李福泉，李明偉，孟祥旭

(先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(哈爾濱工業(yè)大學(xué)),哈爾濱 150001)

6005A 鋁合金是典型6系(Al-Mg-Si)鋁合金，由于其輕量化、易成型等特點(diǎn)，適合應(yīng)用于高速列車車體的鋁合金結(jié)構(gòu)制造[1-3]，其主要合金元素為Mg及Si，并添加有少量的Mn、Cr 、Cu等元素[4]。6005A中主要包含有Mg2Si(β)強(qiáng)化相及All3Cu2Mg9Si7(Q)強(qiáng)化相，這些強(qiáng)化相具有自然時(shí)效能力[5-6]。單純Al-Mg-Si合金的時(shí)效析出相序列為“SSSS團(tuán)簇→GP區(qū)→β″相→β′相→β相”。與之相比，Cu元素的微量添加使其時(shí)效析出相序列發(fā)生變化，轉(zhuǎn)變?yōu)椤癝SSS團(tuán)簇→GP區(qū)→β″相→β′相+Q′相→β相+Q相”[7-10]。

激光填絲焊接除具有傳統(tǒng)激光焊接的優(yōu)點(diǎn)外，焊絲的添加提高了激光焊接工藝對(duì)裝配間隙的適應(yīng)性，焊絲材料的冶金作用也有利于改善接頭組織[11-13]。激光填絲焊接6系鋁合金常選用Al-Si焊絲，焊接后 Mg、Si等合金元素熔入Al基體中，形成過(guò)飽和α-Al固溶體，導(dǎo)致Mg2Si(β)強(qiáng)化相在焊縫區(qū)無(wú)法形成。同時(shí)，焊接熱循環(huán)作用導(dǎo)致熱影響區(qū)強(qiáng)化相消融，致使焊接接頭出現(xiàn)軟化現(xiàn)象[14]。對(duì)Al合金焊接接頭進(jìn)行焊后熱處理，能夠促使焊接接頭組織穩(wěn)定、強(qiáng)化相再沉淀析出，是解決焊接接頭軟化問(wèn)題的有效工藝技術(shù)[15-16]。

本文基于優(yōu)化的激光填絲焊工藝焊接6005A鋁合金，研究焊后熱處理對(duì)焊接接頭組織及性能的影響。焊后熱處理以“固溶/時(shí)效”的方式進(jìn)行，以促進(jìn)強(qiáng)化相的重新溶解及析出?；趯?duì)析出相及接頭性能的分析，獲得優(yōu)化的熱處理規(guī)范，以期為6005A鋁合金激光焊接的應(yīng)用提供基礎(chǔ)。

1 試 驗(yàn)

試驗(yàn)?zāi)覆牟捎贸叽鐬?20 mm×60 mm×4 mm的6005A-T6鋁合金板。表1為母材的化學(xué)成分，圖1為其SEM微觀組織。

表1 6005A鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖1 6005A鋁合金基體微觀組織形貌

激光填絲焊選用Φ1.2 mm的ER5356焊絲，焊絲成分見(jiàn)表2。焊接過(guò)程采用IPG公司(德國(guó))YLR-5000光纖激光器；送絲設(shè)備采用FRONIUS公司(奧地利)KD4010送絲機(jī)?；诩す夤に噷?shí)驗(yàn)優(yōu)化后選用的激光工藝參數(shù)為：激光功率4 950 W，掃描速度0.03 m/s，送絲速度310 cm/min，離焦量-4 mm，保護(hù)氣流量15 L/min。對(duì)獲得的激光添絲焊接頭進(jìn)行焊后熱處理。焊接接頭焊后熱處理比較實(shí)驗(yàn)步驟如下:1)加熱升溫固溶: 將焊接件以15 ℃/min的加熱速率加熱至550 ℃固溶溫度；2)固溶保溫:550 ℃固溶溫度下保溫0.5、1、1.5、2 h；3)冷卻：將保溫后的焊件水冷至室溫；4)加熱升溫時(shí)效：以10 ℃/min的速率加熱至175 ℃；5)時(shí)效保溫：175 ℃時(shí)效溫度下保溫6、8、10、12 h；6)冷卻：時(shí)效后空冷至室溫。熱處理實(shí)驗(yàn)采用TSX1400的空氣馬弗爐進(jìn)行。

