二、如何提高AZ31B镁合金TIG焊接头的力学性能？

镁合金适合于用TIG焊、激光焊、搅拌摩擦焊来进行焊接加工，其中以TIG焊最为简便、实用。但由于金属镁在晶体结构及热物理性能方面的一些本征特性，如具有滑移系相对较少的密排六方晶体结构，且热导率高、熔点低、线膨胀系数大等，因而熔焊形成的铸态焊缝性能较差。通常镁合金焊接接头的强度及塑性与母材金属相比更为低下，尤其是对于变形镁合金，焊接接头与母材力学性能很难匹配。

从理论角度分析，如果对密排六方结构的金属镁在再结晶温度以上实施一定的塑性变形，使其发生动态回复与再结晶，在细化晶粒的同时还可开通新的滑移系，甚至诱发超塑性机制。

根据Hall-Petch公式，屈服强度与晶粒尺寸的关系见式（2-1）：

ReL=Ro+Kd-1/2　　（2-1）

式中，Ro、K都是常数，Ro表示晶粒对变形的阻力，相当于单晶的屈服强度值，与成分、温度有关；K为晶界对变形的影响，随泰勒系数的增加而增加，泰勒系数取决于晶体滑移系的多少，与温度关系不大；d表示晶粒尺寸。

从式（2-1）可以看出，晶粒越细小，屈服强度越高。Mg是密排六方结构，与常见的面心立方或体心立方的Fe相比，其泰勒系数更大，故其K值高，所以镁合金的晶粒大小对屈服强度的影响很大。另外据屈服应力公式（如式（2-2））可以看出，在一定范围内，屈服应力与晶粒直径的平方根成反比。

式中　α——常数；

ΔT——温度变化；

Δc——基体和增强颗粒的热膨胀系数差；

fv——增强颗粒的体积分数；

G——剪切模量；

b——柏氏矢量；

dp——晶粒尺寸。

虽然上述两公式的机理不同，但是它们都能说明——随着晶粒尺寸的增大，焊缝金属的屈服强度是降低的。

为探索提高镁合金焊缝金属力学性能的方法，国内外进行了大量研究。其中，国内某高校科研人员针对Mg-Al-Zn系的AZ31B变形镁合金，用钨极氩弧焊获得焊接接头，然后对接头区域进行局部热碾压力学改性试验，探索出改善镁合金TIG焊接头强度及塑性的有效方法。

试验以Mg-Al-Zn系AZ31B变形镁合金为材料，其化学成分见表2-4。用2块尺寸为200mm×60mm×4.6mm板材组成1幅对接焊试板，焊前将板材加工成60°的V型坡口，对口焊缝根部间隙控制在3～4mm范围内。采用交流钨极氩弧焊机进行焊接，以同质AZ31B镁合金经轧制、拉拔成3mm的丝材作为焊接填充材料。焊接前将焊接区域及焊丝经脱脂处理后用砂纸打磨，坡口面经刮削清除氧化膜，正面施焊2层，背面施焊1层，形成具有一定余高的双面焊缝。焊接电流I为110～120A，焊接电压U为21～23V，焊接速度V为8～11mm/s。

焊接后，采用线切割方法将试板从焊缝中心沿垂直焊缝横向截取120mm×24mm尺寸的试验用长条毛坯试样。截取出的试样一部分用作热碾压试验，另一部分将试样焊缝余高打磨至与母材齐平后加工成拉伸试样。

热碾压试验采用专门制作的陶瓷电加热装置，将试样两端插入加热箱中，中间露出焊缝区域待热碾压变形（如图2-6所示），加热箱用石棉保温以保持温度恒定。试验时通电加热直至热电偶测得的焊缝温度升至碾压温度后，进行恒温控制。在恒定温度下用CMT-5105型电子万能试验机对焊缝余高处进行热碾压至与母材平整，热碾压工艺参数见表2-5，并经20min保压以继续发生蠕变变形，冷却后再将试样加工成拉伸试样进行拉伸试验和金相分析试验。

加工成拉伸试样后，直接在CMT-5105型试验机上进行常温拉伸试验和金相分析试验。拉伸试样断口在JSM-6360LV扫描电镜上作形貌观察，配合附带能谱仪进行微区成分分析。AZ31B镁合金TIG焊接头的拉伸试验表明（试验结果见表2-6），无论是焊态试样还是经热碾压试样，拉伸试样均断裂于焊缝边缘靠近熔合区处，如图2-7所示。

