姜丕文，谷 晗，楊振東，鄧 鑫，劉 歡

（遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼寧 遼陽 111003）

鋁合金因其質(zhì)量輕、強(qiáng)度高以及優(yōu)良的加工性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運(yùn)輸和建筑等領(lǐng)域[1-4]，6082 鋁合金屬于中等強(qiáng)度的Al-Mg-Si 系合金，具有良好的鍛造性能、耐腐蝕性、焊接性能及機(jī)械加工特性，被廣泛應(yīng)用于汽車、軌道交通、建筑及工業(yè)等領(lǐng)域[5-7]。鋁合金焊接技術(shù)主要包括熔化極惰性氣體保護(hù)（metal inert gas welding，MIG）焊、攪拌摩擦焊、激光焊和激光復(fù)合焊等[8-13]。鋁合金車體制造多以MIG 焊和鎢極惰性氣體保護(hù)（tungsten inert gas welding，TIG）焊為主，焊后接頭處軟化嚴(yán)重，直接影響車輛安全和使用壽命[14]。目前，提高鋁合金焊接接頭性能的研究主要集中在焊接工藝、焊接方法以及填充材料方面，并取得了豐碩的研究成果，但關(guān)于焊后熱處理的研究甚少[15]。本文以6082-T6鋁合金為研究對象，研究焊后熱處理對焊接接頭組織和性能的影響，研究結(jié)果對6 系鋁合金焊接接頭強(qiáng)度的提升具有一定的參考價(jià)值。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)選擇6082-T6 鋁合金擠壓板材作為母材，尺寸規(guī)格為300.0 mm×150.0 mm×12.0 mm，選用鋁合金焊絲ER5087 做填充材料，焊絲直徑為1.2 mm，母材和焊絲的化學(xué)成分如表1 所示，母材和焊絲的力學(xué)性能如表2 所示。

表1 母材與焊絲化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of base metal and welding wire

表2 母材與焊絲力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of base metal and welding wire

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

焊前使用氣動鋼絲刷將鋁合金母材坡口及兩側(cè)30 mm 的表面打磨出金屬光澤，并用酒精清除表面油污等雜質(zhì)。坡口形狀為單面V 型、角度70°，保護(hù)氣體為氬氣，使用福尼斯TPS-5000 焊機(jī)進(jìn)行三層四道MIG 對接焊。焊接工藝參數(shù)見表3。焊后試樣分別采用不同熱處理制度進(jìn)行處理。熱處理制度見表4。

表3 焊接工藝參數(shù)Tab.3 Welding process parameters

表4 焊后熱處理制度Tab.4 Post-weld heat treatment systems

采用蔡司M2m 光學(xué)顯微鏡對焊接接頭不同位置進(jìn)行金相觀察；采用島津AG-X 100 KNH 型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行橫向拉伸實(shí)驗(yàn)，加載速率10 mm/min；采用島津SSX-550 型掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）對拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察；采用FV-810 型維氏硬度計(jì)測試焊接接頭近上表面硬度，測試點(diǎn)從焊縫中心到母材一側(cè)，相鄰測點(diǎn)間距為2 mm。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 金相組織

對不同熱處理制度下的焊接接頭進(jìn)行金相組織觀察，結(jié)果如圖1～3 所示。6082-T6 鋁合金組織中強(qiáng)化相主要為β-Mg2Si 相，6082-T6 鋁合金焊接接頭的焊縫區(qū)由于Al-Mg 系焊絲的加入，焊縫區(qū)強(qiáng)度相主要為Mg3Al2。由圖1（a）可知，未處理的接頭焊縫區(qū)為典型的焊態(tài)組織特征，焊縫中心區(qū)域?yàn)榈容S晶組織，焊縫區(qū)邊緣為柱狀晶組織，焊縫中均勻分布著大量聚集的強(qiáng)化相。比較圖1（a）和圖2（a）可知，經(jīng)過時(shí)效熱處理后焊縫區(qū)組織無明顯變化。由圖3（a）可知，經(jīng)固溶+時(shí)效熱處理以后，在固溶時(shí)焊縫中的大部分元素溶入基體中，在時(shí)效過程中晶粒間重新析出彌散細(xì)小的強(qiáng)化相，對強(qiáng)度有提升作用。由圖1（b）可知，熔合區(qū)為母材和焊縫形成的混合合金組織區(qū)，未熱處理接頭靠近焊縫一側(cè)由于焊縫金屬產(chǎn)生凝固，呈現(xiàn)彼此平行垂直熔合線的柱狀晶組織。由圖2（b）可知，經(jīng)過時(shí)效處理后，產(chǎn)生明顯的熔合線，且熔合區(qū)原本粗大的柱狀晶發(fā)生細(xì)化，強(qiáng)化相分布的更加均勻。由圖3（b）可知，經(jīng)固溶+時(shí)效處理后，熔合線更加的明顯，熔合區(qū)組織與兩側(cè)的相同，均看不見粗大的柱狀晶組織。由圖1（c）可知，未熱處理的接頭熱影響區(qū)由于焊接熱的影響，分為固溶區(qū)和過時(shí)效區(qū)。過時(shí)效區(qū)由于溫度低于Mg 和Si 原子的固溶溫度，導(dǎo)致強(qiáng)化相聚集長大且分布不均勻，晶粒粗化，此處是接頭的薄弱位置。由圖2（c）可知，經(jīng)時(shí)效處理后，強(qiáng)化相仍出現(xiàn)聚集但分布均勻性有所提高，組織較未處理的接頭的有所細(xì)化。由圖3（c）可知，經(jīng)固溶+時(shí)效處理后，熱影響區(qū)強(qiáng)化相Mg2Si 發(fā)生重溶，原本粗大的纖維狀組織明顯細(xì)化，晶粒間重新析出細(xì)小的彌散相。這些細(xì)小的彌散相對熱影響區(qū)起強(qiáng)化作用。