表2 ER5356焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

分別切取焊接態(tài)及焊后熱處理態(tài)金相試樣。試樣經(jīng)研磨拋光后進(jìn)行腐蝕，腐蝕試劑配比為1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95%H2O。依據(jù)GB/T 3246.2-2000標(biāo)準(zhǔn)對(duì)焊接接頭進(jìn)行陽(yáng)極覆膜以觀察晶粒組織。采用Empyrean型射線衍射儀測(cè)定物相。用光學(xué)顯微鏡(OLYMPUS GX71)及掃描電鏡(Quanta 200FEG)、電子探針(JXA-8230)對(duì)試樣進(jìn)行顯微組織的觀察。利用透射電鏡(Talos F200X)進(jìn)行焊接接頭析出相的觀測(cè)。采用達(dá)芬奇D8 ADVANCE型射線衍射儀對(duì)焊接接頭進(jìn)行X射線衍射分析(XRD)。用MH-3型硬度計(jì)進(jìn)行焊接接頭顯微硬度測(cè)試，測(cè)試中載荷設(shè)定為200 g，保壓時(shí)長(zhǎng)10 s。接頭拉伸性能測(cè)試采用Instron-5569電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，拉伸制樣按照GB/T2651-2008標(biāo)準(zhǔn)制備，拉伸速度為2 mm/min。

2 結(jié)果與分析

2.1 激光填絲焊接頭組織分析

圖2為獲得的6005A鋁合金激光填絲焊焊接接頭形貌。由圖2(a)和(b)可見(jiàn)，焊接接頭的熔合區(qū)及焊縫晶粒形態(tài)區(qū)別明顯，其中：熔合區(qū)的晶粒尺寸相對(duì)粗大、靠近熔合區(qū)焊縫區(qū)域的晶粒呈柱狀晶形態(tài)；由靠近熔合區(qū)區(qū)域向焊縫中心區(qū)域，晶粒形態(tài)呈現(xiàn)柱狀晶向樹(shù)枝晶，進(jìn)而焊縫中心等軸晶的變化。圖2(c)顯示，焊縫柱狀晶的生長(zhǎng)具有明顯的方向性。由圖2(d)可見(jiàn)，母材有明顯的軋制痕跡，晶粒內(nèi)存在彌散分布顆粒相，其中，尺寸較大的白色顆粒相為雜質(zhì)相，Mg2Si強(qiáng)化相則相對(duì)尺寸較小，呈現(xiàn)顆粒狀形態(tài)分布于晶內(nèi)。

圖2 激光填絲焊接頭各區(qū)域金相組織

對(duì)焊接接頭的焊縫區(qū)域及母材區(qū)域分別進(jìn)行X射線衍射分析，結(jié)果如圖3及圖4所示，可以看到，焊縫中主要包含的組成相是α-Al相。與母材相比，焊縫中Mg2Si相消失。根據(jù)Al-Mg-Si三元相圖，平衡凝固條件下，按照其相凝固析出的順序，α-Al相會(huì)先于Mg2Si相析出。激光焊接所形成熔池尺寸小，該熔池凝固具有瞬態(tài)快速非平衡凝固的特點(diǎn),顯著不同于平衡凝固。這種非平衡凝固，在析出α-Al相后熔池已經(jīng)凝固完成，沒(méi)有足夠的熔池停留時(shí)間以析出Mg2Si(β)相。焊接后 Mg、Si等合金元素熔入Al基體中，形成過(guò)飽和α-Al 固溶體。Mg2Si(β)強(qiáng)化相在焊縫區(qū)無(wú)法形成，這必然會(huì)對(duì)焊接接頭部位的性能產(chǎn)生影響。

