秦 克，秦坤倫，陳夏明，王曉南，董其鵬，張慶宇，張海濤，長海博文

(1.東北大學 材料電磁過程研究教育部重點實驗室，遼寧 沈陽 110004；2.蘇州大學 沙鋼鋼鐵學院，江蘇 蘇州 215021)

鋁合金是一種典型的輕質金屬，已逐步應用于汽車車身制造，從而達到降低汽車車身重量的目的[1-2]。車身的各個部件的連接不可避免會涉及焊接問題，由于鋁合金高的熱導率、高導電性、高的凝固速率、表面易形成氧化層、高的熱膨脹系數及較大的凝固溫度范圍，導致其在焊接過程中容易發(fā)生一些焊接缺陷，例如氣孔、熱裂紋以及焊接接頭出現軟化等[3]。對于鋁合金焊接，通過降低熱輸入可降低焊接接頭軟化程度，提高接頭的力學性能。21世紀初發(fā)明的冷金屬過渡焊接(Cold metal transfer, CMT)，采用短路過渡的方式，相比于傳統(tǒng)的熔化極惰性氣體保護焊(Melt inert-gas welding, MIG)和鎢極惰性氣體保護焊(Tungsten inert gas welding, TIG)焊，CMT焊接熱輸入明顯降低，為提高焊接接頭的力學性能提供了新的方向[4-5]。

雖然CMT焊接技術進一步降低了焊接熱輸入，降低熱影響區(qū)的軟化程度，但是熱影響區(qū)軟化問題仍制約著焊接接頭力學性能的進一步提高，因此如何進一步提高焊接接頭的力學性能是目前的研究重點。焊后熱處理方式是解決焊接接頭軟化問題，提高焊接接頭力學性能的有效措施之一。因此，國內外科技人員研究了焊后熱處理工藝對焊接接頭顯微組織及力學性能的影響。Elangovan[6]等人研究了時效工藝(180 ℃18 h)對6061-T6鋁合金攪拌摩擦焊接接頭組織、性能的影響，研究表明，經時效熱處理，熱影響區(qū)中析出針棒狀β″相，熱影響區(qū)硬度明顯提高，焊接接頭的抗拉強度由180 N/mm2提升至210 N/mm2。Pérez[7]等人研究了焊后固溶+時效熱處理(530 ℃1 h+170 ℃19 h)對6061-T6鋁合金改進間接電弧焊接接頭組織、性能的影響，研究表明，經固溶+時效熱處理，熱影響區(qū)的硬度基本達到母材的水平，軟化區(qū)消除，焊接接頭抗拉強度由260 N/mm2提升至310 N/mm2。趙福城[8]和謝業(yè)東[9]等人研究了焊后熱處理對6061-T4鋁合金熔化極惰性氣體保護焊焊接接頭組織、性能的影響，研究表明，經固溶+時效熱處理，焊接接頭處析出更多的Mg2Si，其組織不均勻性和強化相分布得到改善，熱影響區(qū)軟化現象消失，焊接接頭抗拉強度明顯提高，拉伸斷裂位置均由熱影響區(qū)移至焊縫。Ahmad[2]等人研究了焊后固溶+時效熱處理(530 ℃1 h+160 ℃20 h)對6061-T6鋁合金CMT焊焊接接頭組織、性能的影響，研究表明，熱處理后焊接接頭硬度和伸長率分別提高25.6%和21.5%，但其抗拉強度只提高3.8%，且拉伸斷裂位置仍為熱影響區(qū)，并沒有解決焊接接頭軟化的問題。

綜上所述，目前的研究主要集中于6061鋁合金攪拌摩擦焊、MIG焊和TIG焊等焊接技術，而焊后熱處理工藝對6063鋁合金CMT焊接接頭組織、性能影響的研究則鮮有報道。因此本課題研究焊后時效時間對6063-T6鋁合金板焊接接頭組織、性能的影響，以期得到合適的熱處理制度，消除熱影響區(qū)軟化現象，提高焊接接頭的力學性能，為該合金材料工業(yè)化焊接生產提供基礎數據。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗材料為3 mm厚的6063-T6鋁合金板料，選用直徑為1.2 mm的ER5183鋁合金焊絲作為填充材料，它們的化學成分如表1所示。

表1 6063和ER5183鋁合金化學成分(質量分數/%)Table 1 Compositions of 6063 and ER5183 aluminum alloys(wt/%)

