王江濤，張永康，周金宇，盧雅琳，陳菊芳，葛茂忠，孫凌燕，葉 霞，張朝陽(yáng)

(1. 江蘇大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，鎮(zhèn)江 212013；2. 江蘇理工學(xué)院 材料工程學(xué)院，常州 213001；3. 東南大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，南京 210096)

兩種焊后處理工藝對(duì)鋁合金焊接頭力學(xué)性能的影響

王江濤1,2，張永康1,3，周金宇2，盧雅琳2，陳菊芳2，葛茂忠2，孫凌燕2，葉 霞2，張朝陽(yáng)1

(1. 江蘇大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，鎮(zhèn)江 212013；2. 江蘇理工學(xué)院 材料工程學(xué)院，常州 213001；3. 東南大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，南京 210096)

研究激光沖擊處理(LSP)和固溶-時(shí)效兩種焊后處理工藝對(duì)7075鋁合金等離子弧焊接頭微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。通過(guò)固溶-時(shí)效處理工藝優(yōu)化設(shè)計(jì)，確定焊接頭的最佳熱處理工藝為固溶(575 ℃，2 h)、時(shí)效(140℃，2 h)，并與激光沖擊處理工藝進(jìn)行了對(duì)比。結(jié)果表明：焊接頭經(jīng)2次激光沖擊后，表層焊縫區(qū)的顯微硬度提高23.3%，殘余應(yīng)力由拉應(yīng)力9 MPa變?yōu)閴簯?yīng)力23 MPa；在熱影響區(qū)，顯微硬度提高44.4%，殘余應(yīng)力提高42.8%，抗拉強(qiáng)度達(dá)到607.89 MPa，與未處理樣品相比提高61.96%；固溶-時(shí)效在硬度的影響層深度、斷面收縮率方面優(yōu)于激光沖擊，而激光沖擊導(dǎo)致裂紋源萌生于次表層，提高了焊接頭的抗拉性能。

等離子弧焊接頭；激光沖擊；固溶-時(shí)效；力學(xué)性能；拉伸斷口

7075鋁合金是重要的航空材料，焊接是其結(jié)構(gòu)的主要連接方式之一。在焊接結(jié)構(gòu)應(yīng)用過(guò)程中，殘余拉應(yīng)力是影響其疲勞和使用壽命的重要因素。因此，焊后處理一直是鋁合金焊接技術(shù)推廣應(yīng)用的重要輔助手段。目前，針對(duì)鋁合金焊接頭的焊后處理主要有激光沖擊處理技術(shù)、熱處理技術(shù)、超聲沖擊等技術(shù)。激光沖擊處理技術(shù)(Laser shock peening，簡(jiǎn)稱LSP)能夠在金屬材料的近表面層產(chǎn)生壓應(yīng)力，顯著提高零部件的力學(xué)性能，所以近年來(lái)國(guó)內(nèi)外專家、學(xué)者先后展開了大量的研究。HATAMLEH[1]研究認(rèn)為激光沖擊對(duì)2195鋁合金焊接頭的疲勞性能改善有明顯的效果，AHMAD等[2]船用鋼材的焊接頭進(jìn)行了激光沖擊，發(fā)現(xiàn)激光沖擊改變了焊縫區(qū)的硬度和殘余應(yīng)力，并測(cè)試了位移和變形，結(jié)果表明激光沖擊引起焊接頭不同區(qū)域發(fā)生塑性變形，導(dǎo)致焊趾區(qū)硬度升到最高。鄒世坤等[3-4]研究了激光沖擊奧氏體不銹鋼1Cr18Ni9Ti板材焊縫后的硬度、抗拉強(qiáng)度和疲勞等。魯金忠等[5]和王大偉[6]深入研究了激光處理對(duì)Ti6A14V焊縫表面應(yīng)力狀況的影響和鋁合金焊縫三維應(yīng)力場(chǎng)的數(shù)值模擬。周磊等[7]研究了激光沖擊12Cr2Ni4A 焊縫后力學(xué)性能提高的機(jī)制。徐國(guó)建等[8]研究了激光沖擊對(duì)鋁合金焊接頭疲勞性能的影響。CAO等[9]研究了激光沖擊TC4的激光焊接頭，發(fā)現(xiàn)激光沖擊改變其殘余應(yīng)力，使其疲勞強(qiáng)度提高。而熱處理也可以去除焊接過(guò)程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，提高零件的相關(guān)性能，如王希靖等[10]研究認(rèn)為，熱處理后焊核區(qū)晶粒更為細(xì)化，拉伸性能得到提高，DING等[11]研究了熱處理對(duì)2219鋁合金焊接頭影響機(jī)理，王少剛等[12]研究認(rèn)為熱處理后2090鋁鋰合金電子束焊接頭的抗拉性能大大提高。崔麗等[13]和王大勇等[14]對(duì)鋁鋰合金焊接頭進(jìn)行了熱處理，發(fā)現(xiàn)經(jīng)過(guò)焊后處理后， 接頭不同區(qū)域組織均呈現(xiàn)明顯的晶界，焊縫金屬晶粒形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，焊縫組織均勻性得到改善。朱東暉等[15-16]研究了焊后熱處理對(duì)Al-Mg-Si-Cu 合金性能的影響，發(fā)現(xiàn)焊后熱處理對(duì)鋁合金焊接頭的力學(xué)性能有一定的影響，但是硬度的提高幅度不大。DING等[11]對(duì)AA219焊接頭進(jìn)行熱處理后發(fā)現(xiàn)，熱處理后焊接頭的屈服強(qiáng)度、斷裂強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度都有提高，但是由于表層晶粒的細(xì)化程度不夠，硬度的提高幅度不大。

