管曉光，徐中山，雷美科，張仁軍，周長海

（1.黑龍江科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，黑龍江哈爾濱150072；2.哈爾濱建成集團(tuán)105分廠，黑龍江哈爾濱150030；3.廈門金龍聯(lián)合汽車工業(yè)有限公司，福建廈門361023；4.哈爾濱汽輪機(jī)廠股份有限公司，黑龍江哈爾濱150000）

0 前言

鑄造稀土鎂合金比強(qiáng)度高、耐熱耐蝕好，廣泛應(yīng)用于航空、航天等領(lǐng)域，但其焊接接頭質(zhì)量相對較差。已有研究表明，深冷處理可以有效提高金屬材料的性能[1-3]。雖然迄今黑色金屬中廣泛使用深冷處理，但對深冷處理提高金屬性能的機(jī)理尚待研究，深冷處理對鑄造稀土鎂合金異質(zhì)接頭組織和性能的影響研究甚少。本文選用稀土鎂合金WE43A的TIG焊異質(zhì)焊補(bǔ)接頭為對象，研究深冷處理對其組織和性能的影響，確定較佳的深冷處理工藝。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)?zāi)覆臑?00 mm×55 mm×6 mm的WE43A鑄造鎂合金銑制板材，共2塊，填充材料為ZM2焊絲。母材和焊絲的化學(xué)成分分別如表1、表2所示。

表1 WE43A鎂合金的化學(xué)成分 %

表2 ZM2焊絲化學(xué)成分 %

刨孔后采用交流TIG焊進(jìn)行補(bǔ)焊。刨孔尺寸如圖1所示。焊接工藝參數(shù)如表3所示。焊后1組焊態(tài)，其他4組固溶處理后進(jìn)行深冷處理，深冷工藝曲線如圖2所示。

圖1 刨孔尺寸示意

表3 WE43A鎂合金TIG焊補(bǔ)焊工藝參數(shù)

圖2 深冷處理工藝曲線

對磨制好的試樣進(jìn)行金相觀察。用HVST-100型顯微硬度計(jì)在2.942 N下加載10 s測試顯微硬度。采用DX-2700B型X射線衍射儀對WE43A鎂合金補(bǔ)焊接頭進(jìn)行物相分析，CH1660B型電化學(xué)工作站用3.5%NaCl進(jìn)行極化測試。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 深冷處理物相分析

深冷處理前后的WE43A鎂合金焊接接頭的X射線衍射圖譜如圖3所示。由圖3可知，未經(jīng)深冷處理的WE43A鎂合金焊縫區(qū)存在著α-Mg、Mg24Y5、Mg12Nd、Mg7Zn3四種物相，其中Mg12Nd衍射峰較弱。

圖3 WE43A鎂合金X射線衍射圖譜

2.2 深冷處理對異質(zhì)焊補(bǔ)接頭組織的影響

2.2.1 深冷處理對異質(zhì)焊補(bǔ)接頭金相組織的影響

WE43A鎂合金TIG焊焊補(bǔ)接頭經(jīng)過不同時(shí)間深冷處理后的焊縫區(qū)顯微組織如圖4所示。隨著深冷處理時(shí)間的增加，焊縫區(qū)晶粒越來越細(xì)小，第二相分布變得均勻，析出相增多。未深冷處理的焊縫區(qū)晶粒平均尺寸為33 μm，經(jīng)深冷處理后晶粒尺寸有所減小，組織分布較均勻，晶粒尺寸分別約為25μm、20 μm、17μm、15μm，晶粒細(xì)化率分別為24.4%、39.9%、48.5%、54.5%，其中深冷處理8 h和16 h晶粒細(xì)化度基本差不多。原因可能是WE43A鎂合金補(bǔ)焊接頭在固溶+水淬工藝過程中，由于溫差較大，固溶階段形成大量過飽和固溶體在快速冷卻時(shí)固溶于基體中的Zn、Y、Gd等合金元素未及時(shí)擴(kuò)散，晶格畸變，促使基體內(nèi)部產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力而處于高能量狀態(tài)，促使第二相如Mg24Y5，Mg12Nd等沿晶內(nèi)或晶界析出。隨著深冷時(shí)間的增加，第二相析出增多并發(fā)生擴(kuò)散，組織變得均勻和細(xì)小[4]。

圖4 深冷處理前后焊縫區(qū)顯微組織

2.2.2 深冷處理前后的焊縫掃描形貌

WE43A鎂合金補(bǔ)焊接頭焊縫區(qū)在-100℃不同深冷時(shí)間的SEM形貌如圖5所示。

由圖5可知，隨著深冷時(shí)間的增加，析出相明顯增多且分布更加均勻。未深冷處理的第二相呈針片狀和球狀，而經(jīng)過深冷后顆粒多呈細(xì)小的球狀分布。這是因?yàn)楣倘苁功?Mg基體中的Nd，Y等稀土呈過飽和狀態(tài)，固溶后深冷促使晶格畸變嚴(yán)重，且隨深冷時(shí)間的延長儲(chǔ)存的畸變能變大，促使組織中過飽和的稀土元素以第二相形式從晶內(nèi)向晶界缺陷處遷移或擴(kuò)散析出；析出相變多和聚集，阻止晶粒長大，位錯(cuò)不斷塞積移動(dòng)，局部再結(jié)晶，從而形成密集的細(xì)粒狀組織。析出相在室溫環(huán)境中保存下來，但由于深冷溫度較低導(dǎo)致原子擴(kuò)散速度慢，因此深冷第二相粒子的數(shù)量隨著深冷時(shí)間的延長而增多，第二相長大困難，在基體上均勻彌散分布。

