熱處理對(duì)ZM6鎂合金TIG焊后組織性能的影響

張鐵磊，吉澤升，趙振華

(1.哈爾濱理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150040；2.哈爾濱東安汽車動(dòng)力股份有限公司，哈爾濱 150066)

由于對(duì)環(huán)境保護(hù)的日趨重視以及節(jié)能減排的要求，輕量化設(shè)計(jì)在汽車、航空領(lǐng)域成為一種趨勢(shì)[1-2]。鎂合金由于具有較低的密度、較好的力學(xué)性能以及鑄造性能，具有替代鋼鐵材料甚至鋁材的潛力。焊接是構(gòu)件成型及修復(fù)的一種重要方法，但是鎂合金焊接較易存在熱裂紋、氣孔、氧化物夾渣等問題。目前對(duì)鎂合金焊接的研究主要集中于鎂-鋁-鋅系列合金，包括AZ31[3-5]、AZ61[6-7]、AZ81[8]以及 AZ91[9-11]等，但對(duì)稀土鎂合金的焊接研究很少。

ZM6是一種以加入稀土Nd作為強(qiáng)化元素的鎂合金，具有較好的高溫瞬時(shí)力學(xué)性能和抗蠕變性能，主要用于使用溫度不高于250 ℃的航空部件[12]。ZM6鎂合金在鑄造過程中比較容易出現(xiàn)縮孔、縮松及夾沙等缺陷，需要進(jìn)行補(bǔ)焊修復(fù)，因此對(duì)其進(jìn)行焊接研究具有一定的理論和實(shí)際意義。本文作者采用常用的鎢極氬弧焊方法對(duì)ZM6鎂合金進(jìn)行焊接，并對(duì)其進(jìn)行焊后T6熱處理，研究了熱處理對(duì)其組織性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)材料采用ZM6鑄造鎂合金，其化學(xué)成分見表1，采用線切割將其加工為200 mm×60 mm×3 mm的板材。焊接形式為對(duì)接方式，采用V型60°坡口。背面放置銅板作為襯墊，襯墊中心開有半圓形溝槽，寬度為5 mm，深度為1 mm。母材兩側(cè)采用夾具夾持以防止發(fā)生焊接變形，影響力學(xué)性能測(cè)定。焊接前用丙酮清除試板表面的油污，并用鋼絲刷去除氧化膜。使用直徑2 mm的ZM6焊絲，采用交流脈沖進(jìn)行焊接，焊接氣體采用99.9%的純氬，氣體流量為10 mL/min，鎢極直徑為2.4 mm，噴嘴直徑為10 mm。其他焊接參數(shù)如表2所列。

對(duì)于ZM6耐熱鎂合金，焊接后可通過后續(xù)的熱處理來實(shí)現(xiàn)對(duì)其組織的控制，進(jìn)而提高合金的焊縫及整體的力學(xué)性能。根據(jù)相關(guān)研究[13]，熱處理工藝選定如下：固溶處理溫度為540 ℃±1℃，保溫5 h，放入水中快速冷卻；時(shí)效處理溫度為200 ℃±1 ℃。時(shí)效時(shí)間分別為4、8、12、16和20 h。

采用日本理學(xué)D/Max2200型X射線衍射儀對(duì)母材及焊縫進(jìn)行物相分析。試樣焊接及 T6熱處理后的硬度用HXD-1000型維氏硬度儀測(cè)量，顯微組織及斷口形貌觀察在FEI-SIRION熱場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(加速電壓20.0 kV)上進(jìn)行。

表1 ZM6鎂合金的化學(xué)成分Table1 Chemical composition of ZM6 magnesium alloy(mass fraction, %)

表2 焊接參數(shù)Table2 Welding parameter

2 結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭組織及相組成

圖1 ZM6鎂合金TIG焊接組織及相組成Fig.1 Microstructures and phase compositions of TIG welded ZM6 magnesium alloy: (a) Base metal; (b) Fusion zone and heat-affected zone; (c) Weld seam; (d) XRD pattern

ZM6鎂合金的鑄態(tài)顯微組織如圖1(a)所示。組織呈現(xiàn)典型的等軸晶，平均的晶粒尺寸大約為91 μm。顯微組織中顏色較深的為基體α-Mg，白色的部分為合金凝固過程中形成的中間相，沿著晶界和晶界交匯處，分布著大量的板條狀和島狀的金屬間化合物。圖1(b)所示為ZM6鎂合金TIG焊接的典型組織，熱影響區(qū)與母材顯微組織區(qū)別不大，未出現(xiàn)明顯的長(zhǎng)大現(xiàn)象，半熔化區(qū)寬度約為160 μm，可以觀察到焊縫組織與熱影響區(qū)組織相互過渡。焊縫組織呈現(xiàn)細(xì)小的等軸晶組織，其平均晶粒尺寸為26 μm，遠(yuǎn)小于母材組織；第二相組織在晶界處以斷續(xù)的網(wǎng)格狀存在。XRD的分析表明，焊縫金屬與母材金屬中間相均為Mg12Nd。根據(jù)Mg-Nd相圖[14]，Nd含量在3%左右的平衡凝固組織為Mg41Nd5，而Mg12Nd為亞穩(wěn)相，說明母材及焊縫組織均發(fā)生了非平衡凝固。

