WE43A鎂合金補(bǔ)焊組織及性能研究

魏振偉 ， 陳皓暉 ， 沈佳萌 ， 劉昌奎 ， 周 偉

（1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2.航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；3.中國(guó)航發(fā)材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；4.中國(guó)人民解放軍32382部隊(duì) ，北京 100072；5.陸軍裝備部駐北京地區(qū)軍事代表局，北京 100021）

0 引言

Mg-Y-Nd系WE43A鎂合金具有優(yōu)良的力學(xué)性能、抗蠕變性能和抗腐蝕性能，能夠在250 ℃下長(zhǎng)期服役，是目前發(fā)展最成功的高強(qiáng)耐熱鑄造鎂合金之一[1-2]。該合金已廣泛應(yīng)于航空發(fā)動(dòng)機(jī)齒輪箱、直升機(jī)主減速機(jī)匣、變速器殼體和F1賽車(chē)引擎活塞中，如F-16和F-18飛機(jī)配裝的 F-110發(fā)動(dòng)機(jī)附件機(jī)匣，F(xiàn)-22飛機(jī)配裝的F-119 發(fā)動(dòng)機(jī)變速箱殼體、機(jī)匣，F(xiàn)-35飛機(jī)配裝的F-135發(fā)動(dòng)機(jī)變速箱殼體、機(jī)匣等[3-4]。在航空工業(yè)的鎂合金產(chǎn)品中，鑄件超過(guò)90%[4]。隨著航空工業(yè)的發(fā)展，鑄件正在向輕量化、薄壁化、復(fù)雜化和大尺寸化方向發(fā)展，同時(shí)鑄造難度也逐漸增加。然而，大型復(fù)雜鎂合金鑄件在鑄造過(guò)程中容易出現(xiàn)疏松、縮孔、氣孔、夾雜、冷隔、夾渣和裂紋等缺陷[5]，需采用焊接技術(shù)進(jìn)行鎂合金鑄件補(bǔ)焊以提高其合格率及經(jīng)濟(jì)性[6-7]。鎢極氣體保護(hù)焊（TIG）憑借較高的經(jīng)濟(jì)性和操作性，在鎂合金鑄件補(bǔ)焊生產(chǎn)中獲得廣泛應(yīng)用[8-9]。

大量國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究了ZM5[5,10]、ZM6[11-12]、QE22鎂合金[13]的補(bǔ)焊工藝以及補(bǔ)焊后的組織、性能，結(jié)果表明，氬弧焊可以實(shí)現(xiàn)鎂合金鑄件的修復(fù)。Adamiec[14]對(duì)WE43鎂合金大型鑄件的TIG 補(bǔ)焊適宜性進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，“I”、“V”、“Y”3種坡口均可實(shí)現(xiàn)有效焊接，機(jī)匣焊接后未見(jiàn)缺陷。WE43鎂合金通過(guò)沉淀強(qiáng)化來(lái)調(diào)整性能。Jiang等[15]的研究表明，鑄態(tài)WE43中的析出相為Mg14Nd2Y、Mg24Y5，經(jīng)T6處理后，其析出相主要為 Mg14Nd2Y、Mg3(Y,Nd)，合金強(qiáng)度顯著提高。Rzychoń T 等[16]研究發(fā)現(xiàn)，鑄態(tài) WE43A的析出相不僅僅有 Mg14Nd2Y、Mg24Y5，同時(shí)還存在Mg41Nd5等。Li等[3]研究了經(jīng)攪拌摩擦焊后WE43A的組織及性能，結(jié)果表明，焊后晶粒細(xì)化、拉伸性能明顯提高。Santhanakrishnan等[17]研究了WE43鎂合金經(jīng)激光加工處理后的組織及性能，結(jié)果表明，激光加工處理后熔融區(qū)硬度接近母材，下降了HV 4～12，晶粒細(xì)小，析出 β 相。

國(guó)內(nèi)外相關(guān)研究表明，氬弧焊可以實(shí)現(xiàn)鎂合金鑄件的修復(fù)，但其補(bǔ)焊后的組織、力學(xué)性能及疲勞斷口特征未見(jiàn)研究。針對(duì)WE43A鎂合金組織及性能的研究主要集中在熱處理后的影響方面，本文對(duì)WE43A鎂合金鑄件補(bǔ)焊后的組織及性能變化進(jìn)行研究，同時(shí)對(duì)其疲勞斷口進(jìn)行分析，為其氬弧焊補(bǔ)焊的工程應(yīng)用及失效分析提供數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗(yàn)條件

