焊后熱處理對AZ80鎂合金接頭組織及性能的影響

郭雨菲,侯宗宗

（中國船舶重工集團(tuán)公司第七二五研究所，河南 洛陽 471023）

鎂合金是以鎂為主要基體加入其它元素組成的合金，是一種高性能輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料，由于鎂合金具有密度小，比強(qiáng)度、比剛度高，具有優(yōu)異的抗震、防電磁、導(dǎo)熱、導(dǎo)電等性能，并且具有良好的鑄造性能、機(jī)械加工性能和尺寸穩(wěn)定性，被譽(yù)為“21世紀(jì)的綠色工程材料”[1-3]。

AZ80鎂合金是目前Mg-Al-Zn系鎂合金中強(qiáng)度最高的合金，其耐腐蝕性也要強(qiáng)于同系中的其它合金，且冶煉和制造成本并不比同系其它合金高[4]。因此，對AZ80的焊接工藝進(jìn)行研究有利于推進(jìn)AZ80鎂合金在機(jī)械、化工、交通、航天航空、核工業(yè)和石油設(shè)備等領(lǐng)域的應(yīng)用。

AZ80為可熱處理強(qiáng)化鎂合金，熱處理可以提高AZ80鎂合金的綜合力學(xué)性能，已有許多專家和學(xué)者對AZ80鎂合金熱處理進(jìn)行了研究和報(bào)道。Martinez[5]、路林林[6]、唐偉[7]等人分別研究了熱處理對AZ80鎂合金組織和性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)，熱處理可以有效地提高AZ80鎂合金的綜合性能，不同的時效溫度對鎂合金析出相的析出型式和對合金的強(qiáng)化作用不同。

然而，對于AZ80焊接結(jié)構(gòu)的薄弱環(huán)節(jié)——焊接接頭的焊后熱處理卻鮮有報(bào)道。本文針對AZ80鎂合金擠壓板材，采用鎢極氬弧焊進(jìn)行焊接，隨后對焊接接頭進(jìn)行了固溶處理和實(shí)效處理，研究固溶和實(shí)效處理對AZ80鎢極氬弧焊接頭組織和性能的影響，并分析其強(qiáng)化機(jī)理，為AZ80鎢極氬弧焊接頭的焊后熱處理的實(shí)際應(yīng)用提供了可行性參考和實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用擠壓態(tài)的2.5mm厚AZ80鎂合金板材，其化學(xué)成分見表1，板材尺寸規(guī)格為300mm×90mm×2.5mm。使用φ1.6mm的AZ80同質(zhì)焊絲，利用自行設(shè)計(jì)的送絲裝置實(shí)現(xiàn)自動填絲，背面放置銅板作為襯墊。采用交流脈沖進(jìn)行焊接[8]，焊接保護(hù)氣體為99.9%的純氬，噴嘴直徑10mm。其它焊接工藝參數(shù)如表2所示。

表1 母材及焊絲的化學(xué)成分（wt.%）

表2 焊接參數(shù)

焊接后對接頭進(jìn)行焊后熱處理，根據(jù)相關(guān)研究[9-10]，熱處理工藝選定如下：焊后對接頭進(jìn)行固溶處理，固溶處理溫度為400℃±5℃，保溫時間分別為0.5h、1h、1.5h和2h；選取力學(xué)性能最好的1h固溶處理后的接頭進(jìn)行時效處理，時效溫度為175oC±5℃，保溫時間分別為4h、8h、12h、16h。

對熱處理后的接頭進(jìn)行顯微組織觀測、顯微硬度測試和力學(xué)性能測試，研究固溶和實(shí)效處理對AZ80鎢極氬弧焊接頭的組織和性能的影響，分析焊后熱處理焊接接頭的強(qiáng)化機(jī)理。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 原始焊態(tài)接頭顯微組織

圖1為原始焊態(tài)焊接接頭的顯微組織。母材在擠壓過程中發(fā)生了完全動態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小的等軸晶粒，晶粒內(nèi)由α-Mg和少量的β-Mg17Al12相組成，晶界分布有細(xì)小的顆粒狀析出物。熱影響區(qū)晶粒受到了焊接溫度場的影響，晶粒發(fā)生不同程度的長大，組織尺寸分布不均勻。熔合區(qū)寬度約為 200μm， 是焊縫組織與熱影響區(qū)組織相互過渡的區(qū)域。焊縫區(qū)組織是由中白色α-Mg基體和在晶界處不連續(xù)分布黑色β-Al12Mg17第二相組織構(gòu)成，呈現(xiàn)典型的激冷鑄態(tài)組織，顯微組織分布不均勻。