2.2 熱處理后顯微組織及硬度分布

經(jīng)過540 ℃固溶處理后，ZM6鎂合金熔合區(qū)附近的顯微組織如圖2(a)所示，晶界處的第二相已經(jīng)完全消失，形成單相的過飽和α-Mg固溶體，晶界變得更為平直，焊縫、熔合區(qū)及熱影響區(qū)晶粒尺寸未發(fā)生明顯變化。在焊縫中部的顯微組織如圖2(b)所示，部分晶粒在固溶的過程中發(fā)生了再結(jié)晶，出現(xiàn)明顯長(zhǎng)大，晶粒尺寸達(dá)到150 μm左右。發(fā)生再結(jié)晶一方面是因?yàn)楣倘軠囟容^高，已經(jīng)接近液相線溫度tm(567.7℃)[15]，而一般金屬再結(jié)晶溫度最低約為 0.4tm，因此ZM6鎂合金已經(jīng)達(dá)到再結(jié)晶溫度；另一方面由于焊接過程中存在拘束，熔池凝固后焊縫中心具有較大的殘余應(yīng)力，為再結(jié)晶提供了驅(qū)動(dòng)力。另外，在固溶過程中，隨著晶界處第二相的減少，晶界遷移阻力變小，這也有利于晶粒長(zhǎng)大。

圖2 540 ℃固溶處理后ZM6鎂合金顯微組織Fig.2 Microstructures of ZM6 magnesium alloy after solution treated at 540 ℃: (a) Fusion zone and heat-affected zone; (b) Center of weld seam

不同時(shí)效時(shí)間后及未熱處理的焊接接頭顯微硬度分布如圖3所示。未熱處理的ZM6鎂合金母材顯微硬度約為 54HV，熔合區(qū)附近的顯微硬度迅速增加，焊縫邊緣處的顯微硬度達(dá)到最大值 65HV，焊縫的平均硬度約為 63HV。焊縫邊緣硬度較高的原因如下：在焊縫的熔化邊界，鎂合金熔池與溫度較低的母材接觸，冷卻速度快，晶粒較為細(xì)小。經(jīng)200 ℃時(shí)效4 h后，焊接接頭的顯微硬度較未熱處理的焊接接頭的顯微硬度有較大提高。隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，焊接接頭的顯微硬度不斷提高，直到時(shí)效16 h后達(dá)到峰值；此時(shí)，焊縫硬度約為85HV，母材硬度約為81HV。經(jīng)過20 h時(shí)效后，母材及焊縫顯微硬度均有所下降。對(duì)比不同的時(shí)效試樣，顯微硬度變化趨勢(shì)基本與未經(jīng)熱處理的焊接接頭一致，但由于在固溶過程中焊縫中心處的晶粒長(zhǎng)大，焊縫中心處的顯微硬度有所下降。

圖3 不同時(shí)效時(shí)間下焊接接頭的顯微硬度分布Fig.3 Distribution of microhardness of weld joints after different aging times

圖4所示為時(shí)效16 h的焊縫的光學(xué)顯微組織，從焊縫接頭顯微組織可以看出，時(shí)效16 h后，晶粒尺寸基本未發(fā)生變化。在圖4(b)中可以明顯地看到兩種析出相，一種析出相呈斷續(xù)的點(diǎn)狀分布，晶粒內(nèi)部沿著統(tǒng)一方向析出，而不同的晶粒內(nèi)的析出相沿著不同的方向析出，表明析出相與基體存在一定位相關(guān)系；另一種析出相呈團(tuán)聚狀，在晶粒內(nèi)部和晶界處均有分布。圖5所示為時(shí)效16 h的SEM像，可以看到團(tuán)聚狀的組織中包括兩種析出相：一種為片狀，一種為桿狀。片狀相與α-Mg基體不具有明顯的位相關(guān)系，長(zhǎng)度約為2 μm，寬度約為0.3 μm。析出的桿狀相之間大約呈60 ℃角，長(zhǎng)度約為1 μm，寬度約為0.1 μm。在晶粒內(nèi)部可以觀察到鏈狀小坑，可能為斷續(xù)的點(diǎn)狀分布析出相在拋光過程中剝落后形成的。王曉芳等[16]在Mg-Nd合金時(shí)效強(qiáng)化相中發(fā)現(xiàn)顆粒狀的β′相以及呈一定角度分布的β相，本研究中析出相與其非常相似，小坑中剝落的可能為β′相。