圖3 焊縫區(qū)域的XRD譜圖

圖4 母材區(qū)域的XRD譜圖

2.2 焊后熱處理焊接接頭組織

焊后的“固熔/時(shí)效”熱處理會(huì)影響焊接接頭的組織形態(tài)。固溶1.5 h/時(shí)效12 h經(jīng)焊后熱處理的焊接接頭金相形貌見(jiàn)圖5。由圖5(a)可見(jiàn)，熔合區(qū)附近的焊縫邊緣存在沿晶界的灰色鏈條塊狀相，靠近熔合區(qū)的焊縫內(nèi)有黑色點(diǎn)狀顆粒相析出。由圖5(b)焊縫中心區(qū)域的組織形貌可以發(fā)現(xiàn)，與熔合區(qū)附近相似，在焊縫中心區(qū)域沿晶界輪廓方向存在灰色鏈條塊狀相，同時(shí)在晶內(nèi)及晶界發(fā)現(xiàn)有黑色點(diǎn)狀顆粒相彌散分布的情況。

圖5 熱處理后焊接接頭組織(固溶1.5 h/時(shí)效12 h)

圖6為經(jīng)過(guò)固溶1.5 h/時(shí)效12 h焊后熱處理焊縫及未熱處理焊縫的TEM分析圖像及其衍射斑點(diǎn)?？梢钥闯?，經(jīng)過(guò)熱處理的焊縫，存在針狀β″相(Mg5Si6)、棒狀β′相(Mg9Si5)及塊狀Q′相(Al3.8Mg8.6Si7.0Cu1.0)等強(qiáng)化相的析出。對(duì)比圖6(b)和圖6(d)的焊縫衍射斑點(diǎn)圖案發(fā)現(xiàn)，當(dāng)經(jīng)過(guò)焊后熱處理導(dǎo)致強(qiáng)化相析出時(shí)，會(huì)有“十字花樣”衍射斑紋出現(xiàn)。

圖6 焊縫組織TEM圖像及其衍射斑點(diǎn)

圖7為經(jīng)焊后熱處理的焊縫區(qū)域元素面分布。由圖7(a)可見(jiàn)，經(jīng)焊后熱處理的焊縫中有較多片狀第二相存在。經(jīng)過(guò)面掃描發(fā)現(xiàn)，這些片狀第二相區(qū)域富含 Si、Fe、Cr、Mn元素，同時(shí)該區(qū)域的Al元素含量保持基本穩(wěn)定，可以推斷這些片狀第二相為Al-(Si,Fe,Cr,Mn)雜質(zhì)相。圖8所示分別為未經(jīng)焊后熱處理的焊縫和焊后熱處理焊縫的組織形貌。由圖8可見(jiàn)，激光焊后的焊縫中雜質(zhì)相尺寸較小，其形狀大多為圓形；經(jīng)過(guò)焊后熱處理的焊縫中，雜質(zhì)相尺寸明顯變大，且其形態(tài)多為塊狀。

圖7 經(jīng)焊后熱處理的焊縫區(qū)域元素面分布

圖8 未經(jīng)焊后熱處理(a) 及經(jīng)焊后處理(b) 組織的試樣焊縫

2.3 焊接接頭顯微硬度

焊接接頭的硬度分布取決于組織及相分布，通過(guò)測(cè)定微觀硬度可以反映強(qiáng)化相在焊接接頭中的分布情況。圖9為不同熱處理規(guī)范下焊接接頭整體硬度分布曲線， 以及未經(jīng)焊后熱處理焊接接頭的平均硬度，可以看到，與激光填絲焊焊接接頭相比，經(jīng)焊后熱處理后的焊接接頭各區(qū)域顯微硬度顯著增加。

