超聲沖擊對MB8鎂合金焊接接頭表層組織及力學(xué)性能的影響

魏 康，何柏林，于影霞

?

超聲沖擊對MB8鎂合金焊接接頭表層組織及力學(xué)性能的影響

魏 康，何柏林，于影霞

(華東交通大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，南昌 330013)

采用HJ-III型超聲沖擊機(jī)對MB8鎂合金焊接接頭焊趾進(jìn)行表面處理，就不同沖擊工藝參數(shù)對焊接接頭表層組織及力學(xué)性能進(jìn)行測試。結(jié)果表明:經(jīng)過超聲沖擊處理后，接頭焊趾及其附近區(qū)域表層組織內(nèi)的原始粗晶轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы缜逦?、隨機(jī)取向的納米晶粒；焊趾處的應(yīng)力集中系數(shù)得到有效降低，表層硬度及其抗拉強(qiáng)度得到提高；超聲沖擊前后接頭拉伸試樣均斷于焊趾，接頭的拉伸斷裂機(jī)制為準(zhǔn)解理斷裂。沖擊電流為1.2 A、沖擊時(shí)間為6 min時(shí)，與未超聲沖擊試樣相比，MB8鎂合金接頭的應(yīng)力集中系數(shù)降低12.04%，焊趾表層最大硬度值提高63.2%，抗拉強(qiáng)度提高33.2%，接頭表層金屬晶粒細(xì)化以及焊趾處應(yīng)力集中程度的降低是提高M(jìn)B8鎂合金焊接接頭力學(xué)性能的主要原因。

超聲沖擊；焊接接頭；表層組織；抗拉強(qiáng)度；晶粒細(xì)化

鎂合金具有密度小、比強(qiáng)度和比剛度高、阻尼減震性能好、易于切削加工等優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用在汽車、航空航天、電子通訊等工業(yè)領(lǐng)域，逐步成為繼鋼鐵、鋁合金之后的21世紀(jì)新型金屬結(jié)構(gòu)材料[1?3]。目前，大多數(shù)鎂合金產(chǎn)品主要通過鑄造和鍛壓的方法制成，這極大制約了鎂合金的應(yīng)用范圍。通過焊接工藝實(shí)現(xiàn)大型復(fù)雜鎂合金構(gòu)件的制備能有效擴(kuò)大鎂合金在工程領(lǐng)域的應(yīng)用[4?5]。但是，由于鎂合金化學(xué)性質(zhì)活潑、熔點(diǎn)低、導(dǎo)熱快等特點(diǎn)，鎂合金焊接接頭焊縫組織的晶粒粗大，易形成氧化物及夾渣，同時(shí)，由于接頭存在應(yīng)力集中以及殘余拉應(yīng)力，這些因素均會(huì)降低鎂合金焊接結(jié)構(gòu)的力學(xué)性能(抗拉強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度)，從而影響鎂合金焊接結(jié)構(gòu)的可靠性[6?8]。

為了改善鎂合金焊接接頭的組織和提高接頭的力學(xué)性能，國內(nèi)外的研究主要集中在優(yōu)化鎂合金材料的各種焊接工藝方法(如TIG焊、攪拌摩擦焊、激光焊等)。此外，采用表面強(qiáng)化技術(shù)(如超聲沖擊、激光熔修、TIG熔修、高能噴丸)對接頭進(jìn)行焊后處理，能有效細(xì)化接頭表層組織，從而改善接頭的力學(xué)性能[9?11]。超聲沖擊(Ultrasonic impact treatment, UIT)作為改善焊接接頭性能的全新技術(shù)，可以有效降低接頭應(yīng)力集中程度，調(diào)整接頭殘余應(yīng)力場，減小或消除表面微觀缺陷，在提高鋼鐵材料、鋁合金、鈦合金焊接接頭的耐腐蝕性、疲勞性能等方面得到深入的研究[12?16]。但關(guān)于超聲沖擊處理對MB8鎂合金焊接接頭組織性能的影響研究較少。本文作者對未超聲沖擊處理和不同工藝參數(shù)超聲沖擊處理MB8鎂合金焊接接頭的顯微硬度、表層組織、沖擊層厚度、應(yīng)力集中系數(shù)以及拉伸性能進(jìn)行了測試研究，同時(shí)，分析了超聲沖擊誘導(dǎo)接頭焊趾表面晶粒細(xì)化機(jī)理以及超聲沖擊前后接頭拉伸性能的改善效果。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為MB8變形鎂合金，該鎂合金強(qiáng)度中等，且塑性較好，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)和力學(xué)性能分別如表1和2所列。

