深冷处理对WE43A异质焊补接头组织及性能影响研究

2020-01-03管晓光徐中山雷美科张仁军周长海

电焊机 2019年12期

管晓光，徐中山，雷美科，张仁军，周长海

（1.黑龙江科技大学材料科学与工程学院，黑龙江哈尔滨150072；2.哈尔滨建成集团105分厂，黑龙江哈尔滨150030；3.厦门金龙联合汽车工业有限公司，福建厦门361023；4.哈尔滨汽轮机厂股份有限公司，黑龙江哈尔滨150000）

0 前言

铸造稀土镁合金比强度高、耐热耐蚀好，广泛应用于航空、航天等领域，但其焊接接头质量相对较差。已有研究表明，深冷处理可以有效提高金属材料的性能[1-3]。虽然迄今黑色金属中广泛使用深冷处理，但对深冷处理提高金属性能的机理尚待研究，深冷处理对铸造稀土镁合金异质接头组织和性能的影响研究甚少。本文选用稀土镁合金WE43A的TIG焊异质焊补接头为对象，研究深冷处理对其组织和性能的影响，确定较佳的深冷处理工艺。

1 试验材料及方法

试验母材为100 mm×55 mm×6 mm的WE43A铸造镁合金铣制板材，共2块，填充材料为ZM2焊丝。母材和焊丝的化学成分分别如表1、表2所示。

表1 WE43A镁合金的化学成分 %

表2 ZM2焊丝化学成分 %

刨孔后采用交流TIG焊进行补焊。刨孔尺寸如图1所示。焊接工艺参数如表3所示。焊后1组焊态，其他4组固溶处理后进行深冷处理，深冷工艺曲线如图2所示。

图1 刨孔尺寸示意

表3 WE43A镁合金TIG焊补焊工艺参数

图2 深冷处理工艺曲线

对磨制好的试样进行金相观察。用HVST-100型显微硬度计在2.942 N下加载10 s测试显微硬度。采用DX-2700B型X射线衍射仪对WE43A镁合金补焊接头进行物相分析，CH1660B型电化学工作站用3.5%NaCl进行极化测试。

2 试验结果及分析

2.1 深冷处理物相分析

深冷处理前后的WE43A镁合金焊接接头的X射线衍射图谱如图3所示。由图3可知，未经深冷处理的WE43A镁合金焊缝区存在着α-Mg、Mg24Y5、Mg12Nd、Mg7Zn3四种物相，其中Mg12Nd衍射峰较弱。

图3 WE43A镁合金X射线衍射图谱

2.2 深冷处理对异质焊补接头组织的影响

2.2.1 深冷处理对异质焊补接头金相组织的影响

WE43A镁合金TIG焊焊补接头经过不同时间深冷处理后的焊缝区显微组织如图4所示。随着深冷处理时间的增加，焊缝区晶粒越来越细小，第二相分布变得均匀，析出相增多。未深冷处理的焊缝区晶粒平均尺寸为33 μm，经深冷处理后晶粒尺寸有所减小，组织分布较均匀，晶粒尺寸分别约为25μm、20 μm、17μm、15μm，晶粒细化率分别为24.4%、39.9%、48.5%、54.5%，其中深冷处理8 h和16 h晶粒细化度基本差不多。原因可能是WE43A镁合金补焊接头在固溶+水淬工艺过程中，由于温差较大，固溶阶段形成大量过饱和固溶体在快速冷却时固溶于基体中的Zn、Y、Gd等合金元素未及时扩散，晶格畸变，促使基体内部产生内应力而处于高能量状态，促使第二相如Mg24Y5，Mg12Nd等沿晶内或晶界析出。随着深冷时间的增加，第二相析出增多并发生扩散，组织变得均匀和细小[4]。

图4 深冷处理前后焊缝区显微组织

2.2.2 深冷处理前后的焊缝扫描形貌

WE43A镁合金补焊接头焊缝区在-100℃不同深冷时间的SEM形貌如图5所示。

由图5可知，随着深冷时间的增加，析出相明显增多且分布更加均匀。未深冷处理的第二相呈针片状和球状，而经过深冷后颗粒多呈细小的球状分布。这是因为固溶使α-Mg基体中的Nd，Y等稀土呈过饱和状态，固溶后深冷促使晶格畸变严重，且随深冷时间的延长储存的畸变能变大，促使组织中过饱和的稀土元素以第二相形式从晶内向晶界缺陷处迁移或扩散析出；析出相变多和聚集，阻止晶粒长大，位错不断塞积移动，局部再结晶，从而形成密集的细粒状组织。析出相在室温环境中保存下来，但由于深冷温度较低导致原子扩散速度慢，因此深冷第二相粒子的数量随着深冷时间的延长而增多，第二相长大困难，在基体上均匀弥散分布。

图5 深冷处理前后焊缝区扫描形貌

2.3 深冷处理对焊补接头性能的影响

2.3.1 深冷处理对焊补接头显微硬度的影响

WE43A镁合金TIG焊补接头的显微硬度曲线如图6所示。WE43A镁合金焊接接头经过深冷处理后，各区域的硬度值都有所提高，其中焊缝区硬度值最高，热影响区硬度值最低。未经深冷处理的焊接接头焊缝区硬度值最大为63.5HV，经过深冷处理后，焊缝区的最大硬度值分别为68HV、73.5HV、78.8HV、79.2 HV，分别提高了 7%、15.7%、24.1%、24.7%；深冷处理8 h与16 h试样的硬度值相差不大。导致该现象的主要原因是：固溶后深冷处理畸变能较大，促进亚晶形成，从而细化晶粒，同时固溶水淬后的亚稳态组织，促进了第二相粒子的析出增加，导致镁合金焊接接头各区在深冷处理后硬度值增大。而随着深冷时间的增加，第二相粒子析出逐渐增多，硬度值增大。

图6 -100℃下深冷处理前后焊接接头显微硬度曲线

2.5 深冷处理对焊补接头耐蚀性的影响

WE43A镁合金焊接接头焊缝区在3.5%NaCl溶液中的极化曲线如图7所示，经过深冷处理，焊缝区的开路电位都向正方向发生了偏移。经测定未深冷处理时，自腐蚀电位为-1.728 41 V，经过深冷处理后，随着深冷时间由4 h增至16 h，自腐蚀电位也由-1.603 21 V增至-1.503 26 V，呈上升趋势。腐蚀速率由2.9631mm/a降至0.374 2mm/a，降低了87.4%。

图7 深冷处理前后WE43A镁合金极化曲线

WE43A镁合金焊接接头焊缝区在3.5%NaCl溶液中腐蚀后的SEM形貌如图8所示。由图8a可知，在腐蚀过程中镁合金表面形成了一层钝化膜，腐蚀表面有金属间化合物析出；图8b～图8e为经过不同深冷处理时间的接头焊缝区腐蚀形貌，随着深冷时间的增加，腐蚀表面金属间化合物析出量变少。这是由于固溶和深冷处理使晶粒细化，第二相析出增多。而晶粒细化降低了晶粒与晶界交界处电阻的不平衡性，提高了镁合金焊接接头的耐腐蚀性。当第二相含量较少时，在腐蚀的初期晶界处的第二相粒子主要充当电偶的阴极。在腐蚀过程中，基体相α-Mg优先溶解但大多数第二相粒子仍保持在表面，基体相α-Mg的溶解使第二相粒子失去依托而剥离表面。但是经过深冷处理后在基体表层形成了一个均匀且连续性的第二相，将表面的外部环境与镁合金中的基体α-Mg隔离开，从而降低了镁合金的腐蚀速率[5]。