激光沖擊和固溶-時(shí)效兩種焊后處理方案對(duì)于焊接頭性能的提高有非常重要的意義，但對(duì)于不同性能要求的焊接件選擇何種方案更合適，目前相關(guān)研究較少。因此，有必要將兩種焊后處理方法進(jìn)行對(duì)比，為選擇更合適的焊后處理技術(shù)提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。本文作者以7075鋁合金等離子弧焊接頭為研究對(duì)象，從微觀組織、力學(xué)性能等方面進(jìn)行研究對(duì)比兩種焊后處理的結(jié)果和機(jī)理，同時(shí)探索熱處理和激光沖擊處理的最佳工藝參數(shù)，對(duì)工程實(shí)際生產(chǎn)提供幫助。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 初始試樣準(zhǔn)備

實(shí)驗(yàn)材料為2 mm厚的7075鋁合金板材，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)如表1所示。將其切割成200 mm× 400 mm的試樣，去除切割缺陷，用丙酮清洗干凈。鋁合金板材用等離子弧焊接，焊接速度選取30 mm/min，焊接電流50 A，焊接電壓120 V，焊成400 mm×400 mm的方板。焊接過(guò)程中純氬氣保護(hù)，氬氣流量為8L/min，焊絲采用ER4047，直徑為1.0 mm，材料成分具體如表1所示。檢查無(wú)宏觀、明顯缺陷后，將方板沿著垂直焊縫的方向平均切割成2個(gè)尺寸均為200 mm×400 mm的試樣，標(biāo)記為I和II，用于做不同的焊后處理，并用乙醇和丙酮進(jìn)行清洗。將兩試樣在焊縫上表面磨掉余高，然后進(jìn)行拋光處理，然后放置到盛有乙醇的槽內(nèi)，利用超聲波進(jìn)行清洗。

表1 7075鋁合金和ER4047的組分表Table 1 Chemical composition of 7075 aluminium alloy and ER4047 welding rod (mass fraction, %)

1.2 試樣焊后處理

1.2.1 激光沖擊處理

將試樣清洗吹干后，為了避免由于能量極高的激光輻照在試樣表面形成熔池和微裂紋而嚴(yán)重?fù)p害表面質(zhì)量[17]，同時(shí)提高具有較高反射能力的鋁合金焊接頭的能量吸收率和等離子體產(chǎn)生率[18]，在試樣I焊縫上表面敷一層0.1 mm厚的美國(guó)3M公司專用鋁箔，采用Gaia-R系列高能量脈沖Nd:YAG激光器進(jìn)行激光沖擊，如圖1所示。采用流動(dòng)水作為激光沖擊時(shí)的約束層，流水厚度為1～2 mm。光斑直徑為3 mm，激光波長(zhǎng)為1064 nm，重復(fù)頻率為0.5 Hz，采用50%的搭接率，脈沖能量為4J對(duì)試樣進(jìn)行不同次數(shù)(1次和2次)激光沖擊。沖擊工件如圖2所示的區(qū)域。沖擊后將鋁箔去除，用酒精清洗干凈鋁箔殘留下的污漬。