圖1所示為MB8鎂合金母材的金相組織。從圖1中可以看出，MB8鎂合金的晶粒分布較均勻，為細(xì)小的等軸晶，平均尺寸約為15~20 μm。

表1 MB8鎂合金的化學(xué)成分

表2 MB8鎂合金的力學(xué)性能

圖1 MB8鎂合金母材金相組織

1.2 接頭形式及焊接工藝試驗(yàn)

試驗(yàn)采用的接頭形式為對接接頭，試樣的尺寸形狀及其實(shí)物如圖2和3所示。對接接頭采用TIG焊將MB8變形鎂合金板材焊接而成，焊絲采用的是直徑為3 mm的MB3鎂合金焊絲，采用MB3焊絲是為了避免在近焊縫區(qū)析出低熔點(diǎn)共晶體而產(chǎn)生裂紋。同時(shí)，為了保證焊接質(zhì)量，焊前用丙酮清洗鎂合金板材及焊絲表面，然后用紗布打磨，以充分去除其表面氧化膜。具體的焊接工藝參數(shù)如表3所列。

圖2 對接接頭的形狀與尺寸

圖3 對接接頭實(shí)物圖

表3 對接接頭焊接工藝參數(shù)

1.3 超聲沖擊試驗(yàn)

試驗(yàn)采用天津大學(xué)HJ-III型超聲沖擊設(shè)備，如圖4所示。超聲沖擊試驗(yàn)主要工藝參數(shù)包括沖擊能量(電流、振幅)、沖頭直徑和沖擊時(shí)間等。本次試驗(yàn)中超聲沖擊機(jī)選用三沖頭，沖頭直徑為3 mm、沖擊電流為1.2 A，接頭每道焊趾來回進(jìn)行超聲沖擊處理。將相同接頭形式的試樣分為4組，每組3個(gè)試樣，第一組不采用超聲沖擊處理，即0 min；其他3組試樣依次超聲沖擊2 min、4 min和6 min。具體的沖擊過程為：超聲沖擊槍垂直對準(zhǔn)試樣焊趾部位，同時(shí)沖擊針沿焊縫方向排列，略施加少量的壓力，使沖擊過程基本在執(zhí)行機(jī)構(gòu)(沖擊槍)自身質(zhì)量的狀態(tài)下進(jìn)行。此外，沖擊槍可在垂直于焊縫的方向做適當(dāng)角度的擺動(dòng)，以使焊趾區(qū)的幾何外形為光滑圓弧過渡。

圖4 HJ-III型超聲沖擊處理設(shè)備

1.4 金相組織及硬度試驗(yàn)

采用德國ZEISS公司生產(chǎn)的Axio Vert.A1型倒置萬能金相顯微鏡對沖擊和未經(jīng)超聲沖擊處理的MB8鎂合金焊接接頭金相組織進(jìn)行觀察分析。同時(shí)，借助JEM?2000透射電鏡(TEM)對超聲沖擊處理后的接頭焊趾區(qū)域的表面顯微組織進(jìn)行觀察分析，探究超聲沖擊MB8鎂合金焊接接頭表面納米化的機(jī)理。由于接頭表面各區(qū)域的硬度不同，采用XHV?1000Z型顯微硬度計(jì)測試超聲沖擊前后接頭焊趾區(qū)表層的顯微硬度，分析各區(qū)硬度變化趨勢以及超聲沖擊對焊接接頭表面硬化作用。硬度測試從焊縫中心向一側(cè)母材區(qū)進(jìn)行，每隔0.4 mm左右打一個(gè)點(diǎn)，試驗(yàn)所加載荷為 0.1 N，保荷時(shí)間10 s。

