镁锂合金搅拌摩擦焊接工艺特性分析
镁锂合金材料是目前世界上最轻的合金材料[1]，具有很高的比强度、比刚度和优良的抗震性能及抗高能粒子穿透能力，是航天、航空、兵器工业、核工业、汽车、3C产业、医疗器械等领域最理想并有着巨大发展潜力的结构材料之一[2,3]. 然而，镁锂合金的焊接性较差，采用熔焊方法时易于出现粗晶、氧化、气孔、热裂纹及Li元素的蒸发烧损造成的接头性能下降[4-8].
搅拌摩擦焊接作为一种固相焊接方法，可以有效避免熔焊时产生的气孔、热裂纹等缺陷，用于镁锂合金的焊接有着其它焊接方法无可比拟的优势. 但相比铝合金的搅拌摩擦焊接，镁合金的搅拌摩擦焊接分析较少，且尚属起步阶段[9-11]，特别是对于镁锂合金搅拌摩擦焊相关的分析非常少[8].
文中针对MBLS10-200镁锂合金搅拌摩擦焊接工艺特性进行分析，重点分析搅拌工具、焊接工艺参数对焊缝成形、接头组织特征及力学性能的影响.
1 试验方法
以3 mm厚MBLS10-200镁锂合金板材为焊接材料，其化学成分如表1所示，并且板材为退火
态. 该板材的典型力学性能如表2所示. 试件的几何尺寸为300 mm×100 mm×3 mm，采用对接接头形式，焊前用丙酮+钢丝刷打磨对镁锂合金表面进行处理. 选用5种形状及尺寸不同的搅拌工具进行焊接(表3). 焊接完成后，沿横截面截取制备金相试样，采用金相显微镜Axio Obrver D1M观察接头截面宏观和微观组织形貌. 在CMT-5305型万能试验机上进行室温拉伸试验，拉伸加载方向垂直于搅拌摩擦焊接方向，拉伸试样根据标准ASTME8《金属材料拉伸试验方法》进行制备.
表1 MBLS10-200镁锂合金化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of MBLS10-200
LiAlZnMg103～61～6余量
表2 MBLS10-200镁锂合金力学性能
Table 2 Mechanical properties of MBLS10-200
弹性模量E/GPa抗拉强度ReL/MPa断后伸长率A(%)6723112.5
表3 搅拌工具几何参数
Table 3 Geometries of friction tools
搅拌工具号搅拌针形状轴肩花纹形状针长h/mm轴肩直径?/mm1三棱柱圆台2.8142圆柱圆台2.8143圆柱圆台螺旋形沟槽2.8144圆柱螺纹圆台2.8145圆柱螺纹圆台2.810
2 结果与讨论
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2.1 焊缝表面成形规律
图1为采用几种搅拌工具焊接所得到的焊缝形貌. 从中可以看出，采用1和2搅拌工具所得焊缝表面平整，无明显表面缺陷，同时产生较多飞边；3搅拌工具所得焊缝表面产生大量的起皮和褶皱，局部位置出现表面沟槽. 1，2搅拌工具和3搅拌工具最大的不同在于轴肩的形状，1，2，4搅拌工具轴肩较为光滑，而3搅拌工具的轴肩设计有沟槽. 可见，对于镁锂合金搅拌摩擦焊而言，轴肩光滑的搅拌工具易于获得平整焊缝，且较大的产热量不利于焊缝成形. 带螺纹的搅拌针会加强金属向下的流动，从一定程度抑制隧道等缺陷的产生，但会增大产热，不利于焊缝成形. 与4搅拌头形状相同的小直径轴肩搅拌工具5可以减少产热，改
善焊缝成形，且飞边较少.
图1 不同搅拌工具得到的焊缝形貌
Fig.1 Welds obtained by different friction tools
选用2及5搅拌头，采用不同的转速(n)及焊接速度(v)施焊时发现，需要有合适的热输入(以n/v为表征)才能得到较好的焊接质量. 热输入过高(n/v=7)时，焊缝表面发生氧化及粘着，成形质量差(图2a)，而热输入过低(n/v=1)时，焊缝易于出现隧道缺陷(图2b). 在试验所用的转速800～1 600 r/min、焊接速度200～500 mm/min范围内，当n/v在2～6之间，均可得到表面成形优良、焊缝内部无缺陷的焊缝.
2.2 接头宏观形貌
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桃胶皂角米雪燕的做法的功效与作用图3a所示为镁锂合金搅拌摩擦焊接头的宏观组织形貌，其可分为焊核区(NZ)、前进侧热力影响区(a-TMAZ)、后退侧热力影响区(r-TMAZ)及母材(BM). 图3b～图3e为接头各个区域的微观组织特征.
图2 焊缝表面成形及内部缺陷
Fig.2 Welds obtained by different friction tools
图3 典型接头宏观及微观形貌
Fig.3 Typical metallographic cross-ction关于田园的诗
镁锂合金母材为典型的α+β的双相结构，β相的基体上分布着α相，母材经过轧制后，α相被拉长，呈连续纤维流线状分布. 焊核区β相为等轴晶，且晶粒明显细化，这主要是由于在热、力耦合作用下，焊核区发生了动态再结晶所致，α相在搅拌工具的搅拌和破碎作用下，呈弥散分布. 而a-TMAZ中β相晶粒沿搅拌头旋转方向被拉长，呈流线分布，α相形态与焊核区相似，r-TMAZ中β相为细小的再结晶晶粒，说明在该区域发生了部分动态再结晶. 在β相晶粒的晶界处，分布着细小的α相，这主要是在焊接过程中，α相在热作用下溶解于β相中，并在冷却过程中沿晶界析出，在晶界析出的细小α相对位错产生钉扎作用，产生强化效果. 图4为不同焊接工艺参数下镁锂合金FSW接头的显微硬度分布，结果表明，NZ的显微硬度整体性高于母材，这是焊核区细晶强化及α相沿晶界析出产生的沉淀强化造成的.
