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，是一種高性能輕質結構材料，由于鎂合金具有密度小，比強度、比剛度高，具有優異的抗震、防電磁、導熱、導電等性能，并且具有良好的鑄造性能、機械加工性能和尺寸穩定性，被譽為“21世紀的綠色工程材料”[1-3]。

AZ80鎂合金是目前Mg-Al-Zn系鎂合金中強度最高的合金，其耐腐蝕性也要強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的焊接工藝進行研究有利于推進AZ80鎂合金在機械、化工、交通、航天航空、核工業和石油設備等領域的應用。

AZ80為可熱處理強化鎂合金，熱處理可以提高AZ80鎂合金的綜合力學性能，已有許多專家和學者對AZ80鎂合金熱處理進行了研究和報道。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，研究發現，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化作用不同。

然而，對于AZ80焊接結構的薄弱環節——焊接接頭的焊后熱處理卻鮮有報道。本文針對AZ80鎂合金擠壓板材，采用鎢極氬弧焊進行焊接，隨后對焊接接頭進行了固溶處理和實效處理，研究固溶和實效處理對AZ80鎢極氬弧焊接頭組織和性能的影響，并分析其強化機理，為AZ80鎢極氬弧焊接頭的焊后熱處理的實際應用提供了可行性參考和實踐經驗。

1 試驗材料與方法

試驗采用擠壓態的2.5mm厚AZ80鎂合金板材，其化學成分見表1，板材尺寸規格為300mm×90mm×2.5mm。使用φ1.6mm的AZ80同質焊絲，利用自行設計的送絲裝置實現自動填絲，背面放置銅板作為襯墊。采用交流脈沖進行焊接[8]，焊接保護氣體為99.9%的純氬，噴嘴直徑10mm。其它焊接工藝參數如表2所示。

表1 母材及焊絲的化學成分（wt.%）

表2 焊接參數

焊接后對接頭進行焊后熱處理，根據相關研究[9-10]，熱處理工藝選定如下：焊后對接頭進行固溶處理，固溶處理溫度為400℃±5℃，保溫時間分別為0.5h、1h、1.5h和2h；選取力學性能最好的1h固溶處理后的接頭進行時效處理，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行顯微組織觀測、顯微硬度測試和力學性能測試，研究固溶和實效處理對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化機理。

2 試驗結果與分析

2.1 原始焊態接頭顯微組織

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

圖1 AZ80原始焊態焊接接頭金相組織

2.2 固溶處理對焊縫區的顯微組織與力學性能的影響

不同固溶時間處理后焊縫區的顯微組織如圖2所示。原始焊態的焊縫組織中含有大量的網狀析出相β-Mg17Al12；固溶0.5h后，焊接接頭組織發生了很大的變化，粗大網狀的第二相逐漸溶解進入α-Mg基體中，僅在晶粒內部還有少量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焊接接頭焊縫區金相組織

圖3為AZ80接頭各個區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的硬度則呈現下降的趨勢。

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

這是由于，在固溶1h時，α-Mg基體已經形成了Al的過飽和固溶體，固溶到晶格內的Al元素會引起晶格的點陣畸變，阻礙位錯的滑移，使接頭的硬度、屈服強度、抗拉強度、延伸率均有提升，接頭的抗拉強度大概為243 MPa，為母材的69.3%，此時的延伸率也達到了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 時效處理對焊縫區的顯微組織與力學性能的影響

圖5為經過不同時間時效處理之后的焊縫區域微觀組織，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析出和晶內連續析出。

時效時間達到12小時后，析出相幾乎不再增加，繼續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，平均達到了63HV左右。如圖7所示為不同時效時間的試樣進行室溫拉伸試驗數據，焊縫的抗拉強度在時效12小時后達到最大250 MPa左右，此時的延伸率也達到了最大的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，使合金的抗拉強度提高。繼續加熱時效，雖然焊縫的抗拉強度沒有明顯的變化，但其延伸率嚴重下降，這是由于焊縫組織受熱時間過長晶粒長大導致的合金綜合性能下降。

3 結 論

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

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

（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，產生時效強化，但加熱時間過長會使β相聚集到位錯周圍，形成應力集中，還會導致晶粒發生長大、合金過燒等現象。致使隨著時效時間的增加，接頭整體硬度變化不大，接頭抗拉強度呈現先增加后減小的趨勢，且在時效時間為12h時接頭抗拉強度達到最大值。