRD分析結果，判斷其為過飽和固溶體α－Mg；而位于晶界處的白色析出相除含有較多的 Mg，Al元素外，還含有少量的Zn元素（圖3中譜圖1，原子分數(shù)／%），其中Mg，Al原子數(shù)量比約為3.34∶1，大于第二相β－Mg17Al12中的 Mg，Al原子數(shù)量比1.41∶1，這說明白色相并非單一的β－Mg17Al12，它應包含 Mg和β－Mg17Al12。另外，圖譜1中Zn元素含量為2.36%，遠大于Zn在母材中的名義含量0.45%～0.96%（見表1），綜合判斷圖3中位于晶界位置的白色物質為低熔共晶產(chǎn)物Mg和β相（Mg17Al12和 Mg17（Al，Zn）12） ，AZ91D 鎂合金熔點約為599℃，而低熔共晶產(chǎn)物Mg和β相（Mg17Al12和Mg17（Al，Zn）12）熔點只有565℃。分析認為，在焊接冷卻過程中，熔池金屬的凝固速率要遠大于鑄造過程，由于冷速快造成非平衡（等溫）凝固，才導致本不應出現(xiàn)共晶的合金成分（8.6%～9.4%Al）生成了低熔共晶。

圖3 熔合區(qū)SEM照片（a）及EDS分析結果譜圖1（b）和譜圖2（c）Fig.3 SEM images（a）and EDS analysis spectrum 1（b）and spectrum 2（c）for the fusion zone

圖4 熔合區(qū)XRD分析結果Fig.4 XRD analysis for the fusion zone

2.2 線能量變化對焊接接頭微觀組織的影響

圖5和圖6分別展現(xiàn)了不同線能量下AZ91D鎂合金GTAW 焊接接頭熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）的微觀組織。在圖5和圖6中，α－Mg晶粒平均尺寸和析出β相（在熔合區(qū)中包括部分共晶反應生成的α－Mg）所占面積百分比的定量分析結果見表2。

圖5 不同線能量條件下AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭熱影響區(qū)微觀組織（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1Fig.5 Images of microstructure in HAZ of GTAW welded joints with different heat inputs（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1

圖6 不同線能量條件下的熔合區(qū)微觀組織的光學顯微鏡照片（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1Fig.6 Images of microstructure in FZ of GTAW welded joints with different heat inputs（a）65J·mm－1；（b）73.1J·mm－1；（c）81.3J·mm－1；（d）97.5J·mm－1

表2 熱影響區(qū)和熔合區(qū)的平均晶粒尺寸和β相所占面積百分比Table 2 The average grain size and the percentage of area occupied ofβphase in the heat－affected zone and fusion zone

由圖5可知，隨著線能量的增加，熱影響區(qū)中的α－Mg晶粒出現(xiàn)粗化，β相增多。結合表2分析數(shù)據(jù)，發(fā)現(xiàn)線能量由65J·mm－1增大至97.5J·mm－1的過程中，熱影響區(qū)α－Mg晶粒尺寸由13.6μm（母材晶粒尺寸為12.4μm）增大至20.2μm（約為母材晶粒尺寸的1.5倍）。這是因為晶粒長大和粗化的本質是晶界遷移的過程，而較高的線能量為晶界的遷移提供更多驅動力，所以線能量的增加能導致熱影響區(qū)晶粒的粗化［14］。另外，β相所占面積百分比由2.3%增大至7.8%，增加了近2倍。這是由于較高的線能量導致焊縫熔池在高溫液態(tài)停留的時間變長，同時，有更多的熱量向母材傳導，這提高了焊縫熱影響區(qū)溫度，導致固溶于過飽和α－Mg中的溶質Al脫溶析出，在晶界形成更多的β相［15］。同時，熱輸入越大，高溫停留時間越長，容易導致熱影響區(qū)金屬產(chǎn)生“過時效”，微觀表現(xiàn)為材料內部的析出相長大，間距變大，宏觀表現(xiàn)為材料的強度降低，塑韌性有所提高。

