WE43A镁合金补焊组织及性能研究

魏振伟 ， 陈皓晖 ， 沈佳萌 ， 刘昌奎 ， 周 伟

（1.中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2.航空材料检测与评价北京市重点实验室，北京 100095；3.中国航发材料检测与评价重点实验室，北京 100095；4.中国人民解放军32382部队 ，北京 100072；5.陆军装备部驻北京地区军事代表局，北京 100021）

0 引言

Mg-Y-Nd系WE43A镁合金具有优良的力学性能、抗蠕变性能和抗腐蚀性能，能够在250 ℃下长期服役，是目前发展最成功的高强耐热铸造镁合金之一[1-2]。该合金已广泛应于航空发动机齿轮箱、直升机主减速机匣、变速器壳体和F1赛车引擎活塞中，如F-16和F-18飞机配装的 F-110发动机附件机匣，F-22飞机配装的F-119 发动机变速箱壳体、机匣，F-35飞机配装的F-135发动机变速箱壳体、机匣等[3-4]。在航空工业的镁合金产品中，铸件超过90%[4]。随着航空工业的发展，铸件正在向轻量化、薄壁化、复杂化和大尺寸化方向发展，同时铸造难度也逐渐增加。然而，大型复杂镁合金铸件在铸造过程中容易出现疏松、缩孔、气孔、夹杂、冷隔、夹渣和裂纹等缺陷[5]，需采用焊接技术进行镁合金铸件补焊以提高其合格率及经济性[6-7]。钨极气体保护焊（TIG）凭借较高的经济性和操作性，在镁合金铸件补焊生产中获得广泛应用[8-9]。

大量国内外学者研究了ZM5[5,10]、ZM6[11-12]、QE22镁合金[13]的补焊工艺以及补焊后的组织、性能，结果表明，氩弧焊可以实现镁合金铸件的修复。Adamiec[14]对WE43镁合金大型铸件的TIG 补焊适宜性进行了研究，结果表明，“I”、“V”、“Y”3种坡口均可实现有效焊接，机匣焊接后未见缺陷。WE43镁合金通过沉淀强化来调整性能。Jiang等[15]的研究表明，铸态WE43中的析出相为Mg14Nd2Y、Mg24Y5，经T6处理后，其析出相主要为 Mg14Nd2Y、Mg3(Y,Nd)，合金强度显著提高。Rzychoń T 等[16]研究发现，铸态 WE43A的析出相不仅仅有 Mg14Nd2Y、Mg24Y5，同时还存在Mg41Nd5等。Li等[3]研究了经搅拌摩擦焊后WE43A的组织及性能，结果表明，焊后晶粒细化、拉伸性能明显提高。Santhanakrishnan等[17]研究了WE43镁合金经激光加工处理后的组织及性能，结果表明，激光加工处理后熔融区硬度接近母材，下降了HV 4～12，晶粒细小，析出 β 相。

国内外相关研究表明，氩弧焊可以实现镁合金铸件的修复，但其补焊后的组织、力学性能及疲劳断口特征未见研究。针对WE43A镁合金组织及性能的研究主要集中在热处理后的影响方面，本文对WE43A镁合金铸件补焊后的组织及性能变化进行研究，同时对其疲劳断口进行分析，为其氩弧焊补焊的工程应用及失效分析提供数据支撑。

1 试验条件

为保证补焊后的组织和性能更符合实际补焊条件，本研究中的补焊过程直接在机匣上完成，然后进行固溶+时效处理。这是由于铸态Mg-Y-REZr合金的力学性能不能满足使用，必须要经过固溶+时效处理[18]。处理后的合金切取试样进行组织及性能研究。

制备包含整个焊接接头的金相试样，腐蚀剂为4 mL HNO3+96 mL C2H5OH。分别使用体视显微镜和金相显微镜进行组织观察；使用场发射扫描电镜的背散射模式及二次电子模式对析出相及疲劳断口进行观察，使用能谱分析仪对析出相成分进行分析；使用显微硬度计对焊缝中心到母材的显微硬度变化进行测试，测试力为100 gf，测试点间距为0.5 mm。焊缝疲劳断口试样在高频疲劳试验机上制备，采用四点弯曲试样，试样尺寸及补焊焊缝形态见图1。焊缝位于试样中心，加载应力为（100±60） MPa，频率为 50 Hz，支撑跨距为130 mm，加载跨距为80 mm，支撑辊和加载辊直径为20 mm。