為保證補(bǔ)焊后的組織和性能更符合實(shí)際補(bǔ)焊條件，本研究中的補(bǔ)焊過(guò)程直接在機(jī)匣上完成，然后進(jìn)行固溶+時(shí)效處理。這是由于鑄態(tài)Mg-Y-REZr合金的力學(xué)性能不能滿足使用，必須要經(jīng)過(guò)固溶+時(shí)效處理[18]。處理后的合金切取試樣進(jìn)行組織及性能研究。

制備包含整個(gè)焊接接頭的金相試樣，腐蝕劑為4 mL HNO3+96 mL C2H5OH。分別使用體視顯微鏡和金相顯微鏡進(jìn)行組織觀察；使用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡的背散射模式及二次電子模式對(duì)析出相及疲勞斷口進(jìn)行觀察，使用能譜分析儀對(duì)析出相成分進(jìn)行分析；使用顯微硬度計(jì)對(duì)焊縫中心到母材的顯微硬度變化進(jìn)行測(cè)試，測(cè)試力為100 gf，測(cè)試點(diǎn)間距為0.5 mm。焊縫疲勞斷口試樣在高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上制備，采用四點(diǎn)彎曲試樣，試樣尺寸及補(bǔ)焊焊縫形態(tài)見(jiàn)圖1。焊縫位于試樣中心，加載應(yīng)力為（100±60） MPa，頻率為 50 Hz，支撐跨距為130 mm，加載跨距為80 mm，支撐輥和加載輥直徑為20 mm。

圖1 四點(diǎn)彎曲疲勞試樣尺寸Fig.1 Dimension of four-point bending fatigue specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 金相組織檢查

圖2為WE43A鎂合金鑄件補(bǔ)焊后的接頭橫截面低倍組織形貌。氬弧焊屬于熔焊，焊后熔合線呈橢圓形，母材組織明顯較細(xì)，熱影響區(qū)不明顯；補(bǔ)焊區(qū)組織明顯較為粗大，晶粒清晰可見(jiàn)；從熔合線到焊縫中心晶粒尺寸逐漸增大，這主要是由于越靠近焊縫中心溫度越高，熱擴(kuò)展越慢所致。

圖2 補(bǔ)焊截面低倍組織特征Fig.2 Cross-section morphology of macro structure in repaired joints

圖3為補(bǔ)焊接頭不同區(qū)域的晶粒形貌。焊縫中心區(qū)域晶粒為等軸晶，晶粒粗大，可達(dá)1.5級(jí)（圖3a）。焊縫近熔合線區(qū)晶粒為等軸晶，晶粒細(xì)小，晶粒級(jí)別為3.5級(jí)，同時(shí)可見(jiàn)大量彌散分布的析出相（圖3b）。這與WE43A激光焊接后的晶粒形貌明顯不同，激光焊接后熔合線附近焊縫區(qū)形成柱狀晶，隨著激光能量的下降，則會(huì)出現(xiàn)等軸晶[17]。焊縫凝固后的晶粒形貌主要由所處位置的溫度梯度（G）和生長(zhǎng)速率（R）綜合作用所決定。溫度梯度和生長(zhǎng)速率對(duì)焊接凝固組織形貌及尺寸的影響如圖4所示。一般情況下，激光加熱的速率明顯較氬弧焊的加熱速率快，對(duì)于相同的散熱結(jié)構(gòu)，氬弧焊的溫度梯度明顯較低，因此在焊縫附近形成了等軸晶。補(bǔ)焊時(shí)在相對(duì)固定的位置完成焊接，焊接速率較小，即晶粒的生長(zhǎng)速率較慢。決定最終晶粒尺寸的主要是溫度，越靠近熔池中心溫度越高，因此焊縫區(qū)在遠(yuǎn)離熔合線位置的晶粒較為粗大。熔合線兩側(cè)組織差異顯著，焊縫區(qū)顏色較深，母材顏色較淺，這是由于熔合線兩側(cè)析出相不同導(dǎo)致被腐蝕程度不同，母材區(qū)域析出相明顯較少，晶粒為4級(jí)，同時(shí)未見(jiàn)明顯熱影響區(qū)（圖3c）。從熔合線到母材晶粒均勻、均為4級(jí)，說(shuō)明焊接熱輸入未對(duì)原母材晶粒尺寸產(chǎn)生影響。