1.5 焊接接頭應(yīng)力集中系數(shù)的有限元計(jì)算

焊接結(jié)構(gòu)的失效往往發(fā)生于應(yīng)力集中現(xiàn)象嚴(yán)重的接頭焊趾或焊根處，應(yīng)力集中系數(shù)可以反映接頭焊趾處的應(yīng)力集中程度。超聲沖擊技術(shù)可以改善焊趾區(qū)域的表面形貌，使焊趾處平滑過渡，從而降低應(yīng)力集中。本文作者根據(jù)超聲沖擊前后焊接接頭的實(shí)際外形輪廓建立模型，采用有限元軟件ABAQUS進(jìn)行應(yīng)力分析，選用六面體二次單元C3D20進(jìn)行網(wǎng)格劃分，在焊趾區(qū)域局部網(wǎng)格細(xì)化，材料的彈性模量=41000 MPa，泊松比=0.34。模型的邊界條件為：接頭左端完全固定，右端施加60 MPa的均勻拉伸載荷。

1.6 單向靜載拉伸試驗(yàn)

采用日本SHIMADZU AG?X 250 kN型萬能試驗(yàn)機(jī)在室溫的條件下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為2 mm/min。借助JSM?6360LA掃描電鏡(SEM)觀察分析接頭拉伸斷口的微觀形貌特征，從而探究MB8鎂合金焊接接頭的拉伸斷裂機(jī)制。

2 結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭金相組織分析

圖5所示為MB8鎂合金對接接頭的金相組織。從圖5(a)可以看出，焊縫金屬(Weld metal, WM)為典型的鑄造柱狀晶組織。焊接過程中，由于焊接溫度高于熔點(diǎn)，熔合線區(qū)域的液態(tài)金屬在母材晶粒表面形核的同時(shí)，晶核以柱狀晶的形態(tài)向焊縫中心長大。從圖5(b)可以看出，熱影響區(qū)(Heat affected zone, HAZ)的晶粒為不規(guī)則的等軸晶，它是由于變形晶粒在變形儲(chǔ)存能的驅(qū)動(dòng)下，發(fā)生再結(jié)晶，晶粒在晶界處重新形核長大而形成的。母材(Base metal, BM)晶粒尺寸比熱影響區(qū)晶粒明顯減小，兩者之間有明顯界限，界限處的晶粒在再結(jié)晶過程中容易軟化，會(huì)降低晶界的致密程度，使得該區(qū)域在焊接殘余拉應(yīng)力的作用下容易萌生微裂紋，從而降低焊接接頭的力學(xué)性能。

圖6所示為超聲沖擊處理接頭焊趾區(qū)域表面組織的高分辨透射電鏡明場像，對應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣如圖7所示(工藝參數(shù)：沖擊電流1.2 A，沖擊時(shí)間6 min)。從圖6可知，經(jīng)過超聲沖擊處理后，MB8鎂合金焊接接頭焊趾區(qū)域表面可以獲得尺寸小于100 nm的納米晶粒，其中較小的納米晶尺寸為20~30 nm。同時(shí)，從圖7可以看出，選區(qū)的電子衍射花樣表現(xiàn)為連續(xù)的同心圓環(huán)，晶粒隨機(jī)取向，這是典型的納米晶衍射花樣特征。圖8所示為接頭焊趾表面變形層內(nèi)的位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)墻以及亞晶的TEM像。由圖8可知，在焊趾表面受到高頻、高能量的外加載荷連續(xù)沖擊初期，表層組織會(huì)產(chǎn)生劇烈的塑性變形，原始粗晶內(nèi)形成大量的位錯(cuò)。隨著沖擊時(shí)間的增長，位錯(cuò)間的相互作用加強(qiáng)，大量位錯(cuò)雜亂無序的相互纏結(jié)，形成高密度的位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)墻。然后，在晶粒內(nèi)應(yīng)變量大幅增加的情況下，大量位錯(cuò)湮滅和重排，位錯(cuò)的間距減小，位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)墻轉(zhuǎn)變?yōu)樾〗嵌葋喚Ы?，形成晶粒?xì)小的亞晶結(jié)構(gòu)。最后，在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用下，亞晶逐步演變成尺寸均勻、晶界清晰、隨機(jī)取向的納米晶組織。需要注意的是：這些階段在MB8鎂合金焊接接頭晶粒納米化的過程中并不是相互獨(dú)立存在的，形成亞晶的同時(shí)往往伴隨位錯(cuò)的湮滅和重生，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)始終存在于整個(gè)塑性變形過程中。