1.2 試驗方法

母材用濃度5%NaOH的水溶液浸泡30 min，隨后在濃度50%HNO3的水溶液中浸泡5 min，去除表面氧化膜。采用Fronius TPS500i焊機進行焊接，焊接模式選用CMT MIX+Synchropulse。焊接接頭形式采取對接，焊槍傾角θ為60°。焊接過程中，保護氣為純度大于99.99%的氬氣，氬體流量30 L/min。焊絲伸長10 mm，焊接速度7.2 cm/min，送絲速度5.6 m/min。對焊接后的試樣分別采取表2所示的不同熱處理工藝制度處理。采用Keller試劑(體積分數為1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O)對焊接接頭進行金相腐蝕，在日立SU5000熱場場發(fā)射掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope,SEM)觀察分析顯微組織，用牛津EDS X-Max20能譜儀分析焊接接頭的元素分布。采用HXD-1000TMC全自動維氏硬度計測量焊接接頭各區(qū)域的顯微硬度(間隔200 μm)，載荷壓力為1.96 N，加載時間為10.0 s。拉伸試驗在DNS-300萬能試驗機上完成，拉伸速度3 mm/min，焊接接頭的拉伸試樣尺寸如圖1所示。

圖1 焊接接頭拉伸試樣尺寸(mm)Fig.1 Tensile specimen size of welded joint (mm)

表2 焊后熱處理制度Table 2 System of post-weld heat treatment

2 試驗結果及討論

2.1 時效時間對焊縫區(qū)及熱影響區(qū)顯微組織的影響

圖2給出熱處理前、后焊縫區(qū)的顯微組織。由圖2a可見，熱處理前，焊縫中存在大量點狀或細長條狀的白色析出相以及長條狀黑色析出相；經元素分析后發(fā)現，白色相為富鐵相Al3Fe，黑色相為β-Mg2Si相[10]。而經固溶處理后(圖2b)，焊縫中的β-Mg2Si發(fā)生了部分回溶，由長條狀轉變?yōu)槎贪魻?。但是由于焊縫成分與5×××鋁合金成分相似，存在不可熱處理強化的特點[11]，因此經固溶+時效處理后以及隨著時效時間增加，焊縫組織未明顯改變，仍由富鐵相Al3Fe+β-Mg2Si組成(圖2c～e)。

圖2 各編號試樣焊縫區(qū)的顯微組織Fig.2 Microstructures of the weld seam of different specimens

圖3給出熱處理前、后熱影響區(qū)顯微組織?？梢姛崽幚砬?、后熱影響區(qū)中均存在大量白色析出相。圖3a為熱處理前熱影響區(qū)的顯微組織，經元素分析后發(fā)現，白色析出相為富鐵相AlFeSi[10]，元素含量分析結果如表3所示。經固溶以及固溶+時效熱處理后，熱影響區(qū)顯微組織類型無明顯變化(圖b～e)。但在Zhang[12]和Sato[13]等人的研究中證實，熱影響區(qū)中除存在AlFeSi相外，其由于焊接熱循環(huán)的作用，在高溫區(qū)(靠近焊縫一側)、低溫區(qū)(靠近母材一側)和中溫區(qū)中，母材內的強化相β″相有不同程度的粗化及發(fā)生相轉變析出了U2相、β′相、β相，但其仍為納米尺寸，因此未在圖中觀察到。而經固溶+時效熱處理后，熱影響區(qū)中較粗的納米尺寸β″相、β′和U2相回溶，析出細小的納米尺寸β″相。且隨著時效時間適當增加，熱影響區(qū)中細小的β″相析出逐漸增加。

圖3 各編號試樣熱影響區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructures of the heat affected zone of different specimens

表3 圖2和圖3中黑色相和白色相化學成分(原子百分比/%)Table 3 Compositions of black phases and white phases in Figure 2 and Figure 3(at/%)

2.2 焊接接頭硬度分布

圖4給出熱處理前、后的焊接接頭硬度分布曲線。由圖4可知，熱處理前，焊接接頭在距離焊縫中心線約6 mm～13 mm區(qū)域內熱影響區(qū)存在明顯的軟化，接頭硬度最小值(39 HV)在距焊縫中心約7 mm處。固溶+時效熱處理后，焊接接頭熱影響區(qū)硬度均有所提高，硬度增幅為40 HV～50 HV。當時效處理時間為8 h和12 h時，熱影響區(qū)軟化現象得到改善，硬度達到母材的水平。