圖1 未處理焊接接頭處顯微組織Fig. 1 Microstructures of untreated welded joint

圖2 時(shí)效處理后焊接接頭處顯微組織Fig. 2 Microstructures of the welded joint after aging

圖3 固溶+時(shí)效處理后焊接接頭處顯微組織Fig. 3 Microstructures of the welded joint after solid solution + aging treatment

2.2 接頭力學(xué)性能

表5 和圖4 為焊接接頭拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果和拉伸試樣照片。由表5 可知，未熱處理的焊接接頭抗拉強(qiáng)度為225 MPa，接頭系數(shù)為0.73，而熱處理后其力學(xué)性能均提升，其中時(shí)效處理后接頭的抗拉強(qiáng)度提高了39 MPa，斷裂位置未發(fā)生變化仍在熱影響區(qū)，固溶+時(shí)效處理后焊接接頭抗拉強(qiáng)度提高了77 MPa，斷裂位置由熱影響區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)楹缚p區(qū)。分析認(rèn)為，由于未處理的焊接接頭熱影響區(qū)高溫作用時(shí)發(fā)生過時(shí)效，導(dǎo)致強(qiáng)化相聚集長大，使此處材料的強(qiáng)度和硬度降低。而時(shí)效、固溶+時(shí)效熱處理后，熱影響區(qū)粗大的組織都有不同程度的細(xì)化，且強(qiáng)化相也有不同程度的均勻分布，使接頭的力學(xué)性能得到提高。

表5 拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果Tab.5 Results of tensile test

圖4 拉伸試樣照片F(xiàn)ig.4 Photo of the tensile specimens

2.3 斷口形貌分析

圖5 試樣拉伸斷口處顯微組織Fig. 5 Fracture morphology of samples after tension

對拉伸實(shí)驗(yàn)斷裂后的試樣進(jìn)行斷口形貌觀察，結(jié)果如圖5 所示。由圖5 可知，未處理與時(shí)效處理后的斷口均有明顯撕裂的韌窩和短程河流花樣的撕裂棱，呈現(xiàn)為塑性斷裂特性，但時(shí)效處理后的韌窩尺寸較小，深度較淺，數(shù)量更多。說明試樣時(shí)效處理后強(qiáng)度提高，這與拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果相對應(yīng)。固溶+時(shí)效熱處理后斷裂位置在焊縫處，斷口比較平整，微觀韌窩大小均勻，深度較淺，存在由韌窩或氣體聚合形成的孔洞，說明強(qiáng)度更高。

2.4 接頭硬度

對不同熱處理的焊接接頭進(jìn)行硬度檢測，結(jié)果如圖6 所示。由圖6 可知，6082-T6 鋁合金焊接接頭經(jīng)過時(shí)效處理、固溶+時(shí)效處理后硬度得到了明顯地提升，焊縫區(qū)經(jīng)過固溶+時(shí)效處理后硬度比未處理的、時(shí)效處理的硬度值略高，熱影響區(qū)經(jīng)過時(shí)效處理后、固溶+時(shí)效處理后硬度值比未處理的要高得多。固溶+時(shí)效處理后接頭處熱影響區(qū)的軟化區(qū)消失，硬度最低值位于焊縫區(qū)，時(shí)效處理的、未處理的試樣接頭處硬度最低值均在熱影響區(qū)，這與拉伸試樣的斷裂發(fā)生位置的結(jié)果相符。結(jié)合熱處理后金相組織分析可知：經(jīng)過固溶+時(shí)效處理后接頭處組織得到細(xì)化，強(qiáng)化相重新析出，分布的更加均勻；經(jīng)過時(shí)效處理后接頭處強(qiáng)化相分布的均勻性也得到了改善。

圖6 各試樣焊接接頭處顯微硬度分布圖Fig. 6 Distribution image of microhardness in the welded joint of each sample

3 結(jié) 論

（1）未處理的6082-T6 鋁合金焊接接頭焊縫中心為等軸晶組織，焊縫邊緣為柱狀晶組織，熔合區(qū)呈現(xiàn)柱狀晶組織，熱影響區(qū)過時(shí)效區(qū)晶粒在熱作用下有明顯的粗化；經(jīng)過時(shí)效熱處理后強(qiáng)化相分布的更加均勻，接頭處組織稍有細(xì)化；經(jīng)固溶+時(shí)效熱處理后重新析出細(xì)小的強(qiáng)化相，接頭處組織細(xì)化明顯。

（2）未處理的6082-T6 鋁合金焊接接頭處抗拉強(qiáng)度為225 MPa，斷裂位置位于熱影響區(qū)，經(jīng)時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度為264 MPa，斷裂位置仍在熱影響區(qū)，經(jīng)固溶+時(shí)效處理后抗拉強(qiáng)度提高到302 MPa，斷裂位置轉(zhuǎn)變?yōu)楹缚p區(qū)。

（3）6082-T6 鋁合金焊接接頭經(jīng)過固溶+時(shí)效處理和時(shí)效處理后硬度得到了明顯提升，硬度值明顯高于未處理接頭的。固溶+時(shí)效處理后接頭處硬度最低值位于焊縫區(qū)，而時(shí)效處理的、未處理的接頭處硬度最低值均在熱影響區(qū)。

（4）焊后未處理的、時(shí)效處理的和固溶+時(shí)效處理后的焊接接頭處斷口都呈現(xiàn)為塑性斷裂，固溶+時(shí)效斷口的韌窩更小更淺，強(qiáng)度更高。