圖5 MB8鎂合金對接接頭的顯微組織

圖6 沖擊處理表面組織的TEM明場像

圖7 對應(yīng)選區(qū)電子衍射花斑

圖8 沖擊處理后表層組織內(nèi)部位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)墻、亞晶的TEM像

經(jīng)超聲沖擊處理后，MB8鎂合金焊接接頭焊趾表面變形層為具有一定厚度的納米晶層，晶粒得到細(xì)化，晶界數(shù)目顯著增多，晶界在晶粒內(nèi)所占的體積比也增大，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)會(huì)受到晶界更大的阻礙。只有突破晶界的阻礙作用，激發(fā)相鄰晶粒內(nèi)的位錯(cuò)源開動(dòng)，滑移才能產(chǎn)生，而細(xì)晶粒要實(shí)現(xiàn)相鄰晶粒發(fā)生塑性變形則需要增大外加應(yīng)力。因此，晶粒細(xì)化可以降低位錯(cuò)能動(dòng)性，提高金屬材料的微觀塑性變形抗力，即提高金屬材料的屈服強(qiáng)度。

2.2 表面沖擊層厚度分析

試驗(yàn)采用不同超聲沖擊工藝參數(shù)處理鎂合金焊接接頭焊趾區(qū)域，其對應(yīng)的表面變形層厚度如圖9所示，圖9中紅色箭頭代表塑性變形層的界線。由圖9可知，在相同沖擊電流的情況下，沖擊后的接頭焊趾表面均產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形，但變形量和變形層的厚度隨沖擊時(shí)間的增加呈梯度變化。沖擊時(shí)間為2、4、6 min的情況下，對應(yīng)的沖擊層厚度依次約為50、110、130 μm。沖擊時(shí)間越長意味著輸入的能量越多，表層金屬產(chǎn)生的塑性變形越劇烈，相對應(yīng)的沖擊層也越深。從圖9還可以看出，焊趾表面存在變形量厚薄不均勻的現(xiàn)象，這是由于超聲沖擊處理過程中，有的晶粒容易產(chǎn)生滑移而優(yōu)先發(fā)生塑性變形，而且變形會(huì)受應(yīng)變速率、溫度、層錯(cuò)能以及晶界等因素的影響，導(dǎo)致晶粒的塑性變形呈不均勻性。同時(shí)，由于光學(xué)顯微鏡的限制，表層變形區(qū)域內(nèi)的晶粒細(xì)化程度需要借助透射電鏡觀察分析。