由圖6和表2可以看出，當線能量較小時（63J·mm－1），熔合區(qū)為細小的等軸晶，其平均晶粒尺寸約為10.2μm，小于母材晶粒尺寸12.4μm，這是因為較高的冷卻速率使熔合區(qū)晶粒得以細化。隨著焊接線能量的增加，熔池在高溫液態(tài)停留時間變長，冷卻速率下降，冷卻得到的晶粒亦開始粗化，對應線能量73.1J·mm－1和81.3J·mm－1的晶粒尺寸分別為11.9μm和12.3μm；當焊接線能量達到97.5J·mm－1時，熔合區(qū)的晶粒尺寸為13.4μm，這說明增加線能量容易導致熔合區(qū)晶粒的粗化。對熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物含量分析結果表明，熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物所占面積百分比要高于熱影響區(qū)，在線能量由65J·mm－1增大至97.5J·mm－1的過程中，對應的低熔共晶產(chǎn)物所占面積百分比分別為8.1%，8.3%，8.3%和9.2%，變化趨勢同熱影響區(qū)相同，但含量普遍高于對應的熱影響區(qū)測試結果。由圖5還發(fā)現(xiàn)，隨焊接線能量的增加，熔合區(qū)晶界處的顆粒狀低熔共晶產(chǎn)物增多。分析認為，這是由于線能量較低時，焊縫的冷卻速率較高，限制了α－Mg的生長，從而導致連續(xù)狀的低熔共晶產(chǎn)物在晶界處出現(xiàn)；隨著線能量增加，焊縫的冷卻速率降低，焊縫熔池在液態(tài)停留的時間增加，α－Mg樹枝晶充分發(fā)展，從而使低熔共晶產(chǎn)物被割裂，呈現(xiàn)出不連續(xù)狀或顆粒狀（從二維視圖角度觀察）。

2.3 線能量變化對焊接接頭顯微硬度的影響

圖7顯示了不同線能量條件下焊接接頭的顯微硬度分布（檢測位置為焊縫橫截面上部區(qū)域）。圖8為線能量變化同熱影響區(qū)（HAZ）α－Mg晶粒尺寸和β相含量（面積百分比）的關系圖（基于表2數(shù)據(jù)繪制）。圖9為線能量變化同熔合區(qū)（FZ）α－Mg晶粒尺寸和低熔共晶產(chǎn)物含量（面積百分比）的關系圖（基于表2數(shù)據(jù)繪制）。

圖7 不同線能量條件下焊接接頭顯微硬度分布Fig.7 Distribution of micro－h(huán)ardness in welded jointscross－section at different heat input

圖8 線能量變化對熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）α－Mg晶粒尺寸的影響Fig.8 Effect of heat input on grain size of α－Mg in HAZ and FZ

由圖7可以看出，顯微硬度的分布表現(xiàn)出以下特征：（1）母材區(qū)域顯微硬度基本不變，熱影響區(qū)和熔合區(qū)顯微硬度整體變化趨勢是隨線能量的增加逐漸減小。（2）對于每個試樣，熱影響區(qū)域（HZA）顯微硬度均最低，這不依賴于線能量的變化。（3）線能量為65.0J·mm－1和73.1J·mm－1的焊縫，熔合區(qū)顯微硬度高于母材；線能量為81.3J·mm－1的試樣，熔合區(qū)（FZ）顯微硬度和母材相當；線能量為97.5J·mm－1的試樣，熔合區(qū)顯微硬度低于母材。

圖9 線能量變化對熱影響區(qū)β相含量和熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物含量的影響Fig.9 Effect of heat input on the content ofβphase in HAZ and low melting eutectic product in FZ

影響焊縫組織顯微硬度的主要因素有兩個：晶粒（包括析出相）尺寸（細晶強化）和金屬間化合物（彌散強化）的形態(tài)［16］。晶粒尺寸同顯微硬度的關系可以通過霍爾－佩奇公式（H－P式）來表征，其數(shù)學表達式如下［17］：

式中：HV為顯微硬度；H0，K為常數(shù)（不同的材料取值不同）；d為晶粒尺寸。金屬間化合物的形態(tài)對顯微硬度的影響主要表現(xiàn)為彌散強化作用（Orowan硬化機理），即小顆粒金屬間化合物有利于改善金屬材料的硬度，其數(shù)學表達式為：