圖3 金相組織形貌圖Fig.3 Morphology of microstructure

圖4 溫度梯度及組織生長(zhǎng)速率對(duì)焊接后凝固組織形貌和尺寸的影響示意圖[19]Fig.4 Effect of temperature gradient and growth rate on the morphology and size of microstructure upon solidification[19]

析出相在熔合線兩側(cè)的分布形貌如圖5所示。在焊縫區(qū)域，不同尺寸的析出相均勻、彌散分布在基體上；在母材區(qū)，析出相含量明顯較焊縫區(qū)域少，析出相分布均勻表明熱輸入未對(duì)熔合線附近母材析出相分布產(chǎn)生影響。

圖5 析出相在熔合線兩側(cè)的分布Fig.5 Distribution of precipitation nearby fusion line

在掃描電鏡的背散射模式下觀察，可見(jiàn)焊縫區(qū)析出相呈白色（圖6a），這是由于其較基體的平均原子序數(shù)高。增加放大倍數(shù)進(jìn)行觀察，可見(jiàn)大量析出相聚集，聚集區(qū)域約20 μm，同時(shí)在晶內(nèi)和晶界上發(fā)現(xiàn)棒狀析出相，長(zhǎng)度為1～2 μm，寬度為0.1～0.2 μm（圖6b）。對(duì)聚集區(qū)內(nèi)的大尺寸析出相進(jìn)行能譜分析，結(jié)果見(jiàn)表1。聚集區(qū)內(nèi)的大顆粒析出相（圖6b中標(biāo)注為A）主要成分為14.15%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）Nd、9.99%Y，為 β相（Mg14Nd2Y）[3,17]；具有規(guī)則形狀的析出相（圖6b中標(biāo)注為B）主要成分為2.45%Nd、39.86%Y，富含Y元素，為Mg24Y5相[15]。圖6b中棒狀析出相尺寸較小，能譜不能準(zhǔn)確分析其成分，根據(jù)其形態(tài)和分布可知，該析出相為 β1（Mg3(Y,Nd)）相，具有較大的長(zhǎng)寬比，分布于晶內(nèi)和晶界，是Mg-Y-Nd合金的主要析出相[15]。

圖6 焊縫析出相分布及形貌Fig.6 Distribution and morphology of precipitation in fusion zone

母材區(qū)域的析出相分布較為分散。尺寸約為2.0 μm的析出相孤立分布，尺寸約為0.7 μm的析出相聚集成鏈。能譜分析結(jié)果（表1）表明，2種析出相成分基本相同[20]，且與焊縫區(qū)內(nèi)具有規(guī)則形狀的析出相成分基本相同，為Mg24Y5相，同時(shí)在基體上隱約可見(jiàn)彌散分布的nm級(jí)析出相（圖7）。相關(guān)研究表明，在Mg-Y-Nd體系合金中，其主要的強(qiáng)化析出相有 β"、β′、β1、β 等，經(jīng)過(guò) T6時(shí)效處理后，其主要的析出相為 β′（Mg12NdY）、β1[21-22]。母材的熱處理工藝為T(mén)6處理，因此，認(rèn)為細(xì)小的nm 級(jí)析出相為 β′、β1。