2.3 顯微硬度測試結(jié)果及分析

為了研究超聲沖擊對MB8鎂合金焊接接頭表面硬化作用，對原始焊態(tài)以及不同沖擊參數(shù)下的接頭各區(qū)域的表面顯微硬度進(jìn)行測定，根據(jù)所得試驗(yàn)數(shù)據(jù)，繪制接頭表面硬度分布圖，如圖10所示。由圖10可知，由于原始焊態(tài)接頭的焊縫及熱影響區(qū)晶粒尺寸大于母材晶粒的，顯微硬度值均低于母材，母材區(qū)最大硬度值為53.2 HV。經(jīng)過超聲沖擊處理后，鎂合金焊接接頭焊趾區(qū)(主要是熱影響區(qū)和母材)的表層硬度有了大幅度的提高，隨著沖擊時(shí)間的增加，硬度變化呈遞增的趨勢。沖擊時(shí)間為2、4和6 min時(shí)，對應(yīng)的接頭焊趾表層最大硬度依次為64.7 HV、76.9 HV和86.8 HV，比原始焊態(tài)的最大硬度分別提高了21.6%、44.5%和63.2%。這是由于接頭焊趾區(qū)表面經(jīng)超聲沖擊處理后，產(chǎn)生明顯的塑性變形層，可獲得尺寸遠(yuǎn)小于原始粗晶的納米晶粒，硬度增加是加工硬化和細(xì)晶強(qiáng)化的共同作用。

圖9 不同沖擊參數(shù)下變形層的顯微組織

圖10 不同沖擊參數(shù)下的焊接接頭顯微硬度分布

2.4 應(yīng)力集中系數(shù)計(jì)算結(jié)果及分析

應(yīng)力集中系數(shù)t的定義為焊趾處最大應(yīng)力與所在截面的平均應(yīng)力之比。圖11所示為原始焊態(tài)接頭試樣(沖擊0 min)的主應(yīng)力云圖，得到的應(yīng)力集中系數(shù)t為1.470。

圖11 焊接接頭主應(yīng)力云圖

采用相同的網(wǎng)格單元及同樣的加載情況下，其他沖擊參數(shù)對應(yīng)的接頭t計(jì)算結(jié)果如表4所列(表4中t值為每組3個(gè)試樣的計(jì)算結(jié)果平均值)。從圖11和表4可以看出，應(yīng)力主要集中在原始焊態(tài)接頭焊趾處，經(jīng)超聲沖擊處理后，應(yīng)力集中系數(shù)t隨著沖擊時(shí)間的增加而不斷減小。沖擊時(shí)間為2、4和6 min時(shí)，對應(yīng)的t降幅依次為7.14%、10.82%和12.04%。超聲沖擊技術(shù)通過增大接頭焊趾過渡半徑，可以有效減小應(yīng)力集中系數(shù)，從而提高接頭的力學(xué)性能。

表4 不同沖擊參數(shù)下對應(yīng)的接頭應(yīng)力集中系數(shù)

2.5 拉伸試驗(yàn)結(jié)果及分析

拉伸試驗(yàn)共分為4組，依次為未沖擊、沖擊2、4、6 min，每組3個(gè)試樣，試驗(yàn)結(jié)果如表5所列。從表5中可以看出，超聲沖擊前后對接接頭的最大抗拉強(qiáng)度不超過155 MPa，最大屈服強(qiáng)度不超過90 MPa，遠(yuǎn)低于MB8鎂合金母材金屬的，且拉伸試樣均斷裂在接頭焊趾處，如圖12所示。這是由于焊接接頭焊趾處存在應(yīng)力集中現(xiàn)象，焊縫區(qū)晶粒分布不均且尺寸較為粗大，同時(shí)，焊縫內(nèi)存在焊接缺陷(如焊接氣孔)，導(dǎo)致焊接接頭的力學(xué)性能往往低于母材的。