式中：Gm是基體的剪切模量，λ相鄰β相的間距（彌散間距）；b是伯格斯矢量（常數(shù)），r是β相的彌散半徑（常數(shù)），所以 HVor僅由λ決定［9，18］。

隨線能量的增加，熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）α－Mg晶粒尺寸逐漸增大（見圖8）；熱影響區(qū)金屬間化合物彌散狀第二相β－Mg17Al12和熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物含量（面積百分比）增多（見圖9）。結合公式（2）和公式（3）可以判斷，焊接接頭顯微硬度隨線能量增加的變化趨勢主要取決于兩種強化機制（細晶強化和彌散強化）的競爭關系。圖7所示的不同線能量下焊接接頭顯微硬度分布圖顯示，焊縫顯微硬度的分布是和晶粒尺寸同線能量變化關系相符合的。說明在本研究中，熱影響區(qū)（HAZ）和熔合區(qū)（FZ）的晶粒（包括第二相）尺寸（H－P關系）對顯微硬度的貢獻占主導地位。

2.4 線能量變化對焊接接頭抗拉性能的影響

圖10顯示了線能量變化對擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊焊接接頭抗拉強度的影響。由圖10可以看出，線能量為65J·mm 的試樣，極限抗拉強度（UTS）最低（僅為119MPa），為母材極限抗拉強度（322MPa）的37%。這是由于線能量為65J·mm－1時，焊縫未焊透，焊接接頭有效承載面積較小，同時，由于焊接過程采取的是單面氣體保護（僅保護正面焊縫熔池表面），而焊縫背面直接與空氣接觸，這導致背面空氣有機會通過對接間隙侵入焊縫熔池，有氣孔產(chǎn)生（如圖8所示）。隨著線能量的增加，焊接接頭的極限抗拉強度逐漸增加。當線能量為81.3J·mm－1時，極限抗拉強度最高（247MPa），是母材極限抗拉強度（322MPa）的77%。對該線能量條件下的焊縫橫截面進行組織觀察，可以發(fā)現(xiàn)，焊縫組織均勻，沒有裂紋和氣孔等焊接缺陷。有趣的是，當焊接線能量達到97.5J·mm－1，極限抗拉強度降為223MPa。這是因為在AZ系列鎂合金中，鋅（當鋅含量＜1%時）的作用有三方面，一方面為自身固溶強化，另一方面提高鋁的固溶強化作用［19，20］。過高焊接線能量容易導致焊縫中鋅元素的蒸發(fā)，進而削弱了鋅和鋁的固溶強化作用，從而導致焊接接頭極限抗拉強度的下降。第三方面為當熱輸入增加到一定量時，熱影響區(qū)溫度有可能超過正常時效溫度，引起熱影響區(qū)材料的“過時效”，進而導致材料的強度降低。

圖10 不同線能量下GTAW焊接擠壓AZ91D鎂合金接頭的極限抗拉強度Fig.10 Ultimate tensile strength of GTAW welded hot extruded AZ91Dmagnesium alloy joints under different line energy

3 結論

（1）隨著線能量的增加，擠壓AZ91D鎂合金鎢極氬弧焊焊接接頭高溫階段時間增長，熱影響區(qū)和熔合區(qū)α－Mg晶粒粗化，熱影響區(qū)β相和熔合區(qū)低熔共晶產(chǎn)物由連續(xù)狀轉向不連續(xù)或顆粒狀。

（2）擠壓AZ91D鎂合金GTAW焊接接頭顯微硬度主要由細晶強化機制控制。隨焊接線能量的增加，熔合區(qū)（FZ）的α－Mg晶粒尺寸逐漸增大，平均晶粒尺寸由小于母材晶粒尺寸演變?yōu)榇笥谀覆钠骄Я３叽纾瑢娘@微硬度逐漸變小，由大于母材顯微硬度演變?yōu)樾∮谀覆娘@微硬度。

（3）線能量過低時，焊縫易出現(xiàn)未焊透和氣孔缺陷，從而降低焊接接頭的極限抗拉強度。線能量過高時，由于晶粒尺寸粗大和鋅元素的蒸發(fā)，同時熱影響區(qū)金屬產(chǎn)生“過時效”，共同作用下，導致焊縫接頭的極限抗拉強度的輕微下降。

［1］WESRENGEN H.Magnesium die casting：from ingots to automotive parts［J］.Light Metal Age，2000，58（3－4）：44－53.