圖1 激光沖擊原理Fig. 1 Principle diagram of LSP

圖2 工件的微光沖擊區(qū)域Fig. 2 Area of LSP process on workpiece

1.2.2 固溶-時(shí)效處理

將試樣II清洗吹干后，放入熱處理加熱爐中進(jìn)行處理，固溶溫度分別為475、495、535和575 ℃，控溫精度10 ℃。保溫0～3 h后快速轉(zhuǎn)移至水中淬火以保留高溫下的過(guò)飽和狀態(tài)組織。經(jīng)淬火后的樣品在箱式通風(fēng)爐中進(jìn)行時(shí)效處理，處理方式是在140和240 ℃下保溫0～24 h，每隔2 h取樣一次，取出并放在空氣中冷卻。

1.3 性能檢測(cè)

硬度測(cè)試采用HRS-150型數(shù)顯電子維氏硬度計(jì)，殘余應(yīng)力的測(cè)試采用x-350A型X射線應(yīng)力測(cè)量?jī)x，拉伸性能檢測(cè)采用WEW-300J 型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行；采用S-3400型掃描電鏡進(jìn)行斷口形貌觀察與分析；將未沖擊試樣、固溶-時(shí)效試樣和激光沖擊2次后鋁合金試樣表層用線切割機(jī)切成0.10～0.3 mm的薄片，用砂紙逐級(jí)減薄至約0.03～0.05 mm左右，用專用工具(d3 mm的打孔機(jī))制成d3 mm的小圓薄片，觀察無(wú)毛刺和卷邊后，放入試樣盒。配置電解雙噴減薄液：10%高氯酸和90%的酒精混合而成。用雙噴電解拋光儀進(jìn)行拋光，拋光參數(shù)為電壓15～20 V，電流0.2 A/cm2，溫度為-20～-30 ℃。最后在3 kV電壓下用Gantan600離子減薄儀處理35 min。采用的透射設(shè)備是JEM2100型高分辨透射電鏡，加速電壓200 kV。

2 結(jié)果與分析

2.1 金相組織觀察

圖3 7075鋁合金焊接頭斷面金相組織圖Fig. 3 OM images of welded cross sections of 7075 aluminium alloy: (a) Untreated; (b) Solution and aging treatment; (c) LSP

激光沖擊和固溶強(qiáng)化處理完成之后，將試樣的端面用砂紙打磨、拋光，在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行焊縫區(qū)的微觀組織觀察，如圖3所示，其中圖3(a)為未處理焊接頭的金相組織，圖3(b)所示為固溶(575 ℃，2 h)及時(shí)效 (140 ℃，24 h)的焊接頭金相圖，圖3(c) 所示為2次激光沖擊后的焊接頭對(duì)比。從圖3(a)可以看出，由于焊接過(guò)程中焊接熱不斷輸入，導(dǎo)致鋁合金焊接頭不僅焊縫區(qū)(Welded zone，簡(jiǎn)稱為WZ)晶粒較為粗大且大小不均勻，熱影響區(qū)(Heat affected zone，簡(jiǎn)稱為HAZ)也較寬。從圖3(b)可以看出，在固溶時(shí)效后，鋁合金焊接頭焊縫區(qū)(WZ)的晶粒變得較為細(xì)小且較為均勻，熱影響區(qū)(HAZ)變窄，而且析出穩(wěn)定第二相(MgZn2)；因此，通過(guò)固溶時(shí)效處理后鋁合金的組織含有α相固溶體和金屬化合物相，其強(qiáng)化機(jī)制為析出強(qiáng)化(沉淀強(qiáng)化)[19]。如圖3(c)所示，在激光沖擊后，由于焊接頭發(fā)生了明顯的塑性變形，焊縫區(qū)晶粒變得細(xì)小且均勻[20]，尤其是接近沖擊的表面，同時(shí)焊縫區(qū)(WZ)和熱影響區(qū)(HAZ)交錯(cuò)，最終熱影響區(qū)(HAZ)變得不明顯，主要是激光沖擊引起的塑性變形和位錯(cuò)導(dǎo)致的結(jié)果[21]。