圖12 對接接頭斷裂位置

沖擊處理后，MB8鎂合金對接接頭抗拉強(qiáng)度明顯提高。當(dāng)沖擊時(shí)間分別為2、4和6 min時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度與未沖擊的試樣相比依次提高了22.2%、28.1%和33.2%；屈服強(qiáng)度依次提高了14.9%、21.2%和28.4%。隨著沖擊時(shí)間的增加，接頭的抗拉強(qiáng)度逐漸上升，但增幅并不大。此外，沖擊后焊接接頭的平均伸長率均高于焊態(tài)試樣和母材的，即塑性得到提高，且伸長率隨著沖擊時(shí)間的增加呈遞增趨勢。焊接接頭經(jīng)超聲沖擊處理后，焊趾幾何外形變?yōu)楣饣瑘A弧過渡，應(yīng)力集中程度大幅降低；焊趾部位的應(yīng)力分布更加均勻，焊接殘余拉應(yīng)力調(diào)整為有益的殘余壓應(yīng)力。此外，焊趾表面會(huì)產(chǎn)生塑性變形層，組織由粗晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧{米晶粒，這些因素都有利于提高焊接接頭的力學(xué)性能。但是，沖擊時(shí)間的不斷增加也會(huì)導(dǎo)致接頭表面完整性下降，即焊趾表面粗糙度不斷增大且容易產(chǎn)生微觀裂紋缺陷，這些不利因素與上述的有利因素相互競爭，使得接頭抗拉強(qiáng)度的增幅明顯下降。超聲沖擊后接頭焊趾表面的最大沖擊層厚度只有130 μm左右，拉伸試驗(yàn)過程中裂紋往往從內(nèi)部缺陷處萌生，因此，僅僅依靠沖擊表面并不能顯著增加其抗拉強(qiáng)度。若只考慮涉及到的3個(gè)沖擊工藝參數(shù)，提高鎂合金焊接接頭力學(xué)性能的最優(yōu)沖擊參數(shù)為1.2 A和6 min。

圖13所示為MB8鎂合金對接接頭的拉伸斷口形貌。由圖13可看出，斷口存在大量高密度短而彎曲的放射狀撕裂棱，同時(shí)伴有解理臺(tái)階以及小刻面。局部撕裂棱上分布有尺寸較淺、大小均勻的等軸韌窩。因此，可以判斷MB8鎂合金焊接接頭的拉伸斷裂機(jī)制為介于解理斷裂與韌性斷裂之間的準(zhǔn)解理斷裂，超聲沖擊并不能改變接頭的斷裂機(jī)理，但可以增強(qiáng)其塑性和韌性。圖14所示為焊縫斷口的氣孔形貌(白色箭頭指的是氣孔)。由圖14可看出，拉伸過程中，氣孔將作為應(yīng)力集中源起作用，而成為裂紋萌生源，同時(shí)降低了接頭橫截面的受力面積，導(dǎo)致焊接接頭的力學(xué)性能顯著降低。

表5 不同沖擊參數(shù)下對應(yīng)的接頭力學(xué)性能

圖13 不同沖擊時(shí)間下接頭的拉伸斷口形貌

圖14 焊縫斷口的氣孔形貌

3 結(jié)論

1) 超聲沖擊處理使MB8鎂合金焊接接頭焊趾表層金屬產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形，沖擊時(shí)間為2、4和6 min的情況下，對應(yīng)的沖擊層厚度依次約為50、110和 130 μm；焊趾表面晶粒得到顯著的細(xì)化，原始粗晶轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы缜逦?、隨機(jī)取向、尺寸小于100 nm的納米晶粒。

2) 超聲沖擊處理后，MB8鎂合金焊接接頭焊趾處應(yīng)力集中系數(shù)得到有效降低，焊趾表層的硬度和抗拉強(qiáng)度得到顯著提高，當(dāng)沖擊電流為1.2 A、沖擊時(shí)間為6 min時(shí)，與未沖擊的焊態(tài)試樣相比，應(yīng)力集中系數(shù)降低了12.04%，焊趾表層最大硬度值提高了63.2%，抗拉強(qiáng)度提高了33.2%。表層金屬晶粒細(xì)化，以及焊趾處應(yīng)力集中程度的降低是接頭力學(xué)性能提高的主要原因。

3) 超聲沖擊前后MB8鎂合金焊接接頭的拉伸斷口都存在大量放射狀撕裂棱，同時(shí)，伴有解理臺(tái)階以及較淺的韌窩，其斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂。超聲沖擊并不會(huì)影響接頭的斷裂機(jī)理。

REFERENCES

[1] 巫瑞智, 張景懷, 尹冬松. 先進(jìn)鎂合金制備與加工技術(shù)[M]. 北京: 科學(xué)出版社, 2012: 4?7. WU Rui-zhi, ZHANG Jing-huai, YIN Dong-song. Preparation and processing technology of advanced magnesium alloy[M]. Beijing: Science Press, 2012: 4?7.