圖5 深冷處理前后焊縫區(qū)掃描形貌

2.3 深冷處理對焊補(bǔ)接頭性能的影響

2.3.1 深冷處理對焊補(bǔ)接頭顯微硬度的影響

WE43A鎂合金TIG焊補(bǔ)接頭的顯微硬度曲線如圖6所示。WE43A鎂合金焊接接頭經(jīng)過深冷處理后，各區(qū)域的硬度值都有所提高，其中焊縫區(qū)硬度值最高，熱影響區(qū)硬度值最低。未經(jīng)深冷處理的焊接接頭焊縫區(qū)硬度值最大為63.5HV，經(jīng)過深冷處理后，焊縫區(qū)的最大硬度值分別為68HV、73.5HV、78.8HV、79.2 HV，分別提高了 7%、15.7%、24.1%、24.7%；深冷處理8 h與16 h試樣的硬度值相差不大。導(dǎo)致該現(xiàn)象的主要原因是：固溶后深冷處理畸變能較大，促進(jìn)亞晶形成，從而細(xì)化晶粒，同時(shí)固溶水淬后的亞穩(wěn)態(tài)組織，促進(jìn)了第二相粒子的析出增加，導(dǎo)致鎂合金焊接接頭各區(qū)在深冷處理后硬度值增大。而隨著深冷時(shí)間的增加，第二相粒子析出逐漸增多，硬度值增大。

圖6 -100℃下深冷處理前后焊接接頭顯微硬度曲線

2.5 深冷處理對焊補(bǔ)接頭耐蝕性的影響

WE43A鎂合金焊接接頭焊縫區(qū)在3.5%NaCl溶液中的極化曲線如圖7所示，經(jīng)過深冷處理，焊縫區(qū)的開路電位都向正方向發(fā)生了偏移。經(jīng)測定未深冷處理時(shí)，自腐蝕電位為-1.728 41 V，經(jīng)過深冷處理后，隨著深冷時(shí)間由4 h增至16 h，自腐蝕電位也由-1.603 21 V增至-1.503 26 V，呈上升趨勢。腐蝕速率由2.9631mm/a降至0.374 2mm/a，降低了87.4%。

圖7 深冷處理前后WE43A鎂合金極化曲線

WE43A鎂合金焊接接頭焊縫區(qū)在3.5%NaCl溶液中腐蝕后的SEM形貌如圖8所示。由圖8a可知，在腐蝕過程中鎂合金表面形成了一層鈍化膜，腐蝕表面有金屬間化合物析出；圖8b～圖8e為經(jīng)過不同深冷處理時(shí)間的接頭焊縫區(qū)腐蝕形貌，隨著深冷時(shí)間的增加，腐蝕表面金屬間化合物析出量變少。這是由于固溶和深冷處理使晶粒細(xì)化，第二相析出增多。而晶粒細(xì)化降低了晶粒與晶界交界處電阻的不平衡性，提高了鎂合金焊接接頭的耐腐蝕性。當(dāng)?shù)诙嗪枯^少時(shí)，在腐蝕的初期晶界處的第二相粒子主要充當(dāng)電偶的陰極。在腐蝕過程中，基體相α-Mg優(yōu)先溶解但大多數(shù)第二相粒子仍保持在表面，基體相α-Mg的溶解使第二相粒子失去依托而剝離表面。但是經(jīng)過深冷處理后在基體表層形成了一個(gè)均勻且連續(xù)性的第二相，將表面的外部環(huán)境與鎂合金中的基體α-Mg隔離開，從而降低了鎂合金的腐蝕速率[5]。

3 結(jié)論

（1）深冷處理促使了WE43A鎂合金補(bǔ)焊接頭的組織細(xì)化和第二相粒子的析出。與未深冷處理相比，焊接接頭焊縫區(qū)的晶粒尺寸由33 μm減小為15 μm，細(xì)化了 54.4%。

（2）深冷處理提高了WE43A鎂合金焊接接頭的顯微硬度，焊縫區(qū)硬度從63 HV提高到79 HV，提高了25.3%。

（3）深冷處理提高了WE43A鎂合金焊接接頭的耐蝕性，并且隨著深冷時(shí)間的增加，腐蝕速率變低，由2.9631mm/a降至0.3742mm/a，降低了87.4%；深冷處理8 h和16 h，焊接接頭組織和性能的變化相差不大。

從經(jīng)濟(jì)性和綜合性能方面考慮，采用-100℃×8 h深冷處理工藝最佳。

圖8 不同時(shí)間深冷處理的電化學(xué)腐蝕形貌