图4 镁锂合金FSW接头显微硬度分布(5搅拌头)
Fig.4 Micro-hardness profiles on cross-ctions of joints
NZ的显微硬度与焊接工艺参数有关，热输入(ω/v)越大，NZ硬度值更低，整个接头硬度分布更均匀. 这是由于热输入较大时，晶粒长大趋动力大，使晶粒粗大(图5)，硬度有所下降，与母材硬度值更为接近.
图5 不同焊接工艺参数下NZ显微组织
撒谎英文Fig.5 NZ under different welding parameter
2.3 接头力学性能
选择成形较好的两种搅拌工具2及5，对不同参数下得到的接头进行力学性能测试，如表4所示. 在所用的参数范围内，接头抗拉强度与母材相当，强度系数在0.85～1.05之间；而断后伸长率则显著降低，仅为母材的8%～57%.采用小尺寸螺纹针搅拌工具得到的接头强度及断后伸长率总体上低于大尺寸光滑针搅拌工具. 除M6接头断裂在焊缝外，其它试样的断裂均发生在母材，如图6所示.
表4 不同工艺参数下的接头力学性能
Table 4 Mechanical properties of joints
序号工具转速n/(r·min-1)焊接速度v/(mm·min-1)转速/焊速n/v抗拉强度ReL/MPa断后伸长率A(%)M128004002231.07.2M2212004003242.02.0M3212003004234.03.8M4210002005236.75.5M5212002006232.75.5M6510005002197.11.0M7510002005238.15.0M8516005003.2222.35.5
图6 典型接头断裂位置示意图
Fig.6 Typical joint fracture location
值得注意的是，各组断于母材的接头强度及断后伸长率与母材存在差异. 分析认为是因为焊缝区域与母材性能的差异导致接头在受拉时产生各部位变形不协调所致. 在接头力学性能测试中，断后伸长率的测量是通过测量标距内长度的变化实现的，如图7所示，断后伸长率为：A=(L1+L2+L3)/(L01+L02+L03)，其中L01,L02，L03及L1，L2，L3分别为标距内各部位变形前及变形后的长度. 对于母材来说，各部位性能相同，变形均匀，直至产生局部颈缩. 而对于焊接接头来说，接头各部位变形能力不同，焊缝相比母材强度、硬度上升，塑性变差，产生的变形有限，这可通过试样M6断后伸长率只有8%证明. 因
图7 母材及接头受力时断后伸长率计算示意图
Fig.7 Diagram of joint elongation calculation
此，接头的变形将集中在L1及L2的母材区域发生，假设这两部分的变形程度与母材中L1及L2区域相等，根据断后伸长率计算公式可知，测得的接头断后伸长率将低于母材.
为证实这一点，选取三组接头，M6(断在焊缝)，M7及M8(断在母材)，对其断后不同位置处试样宽度进行测量，如图8所示，焊核及热力影响区几乎不发生变形，变形集中在母材区域. 接头塑性主要取决于接头各区域性能的均匀性，焊核区与母材性能差异越小，对应的断后伸长率越高.
图8 焊缝中心不同位置处试样宽度(不同参数)
Fig.8 Width of specimen at different locations(different paramters)
2.4 接头焊后热处理
为提升接头延伸，降低焊缝与母材性能的差异是关键，因此，对接头采用退火处理，来实现对接头组织及性能的合理调控，以提升接头的塑性. 选取表5中M6～M8工艺下的接头进
行退火处理，退火工艺为220 ℃/2 h，考虑到镁合金的强氧化性，对其采用铝箔包裹+石墨粉埋覆，并在氩气保护下进行热处理.
表5 接头热处理前、后力学性能
Table 5 Mechanical properties of joints before/after HT
序号抗拉强度ReL/MPa断后伸长率A(%)断后伸长率系数C热处理前热处理后热处理前热处理后热处理前热处理后M6189.0173.31.02.830.080.23M7192.2214.75.010.70.400.86M8187.3204.35.512.00.440.96
图9为M8接头退火后NZ的显微组织，可看出其在退火后均发生了重结晶，为均匀的等轴晶粒，且在退火后的晶粒尺寸相比退火前(图5b)有所增大. 同时，退火前β相晶粒的晶界处分布的细小α相在退火后均消失，这是由于α相重新溶入β相的结果. 焊接带来的细晶强化及沉淀强化效果消失，NZ的硬度回复到母材水平(图10).
图9 热处理后焊核区微观组织
Fig.9 Microstructure of NZ after annealing
图10 退火前后接头显微硬度分布
Fig.10 Micro-hardness profiles
静静的说说心情退火后对接头进行拉伸试验，接头仍然断在母材区域，抗拉强度与退火前强度接近，而断后伸长率明显提升，达到母材的96%(表4). 对热处理前后的接头断后距焊缝中心点不同位置处的试样宽度进行测量，如图11所示，可看出，退火后NZ与母材性