在熱處理前，由于焊接熱循環(huán)作用，母材中納米級的β″相有不同程度的粗化和發(fā)生相轉變，β″相的強化作用消除，因此熱影響區(qū)發(fā)生了明顯軟化。經固溶熱處理迅速水冷，熱影響區(qū)中的粗化的β″相、U2相、β′相及β相發(fā)生回溶，形成過飽和固溶體。在人工時效過程中，時效初期，單獨存在的Mg、Si原子團簇聚集在鋁基體的晶面上，形成溶質原子富集區(qū)，即球狀GP區(qū)，并迅速長大，變?yōu)獒槧罨虬魻睿Q為β″相，而β″相與α-Al保持共格關系，可有效阻止位錯移動，并有大量空位，對基體產生壓應力，使合金強度提高[9-14]。因此，隨著時效時間增加，熱影響區(qū)中析出更多細小的β″相，熱影響區(qū)軟化現象消除，其硬度達到母材的水平。而對于焊縫而言，5×××鋁合金經固溶+時效處理后，雖然有析出過程，但由于Mg原子尺寸大，GP區(qū)周圍有密集空位云與母相不發(fā)生共格效應，無明顯時效硬化效應[15]。因此熱處理后焊縫處的硬度并無明顯變化，焊縫成為了焊接接頭的軟化區(qū)。

圖4 焊接接頭顯微硬度分布曲線Fig.4 Distribution of micro-hardness of welded joints

2.3 拉伸性能

表4給出熱處理前、后的焊接接頭力學性能測試結果。由表4可知，未熱處理焊件的抗拉強度為146 N/mm2，且斷裂位置為熱影響區(qū)。而焊接接頭經固溶+時效熱處理后，當時效熱處理時間為4 h、8 h和12 h時焊接接頭的抗拉強度分別為198 N/mm2、220 N/mm2、211 N/mm2，且斷裂位置均為焊縫處。一般而言，顯微硬度與材料的抗拉強度密切相關[16-17]。隨著時效時間的增加，熱影響區(qū)硬度逐漸升高恢復達到母材的水平，而焊縫的硬度無明顯變化，因此焊縫就成為焊接接頭的軟化區(qū)。故經過固溶+時效熱處理后，焊接接頭斷裂位置從熱影響區(qū)移至焊縫處。由此可見，經固溶+時效熱處理，焊接接頭的抗拉強度明顯升高，較熱處理前焊接接頭抗拉強度提高約了51%。

表4 焊接接頭力學性能Table 4 Mechanical properties of welded joints

圖5給出熱處理前、后的拉伸試樣斷口的形貌。由圖5可見，熱處理前斷口由大小不一的韌窩組成，為典型的韌性斷裂；而經熱處理后，斷口中除韌窩外，存在明顯的氣孔，但其斷裂方式仍為韌性斷裂。因此，經焊后熱處理之后，熱影響區(qū)軟化現象消除，而焊縫由于氣孔及軟化現象的存在，焊接接頭在焊縫處發(fā)生韌性斷裂。由此可見，為進一步提高焊接接頭的力學性能，消除焊縫氣孔的存在將是后續(xù)的研究方向之一。

圖5 熱處理前、后的拉伸試樣斷口形貌Fig.5 SEM fractography of the tensile test specimens before and after heat treatment

3 結 論

對6063鋁合金CMT焊接接頭進行焊后熱處理試驗。重點對比分析了焊后固溶+時效處理過程中的時效時間對焊接接頭顯微組織、顯微硬度及力學性能的影響。其結論如下：

1)焊后時效熱處理時間對焊縫顯微組織和顯微硬度無明顯影響。經固溶+時效熱處理后，焊縫中細長條狀β-Mg2Si相轉變?yōu)槎贪魻瞀?Mg2Si相。因為焊縫與5×××鋁合金成分相似，有不可熱處理強化的特點，其顯微硬度無明顯改變。

2)焊后時效熱處理時間對熱影響區(qū)顯微組織和顯微硬度影響明顯。經固溶+時效熱處理后，熱影響區(qū)中粗的β″相、U2相、β′相及β相回溶，析出細小尺寸的β″相。其顯微硬度明顯升高、達到70 HV～95 HV，時效時間為8 h時，熱影響區(qū)的軟化現象基本消除，顯微硬度達到母材的水平。

3)焊后時效熱處理時間對焊接接頭抗拉強度影響明顯。經固溶+時效熱處理后，隨著時效時間的增加，拉伸斷裂位置由熱影響區(qū)移至焊縫，焊接接頭的抗拉強度明顯提高，較熱處理前提高了約51%、達到220 N/mm2。