比較圖9中的顯微硬度曲線變化能夠發(fā)現(xiàn)，隨固溶時(shí)間增加，焊后熱處理接頭硬度達(dá)到峰值所需的時(shí)效時(shí)間縮短。當(dāng)固溶時(shí)間為1.0 h時(shí)，如圖9(b)中，隨著時(shí)效時(shí)間的變化，顯微硬度達(dá)到峰時(shí)效需要10 h；與之相比，當(dāng)固溶時(shí)間為2.0 h時(shí)，如圖9(d)中，隨著時(shí)效時(shí)間的變化，顯微硬度達(dá)到峰時(shí)效需要6 h。由此可以認(rèn)為，固溶時(shí)間的增加能夠降低焊接接頭內(nèi)部的元素偏析，使其元素分布更均勻；在固溶保溫結(jié)束進(jìn)行水淬后，其組織分布達(dá)到峰時(shí)效所需時(shí)間也減少。由圖9中硬度分布可以發(fā)現(xiàn)，固溶1.5 h/時(shí)效8 h時(shí)，焊縫區(qū)域平均硬度最高，且波動(dòng)較小，可以確定其為優(yōu)化的焊后熱處理規(guī)范。

圖9 不同固溶/時(shí)效熱處理下的焊接接頭硬度曲線

2.4 拉伸性能分析

圖10為激光填絲焊后未熱處理、熱處理(固溶1.5 h/時(shí)效8 h)以及6005A母材基體的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。由圖10可以看到，未熱處理的激光填絲焊接頭抗拉強(qiáng)度為248 MPa，延伸率6.7%。母材的抗拉強(qiáng)度為333 MPa，延伸率17.8%。未熱處理的激光填絲焊接頭抗拉強(qiáng)度及延伸率都遠(yuǎn)低于母材。與之相比，經(jīng)焊后熱處理后，接頭的抗拉強(qiáng)度及延伸率均得到提高：抗拉強(qiáng)度提高到340 MPa，延伸率提高到11.6%。經(jīng)焊后熱處理焊接接頭的抗拉強(qiáng)度略高于母材，延伸率達(dá)到母材的65.2%。

圖10 焊后熱處理試樣拉伸曲線

圖11為拉伸后的斷口形貌圖，可以發(fā)現(xiàn)：未熱處理的激光填絲焊接頭斷口中韌窩形態(tài)平整；而經(jīng)焊后熱處理的焊接接頭拉伸斷口韌窩相對(duì)較深，韌窩中存在強(qiáng)化相及雜質(zhì)相分布?？梢?jiàn)，焊接接頭經(jīng)過(guò)熱處理，能夠促進(jìn)細(xì)小強(qiáng)化相析出及雜質(zhì)相長(zhǎng)大，兩者共同作用對(duì)焊接接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生影響。

與此相比較，如圖11(e)及(f)，在母材斷口中為狹長(zhǎng)韌窩，且大小均勻，軋制痕跡明顯，并且在韌窩內(nèi)存在第二相粒子的分布。

圖11 拉伸斷口組織形貌

3 結(jié) 論

1) 本文采用ER5356焊絲進(jìn)行6005A鋁合金激光填絲焊，并對(duì)獲得的焊接接頭進(jìn)行了固溶/時(shí)效熱處理。研究發(fā)現(xiàn)，未經(jīng)熱處理的激光焊縫中不存在Mg2Si(β)強(qiáng)化相，僅檢測(cè)到α-Al固溶體。經(jīng)過(guò)焊后熱處理，焊接接頭中有β"相、β′相和Q′相析出，同時(shí)AlFeSiCrMn 雜質(zhì)相增多。

2) 與激光填絲焊焊接接頭相比，經(jīng)固溶/時(shí)效焊后熱處理后的焊接接頭各區(qū)域顯微硬度顯著增加?；诤附咏宇^硬度比較，確定550 ℃固溶1.5 h/175 ℃ 時(shí)效8 h為優(yōu)化的焊后熱處理規(guī)范。

3)拉伸性能實(shí)驗(yàn)表明，經(jīng)焊后熱處理，焊接接頭的拉伸強(qiáng)度增加至340 MPa，高于母材的拉伸強(qiáng)度；熱處理后接頭延伸率為11.6%，達(dá)到母材延伸率的65.2%。熱處理后接頭斷口韌窩中有彌散分布的析出強(qiáng)化相?？梢?jiàn)，焊后熱處理有效提升了焊接接頭的拉伸性能。