[2] 余 琨, 黎文獻(xiàn), 王日初, 馬正青. 變形鎂合金的研究、開發(fā)及應(yīng)用[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2003, 13(2): 277?288.YU Kun, LI Wen-xian, WANG Ri-chu, MA Zheng-qing. Research, development and application of wrought magnesium alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2003, 13(2): 277?288.

[3] SAMEER K D, TARA S C, RAVINDRA K, SUMAN K N S. Magnesium and its alloys in automotive applications—A review[J]. American Journal of Materials Sciences and Technology, 2015, 4(1): 12?30.

[4] 馮吉才, 王亞榮, 張忠典. 鎂合金焊接技術(shù)的研究現(xiàn)狀及應(yīng)用[J].中國有色金屬學(xué)報(bào), 2005, 15(2): 165?178. FENG Ji-cai, WANG Ya-rong, ZHANG Zhong-dian. Status and expectation of research on welding of magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2005, 15(2): 165?178.

[5] 彭 建, 朱 熹, 童小山, 潘復(fù)生. 復(fù)合助焊劑對AZ31鎂合金TIG焊接頭組織與性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2013, 23(11): 3141?3146. PENG Jian, ZHU Xi, TONG Xiao-shan, PAN Fu-sheng. Effect of compound flux on microstructure and properties of TIG welded joints of AZ31 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(11): 3141?3146.

[6] 黎文獻(xiàn). 鎂及鎂合金[M]. 長沙: 中南大學(xué)出版社, 2005: 383?390. LI Wen-xian. Magnesium and magnesium alloy[M]. Changsha: Central South University Press, 2005: 383?390.

[7] 何柏林, 周尚諭. 鎂合金焊接接頭疲勞性能研究現(xiàn)狀和發(fā)展趨勢[J]. 熱加工工藝, 2012, 41(15): 185?187. HE Bo-lin, ZHOU Shang-yu. Study on research status and development trend of fatigue properties of Mg-alloy welded joint[J]. Hot Working Technology, 2012, 41(15): 185?187.

[8] 高 明, 曾曉雁, 唐海國. MB8鎂合金CO2激光焊接工藝及接頭性能[J]. 中國有色金屬學(xué)報(bào), 2011, 21(5): 939?944. GAO Ming, ZENG Xiao-yan, TANG Hai-guo. Process characterization and joint mechanical properties of CO2laser welding of MB8 magnesium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2011, 21(5): 939?944.

[9] 何柏林. 超聲沖擊對鎂合金焊接接頭疲勞性能的研究現(xiàn)狀[J]. 華東交通大學(xué)學(xué)報(bào), 2011, 28(3): 73?77. HE Bo-lin. Researching status and developing trend of the effect of ultrasonic impact on fatigue properties of magnesium weld joints[J]. Journal of East China Jiaotong University, 2011, 28(3): 73?77.

[10] 李 正, 吳圣川, 徐道榮, 王文先. 激光熔修AZ31B鎂合金焊趾區(qū)材料的疲勞性能[J]. 失效分析與預(yù)防, 2011, 6(4): 209?212. LI Zheng, WU Sheng-chuan, XU Dao-rong, WANG Wen-xian. Investigation of fatigue property of welded toes on magnesium AZ31B alloy by laser dressing method[J]. Failure Analysis and Prevention, 2011, 6(4): 209?212.

[11] 張 蘭. AZ31B鎂合金焊接接頭疲勞性能改善方法研究[D]. 太原: 太原理工大學(xué), 2010: 31?39. ZHANG Lan. Study on the improving methods of fatigue property for AZ31B magnesium alloy welded joint[D]. Taiyuan: Taiyuan University of Technology, 2010: 31?39.