表1 析出相能譜分析結(jié)果Table 1 EDS results of precipitation

圖7 母材析出相分布及形貌Fig.7 Distribution and morphology of precipitation in based matrix

2.2 顯微硬度

圖8為補(bǔ)焊接頭橫截面從焊縫中心到母材顯微硬度的變化規(guī)律。從圖中可以看出，焊縫區(qū)顯微硬度值大小均勻，最大值與最小值差值為4.8，平均值為HV 77.9；從熔合線到距離其6 mm位置的母材區(qū)顯微硬度值大小均勻，最大值與最小值差值也為4.8，平均值為HV 84.8。顯微硬度測(cè)試結(jié)果進(jìn)一步說(shuō)明，WE43A鎂合金補(bǔ)焊后熱影響區(qū)不明顯，這與組織觀察結(jié)果一致。補(bǔ)焊后焊縫硬度較母材低8.13%。WE43A鎂合金的強(qiáng)化方式有固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化以及第二相強(qiáng)化等，焊縫硬度較低是多種強(qiáng)化形式綜合作用后的結(jié)果。根據(jù)Hall-Petch公式，材料的強(qiáng)度與晶粒尺寸開(kāi)方成反比，硬度具有相同的細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)。本研究中，焊縫晶粒較母材粗大，焊縫硬度較母材低，但是焊縫區(qū)從熔合線到焊縫中心晶粒尺寸逐漸增大，硬度值并未表現(xiàn)出隨晶粒尺寸增大而減小的變化趨勢(shì)。這與文獻(xiàn)[17]、[23]中的研究結(jié)果相同，在WE43A鎂合金中晶粒尺寸對(duì)強(qiáng)度的影響較小。時(shí)效態(tài)WE43A鎂合金主要是通過(guò)固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化的綜合作用來(lái)實(shí)現(xiàn)強(qiáng)化。焊縫區(qū)析出大量第二相，基體的固溶度會(huì)明顯下降，這是導(dǎo)致焊縫區(qū)硬度較低的一個(gè)原因。同時(shí)，焊縫區(qū)析出的β1相尺寸較大，長(zhǎng)度達(dá)到1～2 μm。相關(guān)研究表明，幾百nm以上的粗大的晶內(nèi)析出相不能有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因此不能產(chǎn)生強(qiáng)化效果[15,17]。焊縫區(qū)大量β1相的析出不僅降低了基體的固溶度，同時(shí)由于其尺寸較大，不能產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化作用，最終導(dǎo)致焊縫區(qū)硬度較低。母材正常T6處理，析出大量彌散分布的β′、β1相，具有較高的硬度。

圖8 補(bǔ)焊接頭橫向截面硬度變化Fig.8 Microhardness transverse distribution of repaired weld joints

2.3 斷口分析

圖9為WE43A補(bǔ)焊接頭疲勞斷口不同位置的形貌。從圖中結(jié)果可知，源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)特征較為接近，均呈準(zhǔn)解理特征，可見(jiàn)大量扇形花樣和小臺(tái)階特征，其中源區(qū)扇形花樣較多（圖9a）。這是由于源區(qū)位于焊縫中心表面，該位置晶粒粗大，承受的起始應(yīng)力較小，疲勞裂紋在一個(gè)晶粒內(nèi)傳播，容易形成扇形花樣。隨著疲勞裂紋向內(nèi)部擴(kuò)展，晶粒尺寸減小，承受的應(yīng)力較大，每個(gè)晶粒多源開(kāi)裂，最終形成大量小臺(tái)階特征，同時(shí)出現(xiàn)沿晶特征，且隨著疲勞裂紋的擴(kuò)展，沿晶特征逐漸增多（圖9b）。最終斷裂區(qū)為過(guò)載斷裂特征，WE43A鎂合金T6處理后的過(guò)載斷口特征為混合型斷口，由沿晶+韌窩組成（圖9c）。鑄態(tài)的WE43A鎂合金過(guò)載斷裂特征為準(zhǔn)解理特征[3]。

圖9 焊接不同位置的斷口特征Fig.9 Fracture profiles of different position

3 結(jié)論

1）WE43A鎂合金補(bǔ)焊后未見(jiàn)明顯的熱影響區(qū)，母材和焊縫均為等軸晶，從熔合線到焊縫中心晶粒尺寸逐漸增大。

2）母材中的析出相主要為呈方形的Mg24Y5以及彌散分布的 β′（Mg12NbY）、β1（Mg3(Nd,Y)），焊縫區(qū)析出相主要為方形的Mg24Y5、不規(guī)則形狀的Mg14Nb2Y和在晶內(nèi)及晶界分布的大尺寸棒狀β1相。

3）母材及焊縫區(qū)顯微硬度均勻，焊縫區(qū)平均硬度較母材低8.13%，這是由于焊縫區(qū)析出的大量析出相降低了基體固溶度以及析出的β1相粗大未產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化綜合所用所致。

4）補(bǔ)焊接頭疲勞斷口源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)為準(zhǔn)解理特征，源區(qū)可見(jiàn)較多扇形花樣，擴(kuò)展區(qū)可見(jiàn)大量臺(tái)階以及少量的沿晶特征，瞬斷區(qū)為沿晶+韌窩的混合斷裂特征。