圖4 200 ℃時(shí)效16 h后ZM6鎂合金焊接接頭的光學(xué)顯微組織Fig.4 Optical microstructures of ZM6 magnesium alloy weld joint after aging at 200 ℃ for 16 h: (a) Fusion zone and heat-affected zone; (b) Magnified heat-affected zone

2.3 力學(xué)性能及斷口分析

分別對(duì)ZM6焊后及焊后固溶+200 ℃時(shí)效16 h試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，所有拉伸試樣均未出現(xiàn)明顯塑性變形。焊后試樣的抗拉強(qiáng)度為160 MPa，T6熱處理后試樣的抗拉強(qiáng)度為260 MPa，說明經(jīng)過T6熱處理后抗拉強(qiáng)度明顯提高。

斷口形貌如圖6所示，斷口呈現(xiàn)典型的穿晶斷裂，斷口表面上下兩側(cè)出現(xiàn)明顯不同的形貌：上側(cè)出現(xiàn)明顯解理河流和解理臺(tái)階，解理裂紋在遇到晶界處發(fā)生偏轉(zhuǎn)；而下側(cè)出現(xiàn)較小的解理面和較淺等軸韌窩，韌窩的形成是因?yàn)閳F(tuán)聚狀分布的析出相對(duì)位錯(cuò)滑移和攀移起到釘扎作用。團(tuán)聚狀分布的析出相在熱影響區(qū)以及焊縫區(qū)均有存在，但在熱影響區(qū)斷口卻未發(fā)現(xiàn)韌窩，可以認(rèn)為熱影響區(qū)部分的斷裂機(jī)制有所不同。對(duì)于單個(gè)晶粒，裂紋沿著單個(gè)解理面的擴(kuò)展，可以將其視為帶有裂紋的彈性體，在線彈性條件下裂紋尖端延長(zhǎng)線上應(yīng)力σy為

圖5 200 ℃時(shí)效16 h后ZM6鎂合金焊縫接頭的SEM像Fig.5 SEM images of ZM6 magnesium alloy weld joint after aging for 16 h at 200 ℃: (a) Rod-like and plate-like participate phase; (b) Chain-like pits

式中：K1為應(yīng)力強(qiáng)度因子，r為離裂紋尖端的距離，a為裂紋長(zhǎng)度的1/2，σ為裂紋垂直方向上的應(yīng)力，Y為裂紋形狀因子。

由式(1)可以看出，裂紋尖端延長(zhǎng)線上的應(yīng)力與裂紋長(zhǎng)度成正比，對(duì)于晶粒尺寸較小的焊縫區(qū)，解理裂紋遇到被析出相釘扎的基體時(shí)，由于裂紋長(zhǎng)度較短，裂紋尖端附近應(yīng)力較小，無法繼續(xù)擴(kuò)展；而對(duì)于晶粒尺寸較大的熱影響區(qū)，解理裂紋則會(huì)直接穿過。根據(jù)斷口形貌判斷，可能是在熔合區(qū)首先出現(xiàn)裂紋萌生，在拉應(yīng)力的作用下，裂紋向熱影響區(qū)及焊縫區(qū)擴(kuò)展。

圖6 ZM6鎂合金焊后200℃時(shí)效16h拉伸斷口的形貌Fig.6 Fractographs of welded ZM6 magnesium alloy tensile specimens after aging at 200 ℃ for 16 h: (a) Overall morphology; (b) Weld seam zone; (c) Heat-affected zone

3 結(jié)論

1) ZM6鎂合金焊后焊縫為細(xì)小的等軸晶組織，平均晶粒尺寸遠(yuǎn)小于母材組織，第二相Mg12Nd在母材及焊縫處晶界處以斷續(xù)的網(wǎng)格狀存在。經(jīng)過540 ℃固溶4h后，第二相溶入α-Mg基體，焊縫中心處部分晶粒異常長(zhǎng)大。

2) 經(jīng)過T6熱處理后，ZM6焊接接頭的顯微硬度明顯提高，200 ℃時(shí)效16 h后，焊縫及母材的顯微硬度均達(dá)到最大值，分別為85HV和81HV。對(duì)200 ℃時(shí)效16 h試樣的觀察發(fā)現(xiàn)，時(shí)效組織中出現(xiàn)了桿狀相和片狀相，對(duì)合金產(chǎn)生時(shí)效強(qiáng)化作用。

3) ZM6鎂合金焊后經(jīng)T6熱處理后的抗拉強(qiáng)度為260 MPa，較未熱處理試樣的抗拉強(qiáng)度180MPa有明顯提高。拉伸試驗(yàn)斷裂位置為熔合區(qū)附近，熱影響區(qū)和焊縫處所呈現(xiàn)的斷裂形貌不同，焊縫處為解理-韌窩混合斷裂，熱影響區(qū)為典型的解理斷裂。

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