圖1 AZ80原始焊態(tài)焊接接頭金相組織

2.2 固溶處理對焊縫區(qū)的顯微組織與力學(xué)性能的影響

不同固溶時間處理后焊縫區(qū)的顯微組織如圖2所示。原始焊態(tài)的焊縫組織中含有大量的網(wǎng)狀析出相β-Mg17Al12；固溶0.5h后，焊接接頭組織發(fā)生了很大的變化，粗大網(wǎng)狀的第二相逐漸溶解進(jìn)入α-Mg基體中，僅在晶粒內(nèi)部還有少量β相存在，形成過飽和的α-Mg，晶界變得更為平直，晶粒也有明顯的長大。而在固溶1h、1.5h、2h的焊縫金相組織里，β相基本上已經(jīng)全部固溶到α-Mg基體組織中，晶粒尺寸隨著固溶時間的延長有增大的趨勢。

圖2 不同固溶時間下AZ80焊接接頭焊縫區(qū)金相組織

圖3為AZ80接頭各個區(qū)域在不同固溶時間下的硬度分布曲線。從圖中可以看出，原始焊態(tài)接頭固溶處理1h時，整個接頭的硬度得到明顯提高，隨后隨著固溶時間的增長焊縫和熱影響區(qū)的硬度則呈現(xiàn)下降的趨勢。

對經(jīng)過不同固溶時間的試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，如圖4所示，焊縫的抗拉強(qiáng)度與延伸率均在固溶1h時達(dá)到最大，隨后隨著固溶時間的增加，抗拉強(qiáng)度呈下降的趨勢。

這是由于，在固溶1h時，α-Mg基體已經(jīng)形成了Al的過飽和固溶體，固溶到晶格內(nèi)的Al元素會引起晶格的點(diǎn)陣畸變，阻礙位錯的滑移，使接頭的硬度、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、延伸率均有提升，接頭的抗拉強(qiáng)度大概為243 MPa，為母材的69.3%，此時的延伸率也達(dá)到了8.7%左右。隨后隨著固溶時間的增長，接頭晶粒過度長大引起合力學(xué)金性能下降。

圖3 不同固溶時間焊接接頭維氏硬度分布曲線

圖4 不同固溶時間焊接接頭室溫拉伸性能

2.3 時效處理對焊縫區(qū)的顯微組織與力學(xué)性能的影響

圖5為經(jīng)過不同時間時效處理之后的焊縫區(qū)域微觀組織，從圖中能看出，隨著時效時間的增加，β-Mg17Al12析出相越來越多，析出方式分為沿晶界不連續(xù)析出和晶內(nèi)連續(xù)析出。

時效時間達(dá)到12小時后，析出相幾乎不再增加，繼續(xù)加熱只會使得焊縫晶粒受熱粗化。

圖5 不同時效時間下AZ80焊接接頭焊縫區(qū)金相組織

圖6為焊接接頭的維氏硬度測試圖，可以看出，不同時效時間處理后接頭的硬度差別不大，平均達(dá)到了63HV左右。如圖7所示為不同時效時間的試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)，焊縫的抗拉強(qiáng)度在時效12小時后達(dá)到最大250 MPa左右，此時的延伸率也達(dá)到了最大的9%。

圖6 不同固溶時間焊接接頭維氏硬度分布曲線

圖7 不同固溶時間焊接接頭室溫拉伸性能

這是由于時效處理后AZ80鎂合金內(nèi)的過飽和固溶體隨著時效時間的增加慢慢析出β-Mg17Al12相，該析出相分布在晶內(nèi)或者晶界上，對位錯的滑移起到了阻礙的作用，使合金的抗拉強(qiáng)度提高。繼續(xù)加熱時效，雖然焊縫的抗拉強(qiáng)度沒有明顯的變化，但其延伸率嚴(yán)重下降，這是由于焊縫組織受熱時間過長晶粒長大導(dǎo)致的合金綜合性能下降。

3 結(jié) 論

（1）AZ80鎂合金TIG焊接頭焊縫區(qū)域原始焊態(tài)焊晶粒較為粗大，主要由α-Mg基體和β-Mg17Al12相構(gòu)成，存在嚴(yán)重枝晶偏析，β相沿晶界聚集分布；熱影響區(qū)由于受到焊接過程熱溫度場作用，晶粒也發(fā)生不同程度的長大。接頭抗拉強(qiáng)度為224MPa，拉伸實(shí)驗(yàn)斷在焊縫區(qū)域。

（2）由于固溶處理可以使β相分解并固溶進(jìn)α-Mg基體中，形成過飽和的固溶體，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化，但是加熱時間過長會使晶粒過度長大，使得接頭的力學(xué)性能隨著固溶時間的增加，呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢，且在固溶時間為1h時接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值。

（3）由于時效處理使過飽和固溶體里的Al元素重新析出為β-Mg17Al12相，產(chǎn)生時效強(qiáng)化，但加熱時間過長會使β相聚集到位錯周圍，形成應(yīng)力集中，還會導(dǎo)致晶粒發(fā)生長大、合金過燒等現(xiàn)象。致使隨著時效時間的增加，接頭整體硬度變化不大，接頭抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢，且在時效時間為12h時接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值。