研究者对试验用AZ31B母材进行了实测，其抗拉强度在230～240MPa范围内，延伸率在18％～22％之间。经热碾压的TIG焊接头抗拉强度可达220MPa左右，而未经热碾压的焊接接头的抗拉强度通常在150～180MPa之间。可见，经热碾压后焊接接头的抗拉强度已达到母材金属的90％。而焊态下接头的抗拉强度只能达到母材的60％～75％。由此可见，经焊后热碾压TIG焊接头的强度已基本接近于母材金属的强度水平，热碾压对AZ31B镁合金TIG焊接头强度具有明显的改善作用。

从拉伸试验的延伸率数据来看，经热碾压后的拉伸试样延伸率通常在9％～11％之间，而焊态下的拉伸试样仅为4％～7％，热碾压后的拉伸试样的延伸率尽管与母材金属的18％～22％相比还有一些差距，但热碾压还是可以改善TIG焊接头塑性的。

图2-8（a）、（d）为铸态焊接接头靠近熔合区的金相组织，金相分析显示焊缝为铸态等轴晶组织，与母材组织具有很大的不同。断裂部位的金相组织为Al在Mg中形成的固溶体α-Mg基体，同时伴随有Mg与Al形成的金属间化合物析出相β-Mg17Al12。基体组织的晶粒直径约为30～50μm，β-Mg17Al12相几乎全部分布在α相晶界呈网状连续分布态，如图2-8（d）所示，而母材中的析出相仍以质点态分布。图2-8（b）、（e）为经350℃热碾压后熔合区附近的金相组织，从图中可以看出，碾压后焊缝组织已明显得到细化，β-Mg17Al12析出相此时主要以弥散质点分布态析出，与母材中的质点分布较为相似。图2-8（e）的高倍照片更为清楚地显示出断裂部位晶界的析出相已基本得到消失，晶界完全沟划出α基体晶粒形状，β-Mg17Al12析出相在晶内呈弥散点状分布。此时熔合区基体α-Mg晶粒的最大直径约为20～30μm，焊接接头组织比焊态下组织的晶粒直径明显减小。因此，经350℃热碾压可以改变TIG焊接头焊缝组织中β-Mg17Al12相在晶界呈网状连续分布状态，促使其固溶后重新在晶内以弥散质点析出，同时还有细化基体组织晶粒的作用。

观察其拉伸断口形貌，发现AZ31B镁合金TIG焊缝断口由形如脚印状的小平台和韧窝混合组成，呈脆性和韧性混合型断裂特征。在小平台内分布有大致平行的断裂裂纹走向沟槽，而沟槽内壁为光凸的表面，表明裂纹扩展较为通畅，为典型的脆性断裂。而韧窝则无规则地分布在小平台以外的其余部位。对比焊态（如图2-8（c）所示）和焊后经热碾压态（如图2-8（f）所示）的断口SEM照片可以看出，经热碾压后断口韧窝所占的比例明显增大，且韧窝大小趋于均匀、密集。而小平台形貌所占的比例大为减小，有相当部分的小平台已被韧窝取代。进一步的微区能谱分析表明，脆性断口区域成分中的Al含量高达6％～8％（如图2-9（a）、（c）所示），高出AZ31B材质的3.1％平均Al含量，而韧窝断裂微区成分中的Al含量仅为2.4％（如图2-9（b）、（d）所示），低于AZ31B材质的3.1％平均Al含量。这说明Al的存在形态及其分布对断裂机制存在很大的影响。

理论上，从塑性变形方面分析，金属Mg常温下仅有{0001}基面沿<1120>方向一个滑移系。同时其位错层错能低，扩展位错宽度大，难以发生滑移，发生塑性变形时多是在孪晶变形协调下进行单滑移。这就使得常温断口在某些小平面内形成一组平行线，此即上述断口形貌观察到的脚印状小平台形成原因，也是造成断裂强度及塑性低的重要原因。焊后对焊缝实施动态热碾压过程中，由于焊缝余高被压缩，势必引起焊缝两侧同时受到挤压变形而处于三向受力状态，此时利用镁合金低层错能及位错宽度大特性，可诱发接头局部区域发生动态再结晶。加上225℃以上加热又可开通{1010}<1010>棱柱面上的新滑移系，在热-力机械作用下，塑性变形使基体组织晶粒发生重结晶重组。而固溶后的β-Mg17Al12相在随后的近平衡冷却条件下将主要在晶内重新析出。由此可见，对焊接后的焊接接头进行热碾压，通过细化晶粒、诱发晶内弥散强化效应，可以使AZ31B镁合金TIG焊接接头强度显著提高，塑性也在一定程度上得到改善。