图1 四点弯曲疲劳试样尺寸Fig.1 Dimension of four-point bending fatigue specimen

2 试验结果与分析

2.1 金相组织检查

图2为WE43A镁合金铸件补焊后的接头横截面低倍组织形貌。氩弧焊属于熔焊，焊后熔合线呈椭圆形，母材组织明显较细，热影响区不明显；补焊区组织明显较为粗大，晶粒清晰可见；从熔合线到焊缝中心晶粒尺寸逐渐增大，这主要是由于越靠近焊缝中心温度越高，热扩展越慢所致。

图2 补焊截面低倍组织特征Fig.2 Cross-section morphology of macro structure in repaired joints

图3为补焊接头不同区域的晶粒形貌。焊缝中心区域晶粒为等轴晶，晶粒粗大，可达1.5级（图3a）。焊缝近熔合线区晶粒为等轴晶，晶粒细小，晶粒级别为3.5级，同时可见大量弥散分布的析出相（图3b）。这与WE43A激光焊接后的晶粒形貌明显不同，激光焊接后熔合线附近焊缝区形成柱状晶，随着激光能量的下降，则会出现等轴晶[17]。焊缝凝固后的晶粒形貌主要由所处位置的温度梯度（G）和生长速率（R）综合作用所决定。温度梯度和生长速率对焊接凝固组织形貌及尺寸的影响如图4所示。一般情况下，激光加热的速率明显较氩弧焊的加热速率快，对于相同的散热结构，氩弧焊的温度梯度明显较低，因此在焊缝附近形成了等轴晶。补焊时在相对固定的位置完成焊接，焊接速率较小，即晶粒的生长速率较慢。决定最终晶粒尺寸的主要是温度，越靠近熔池中心温度越高，因此焊缝区在远离熔合线位置的晶粒较为粗大。熔合线两侧组织差异显著，焊缝区颜色较深，母材颜色较浅，这是由于熔合线两侧析出相不同导致被腐蚀程度不同，母材区域析出相明显较少，晶粒为4级，同时未见明显热影响区（图3c）。从熔合线到母材晶粒均匀、均为4级，说明焊接热输入未对原母材晶粒尺寸产生影响。

图3 金相组织形貌图Fig.3 Morphology of microstructure

图4 温度梯度及组织生长速率对焊接后凝固组织形貌和尺寸的影响示意图[19]Fig.4 Effect of temperature gradient and growth rate on the morphology and size of microstructure upon solidification[19]

析出相在熔合线两侧的分布形貌如图5所示。在焊缝区域，不同尺寸的析出相均匀、弥散分布在基体上；在母材区，析出相含量明显较焊缝区域少，析出相分布均匀表明热输入未对熔合线附近母材析出相分布产生影响。

图5 析出相在熔合线两侧的分布Fig.5 Distribution of precipitation nearby fusion line

在扫描电镜的背散射模式下观察，可见焊缝区析出相呈白色（图6a），这是由于其较基体的平均原子序数高。增加放大倍数进行观察，可见大量析出相聚集，聚集区域约20 μm，同时在晶内和晶界上发现棒状析出相，长度为1～2 μm，宽度为0.1～0.2 μm（图6b）。对聚集区内的大尺寸析出相进行能谱分析，结果见表1。聚集区内的大颗粒析出相（图6b中标注为A）主要成分为14.15%（质量分数，下同）Nd、9.99%Y，为 β相（Mg14Nd2Y）[3,17]；具有规则形状的析出相（图6b中标注为B）主要成分为2.45%Nd、39.86%Y，富含Y元素，为Mg24Y5相[15]。图6b中棒状析出相尺寸较小，能谱不能准确分析其成分，根据其形态和分布可知，该析出相为 β1（Mg3(Y,Nd)）相，具有较大的长宽比，分布于晶内和晶界，是Mg-Y-Nd合金的主要析出相[15]。

图6 焊缝析出相分布及形貌Fig.6 Distribution and morphology of precipitation in fusion zone

母材区域的析出相分布较为分散。尺寸约为2.0 μm的析出相孤立分布，尺寸约为0.7 μm的析出相聚集成链。能谱分析结果（表1）表明，2种析出相成分基本相同[20]，且与焊缝区内具有规则形状的析出相成分基本相同，为Mg24Y5相，同时在基体上隐约可见弥散分布的nm级析出相（图7）。相关研究表明，在Mg-Y-Nd体系合金中，其主要的强化析出相有 β"、β′、β1、β 等，经过 T6时效处理后，其主要的析出相为 β′（Mg12NdY）、β1[21-22]。母材的热处理工艺为T6处理，因此，认为细小的nm 级析出相为 β′、β1。