［2］KULEKCI M K.Magnesium and its alloys applications in automotive industry［J］.The International Journal of Advanced Manufacturing Technology，2008，39（9－10）：851－865.

［3］潘際鑾.鎂合金結構及焊接［J］.電焊機，2005，35（9）：1－7.PAN Ji－luan.Structure of magnesium alloy and welding ［J］.E－lectric Welding Machine，2005，35（9）：1－7.

［4］MORDIKE B L，EBERT T.Magnesium：properties－applicationspotential［J］.Materials Science and Engineering：A，2000，302（1）：37－45.

［5］MUNITZ A，COTLER C，STERN A，et al.Mechanical properties and microstructure of gas tungsten arc welded magnesium AZ91Dplates［J］.Materials Science and Engineering：A，2001，302（1）：68－73.

［6］ZHU T，CHEN Z W，GAO W.Microstructure formation in partially melted zone during gas tungsten arc welding of AZ91Mg cast alloy［J］.Materials Characterization，2008，59（11）：1550－1558.

［7］LIU P，LI Y，GENG H，et al.Microstructure characteristics in TIG welded joint of Mg／Al dissimilar materials［J］.Materials Letters，2007，61（6）：1288－1291.

［8］BAESLACK W A，SAVAGE S J，F(xiàn)ROES F H.Laser－weld heataffected zone liquation and cracking in a high－strength Mg－based alloy［J］.Journal of Materials Science Letters，1986，5（9）：935－939.

［9］XU N，SHEN J，XIE W D，et al.Abnormal distribution of microhardness in tungsten inert gas arc butt－welded AZ61magnesium alloy plates［J］.Materials Characterization，2010，61（7）：713－719.

［10］LI Y J.Performance and Quality Control of the Welding［M］.Beijing：Chemical Industry Press，2005.

［11］LIANG G，YUAN S.Study on the temperature measurement of AZ31Bmagnesium alloy in gas tungsten arc welding［J］.Materials Letters，2008，62（15）：2282－2284.

［12］CAO X，JAHAZI M.Effect of welding speed on the quality of friction stir welded butt joints of a magnesium alloy［J］.Materials ＆Design，2009，30（6）：2033－2042.

［13］SHEN J，YOU G Q，LONG S Y，et al.Abnormal macropore formation during double－sided gas tungsten arc welding of magnesium AZ91Dalloy［J］.Materials Characterization，2008，59（8）：1059－1065.

［14］MIN D，SHEN J，LAI S Q，et al.Effects of heat input on the low power Nd：YAG pulse laser conduction weldability of magnesium alloy AZ61［J］.Optics and Lasers in Engineering，2011，49（1）：89－96.

［15］DULY D，SIMON，J P，BRECHET Y.On the competition between continuous and discontinuous precipitations in binary Mg－Al alloys［J］.Acta Metallurgica et Materialia，1995，43（1）：101－106.

［16］HAN B Q，DUNAND D C.Microstructure and mechanical properties of magnesium containing high volume fractions of yttria dispersoids［J］.Materials Science and Engineering：A，2000，277（1－2）：297－304.

［17］HEILMAIER M，SAAGE H，MIRPURI KJ，et al.Superposition of grain size and dispersion strengthening in ODS Li2（Al，Cr）3Ti［J］.Materials Science and Engineering：A，2002，（329－331）：106－111.

［18］ZHANG Z，CHEN D L.Consideration of Orowan strengthening effect in particulate－reinforced metal matrix nanocomposites：A model for predicting their yield strength［J］.Scripta Materialia，2006，54（7）：1321－1326.

［19］PEKGüLERYüZ M ?，AVEDESIAN M M.Magnesium alloying，some potentials for alloy development［J］.Inst Magnesium Technology，Metals，Journal，1992，42（12）：679－686.

［20］GARBOGGINI A，MCSHANE H B.Effect of Zn and Si additions on structure and properties of rapidly solidified Mg－Al alloys［J］.Materials Science ＆ Technology，1994，10（9）：763－770.