[12] 何柏林, 于影霞, 余皇皇, 江民華, 史建平. 超聲沖擊對轉(zhuǎn)向架焊接十字接頭表層組織及疲勞性能的影響[J].焊接學(xué)報(bào), 2013, 34(8): 51?54. HE Bo-lin, YU Ying-xia, YU Huang-huang, JIANG Min-hua, SHI Jian-ping. Effect of ultrasonic impact on the surface microstructure and fatigue properties of welded cross joint for train bogie[J]. Transactions of The China Welding Institution, 2013, 34(8): 51?54.

[13] 解瑞軍, 邱小明, 陳芙蓉, 史志銘. 超聲沖擊實(shí)現(xiàn)7A52鋁合金焊接接頭表面納米化[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2014, 35(12): 35?38. XIE Rui-jun, QIU Xiao-ming, CHEN Fu-rong, SHI Zhi-ming. Surface nanocrystallization of 7A52 aluminum welded joint using ultrasonic impact treatment[J]. Transactions of The China Welding Institution, 2014, 35(12): 35?38.

[14] 黃麗婷, 陳明和, 謝蘭生, 張長清. 超聲沖擊載荷對CP3鈦合金焊接接頭殘余應(yīng)力的影響[J]. 航空材料學(xué)報(bào), 2014, 34(1): 52?55. HUANG Li-ting, CHEN Ming-he, XIE Lan-sheng, ZHANG Chang-qing. Influence of ultrasonic impact load on residual stresses distribution of welded joints for CP3 titanium alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2014, 34(1): 52?55.

[15] BRIAN V, CAROLINE R B, ADOLFO B M, STANLEY T R. Fatigue behavior of welded coverplates treated with ultrasonic impact treatment and bolting[J]. Engineering Structures, 2012, 34: 163?172.

[16] BERG-POLLACK A, VOELLMECKE F J, SONSINO C M. Fatigue strength improvement by ultrasonic impact treatment of highly stressed spokes of cast aluminum wheels[J]. International Journal of Fatigue, 2011, 33: 513?518.

(編輯 李艷紅)

Effect of ultrasonic impact on surface microstructures and mechanical properties of MB8 magnesium alloy welded joint

WEI Kang, HE Bo-lin, YU Ying-xia

(College of Mechanical and Electrical Engineering, East China Jiaotong University, Nanchang 330013, China)

Surface treatment was carried out on the weld toe of MB8 magnesium alloy welded joint with HJ-III type ultrasonic impact treatment equipment. The surface microstructures and mechanical properties of MB8 magnesium alloy welded joints treated by different impact parameters were investigated. The results indicate that, after ultrasonic impact treatment, the primary coarse grains in the surface layer of weld toe and adjacent area turn into randomly oriented nano-crystalline grains with explicit grain boundary. The stress concentration coefficients at weld toe reduce effectively. The surface hardness and tensile strength of joints improve. The joints before and after ultrasonic impact fracture at the weld toe with tensile failure mechanism of quasi-cleavage fracture. In the impact current of 1.2 A and impact time of 6 min, compared with untreated specimens, the stress concentration coefficients reduce by 12.04%, and the surface maximum hardness and tensile strength of treated welded joints increase by 63.2% and 33.2%, respectively. The grain refining of surface layers and the reduced stress concentration at weld toe are main factors which improve the mechanical properties of MB8 magnesium alloy welded joints.

ultrasonic impact; welded joint; surface microstructure; tensile strength; grain refining

Project(51265013) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (20151BAB206007) supported by the Natural Science Foundation of Jiangxi Province, China

2015-09-08; Accepted date:2016-03-15

HE Bo-lin; Tel: +86-791-87046116; E-mail: hebolin@163.com

1004-0609(2016)-12-2479-09

TG146

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51265013)；江西省自然科學(xué)基金項(xiàng)目資助項(xiàng)目(20151BAB206007)

2015-09-08；

2016-03-15

何柏林，教授，博士；電話：0791-87046116；E-mail: hebolin@163.com