表1 析出相能谱分析结果Table 1 EDS results of precipitation

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

2.2 显微硬度

图8为补焊接头横截面从焊缝中心到母材显微硬度的变化规律。从图中可以看出，焊缝区显微硬度值大小均匀，最大值与最小值差值为4.8，平均值为HV 77.9；从熔合线到距离其6 mm位置的母材区显微硬度值大小均匀，最大值与最小值差值也为4.8，平均值为HV 84.8。显微硬度测试结果进一步说明，WE43A镁合金补焊后热影响区不明显，这与组织观察结果一致。补焊后焊缝硬度较母材低8.13%。WE43A镁合金的强化方式有固溶强化、细晶强化以及第二相强化等，焊缝硬度较低是多种强化形式综合作用后的结果。根据Hall-Petch公式，材料的强度与晶粒尺寸开方成反比，硬度具有相同的细晶强化效应。本研究中，焊缝晶粒较母材粗大，焊缝硬度较母材低，但是焊缝区从熔合线到焊缝中心晶粒尺寸逐渐增大，硬度值并未表现出随晶粒尺寸增大而减小的变化趋势。这与文献[17]、[23]中的研究结果相同，在WE43A镁合金中晶粒尺寸对强度的影响较小。时效态WE43A镁合金主要是通过固溶强化和沉淀强化的综合作用来实现强化。焊缝区析出大量第二相，基体的固溶度会明显下降，这是导致焊缝区硬度较低的一个原因。同时，焊缝区析出的β1相尺寸较大，长度达到1～2 μm。相关研究表明，几百nm以上的粗大的晶内析出相不能有效阻碍位错运动，因此不能产生强化效果[15,17]。焊缝区大量β1相的析出不仅降低了基体的固溶度，同时由于其尺寸较大，不能产生沉淀强化作用，最终导致焊缝区硬度较低。母材正常T6处理，析出大量弥散分布的β′、β1相，具有较高的硬度。

图8 补焊接头横向截面硬度变化Fig.8 Microhardness transverse distribution of repaired weld joints

2.3 断口分析

图9为WE43A补焊接头疲劳断口不同位置的形貌。从图中结果可知，源区和扩展区特征较为接近，均呈准解理特征，可见大量扇形花样和小台阶特征，其中源区扇形花样较多（图9a）。这是由于源区位于焊缝中心表面，该位置晶粒粗大，承受的起始应力较小，疲劳裂纹在一个晶粒内传播，容易形成扇形花样。随着疲劳裂纹向内部扩展，晶粒尺寸减小，承受的应力较大，每个晶粒多源开裂，最终形成大量小台阶特征，同时出现沿晶特征，且随着疲劳裂纹的扩展，沿晶特征逐渐增多（图9b）。最终断裂区为过载断裂特征，WE43A镁合金T6处理后的过载断口特征为混合型断口，由沿晶+韧窝组成（图9c）。铸态的WE43A镁合金过载断裂特征为准解理特征[3]。

图9 焊接不同位置的断口特征Fig.9 Fracture profiles of different position

3 结论

1）WE43A镁合金补焊后未见明显的热影响区，母材和焊缝均为等轴晶，从熔合线到焊缝中心晶粒尺寸逐渐增大。

2）母材中的析出相主要为呈方形的Mg24Y5以及弥散分布的 β′（Mg12NbY）、β1（Mg3(Nd,Y)），焊缝区析出相主要为方形的Mg24Y5、不规则形状的Mg14Nb2Y和在晶内及晶界分布的大尺寸棒状β1相。

3）母材及焊缝区显微硬度均匀，焊缝区平均硬度较母材低8.13%，这是由于焊缝区析出的大量析出相降低了基体固溶度以及析出的β1相粗大未产生沉淀强化综合所用所致。

4）补焊接头疲劳断口源区和扩展区为准解理特征，源区可见较多扇形花样，扩展区可见大量台阶以及少量的沿晶特征，瞬断区为沿晶+韧窝的混合断裂特征。