2.2 硬度分析

對(duì)鋁合金7075焊接頭進(jìn)行不同處理后，做了3個(gè)方面的硬度測(cè)試，主要包括焊接頭表面的硬度測(cè)試、深度方向的硬度測(cè)試和不同固溶-時(shí)效工藝下的硬度測(cè)試，具體如圖4所示。圖4(a)所示為不同固溶時(shí)間和溫度下的鋁合金焊縫正中部位硬度分布圖。由圖4(a)可知，同一固溶溫度下，隨著固溶時(shí)間的增加，焊接頭硬度出現(xiàn)先增后降的規(guī)律，2 h為最佳固溶時(shí)間；在同一固溶時(shí)間下，隨著溫度從475 ℃升高到575℃，焊接頭硬度出現(xiàn)先降后升的規(guī)律，575 ℃為較好的固溶溫度。為了驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)結(jié)果的正確性，在焊縫深度方向的中點(diǎn)處又進(jìn)行了硬度測(cè)量，如圖4(b)所示。由圖4(b)可知，雖然各試樣硬度值有波動(dòng)但也反映了上述規(guī)律。因此，由圖4(a)和(b)可知，最佳固溶工藝為(575 ℃，2 h)。為了保證實(shí)驗(yàn)的科學(xué)性，對(duì)次優(yōu)工藝(475 ℃，2 h)做了進(jìn)一步研究。圖4(c)所示為7075鋁合金焊縫正中部位在不同時(shí)效時(shí)間下的硬度分布圖。圖4(d)所示為7075鋁合金焊縫深度正中部位在不同時(shí)效時(shí)間下的硬度分布圖。由圖4(c)可知，焊縫表面在固溶處理后，不同時(shí)效時(shí)間對(duì)其硬度的影響不同。本研究在24 h內(nèi)對(duì)比發(fā)現(xiàn)，在10、18和24 h這3個(gè)時(shí)效時(shí)間下，各試樣硬度達(dá)到峰值，并在24 h時(shí)效后達(dá)到最大值。時(shí)效溫度為140 ℃時(shí)，焊接頭在每個(gè)時(shí)間段的硬度值都遠(yuǎn)高于在240 ℃處理時(shí)的相應(yīng)硬度值。由圖4(d)可知，在焊接頭深度方向，不同固溶溫度和時(shí)效時(shí)間對(duì)其硬度的影響也不同。在8、18和24 h這3個(gè)時(shí)效時(shí)間下，硬度達(dá)到峰值，其中在24 h時(shí)效后達(dá)到最大值。而時(shí)效溫度與圖4(c)所示的規(guī)律完全一致，因此，最佳時(shí)效工藝確定為(140 ℃，24 h)。

圖4 7075鋁合金焊接頭硬度分布圖Fig. 4 Microhardness distribution of 7075 aluminium alloy joint: (a) At crown surface solution treatment with different temperature and time; (b) At profile surface solution treatment with different temperature and time; (c) At crown surface aging with different temperature and time; (d) At profile surface aging with different temperature and time; (e) Comparison at crown surface; (f) Comparison at profile surface

圖4(e)所示為7075鋁合金焊接頭在不同激光沖擊次數(shù)和固溶-時(shí)效條件下焊縫正面的硬度分布圖。圖4(f)所示為7075鋁合金焊接頭在不同激光沖擊次數(shù)和固溶-時(shí)效條件下焊縫深度方向的硬度分布圖。由圖4(e)可知，激光沖擊焊接頭后，焊縫區(qū)、熱影響區(qū)的硬度提高較多，尤其是2次激光沖擊后硬度提高到180HV。遠(yuǎn)離熱影響區(qū)后，固溶-時(shí)效處理在固溶溫度較低時(shí)，對(duì)焊接頭表層硬度的影響不大，但固溶溫度升高對(duì)硬度的提高有明顯效果。由圖4(f)可知，在焊接頭深度方向，1次激光沖擊產(chǎn)生的硬度影響層厚度約為0.1 mm，2次激光沖擊產(chǎn)生的硬度影響層厚度約為0.25 mm；固溶-時(shí)效處理的影響層較深，對(duì)于2 mm厚的焊接頭，其硬度有全面的提高。

鋁合金焊接頭焊縫區(qū)由于晶粒粗大，導(dǎo)致硬度降低，但在固溶-時(shí)效處理后，出現(xiàn)了第二相MgZn2(見(jiàn)2.1節(jié))，引起焊接頭強(qiáng)度、硬度等明顯提高。從實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)可以看出，隨著固溶和時(shí)效時(shí)間的增加，硬度發(fā)生增減變化，主要原因如下：第二相MgZn2析出，硬度增加；溫度升高，第二相MgZn2晶粒長(zhǎng)大；溫度再升高，硬度降低；第二相晶粒細(xì)化，最后穩(wěn)定，硬度增加。焊接頭經(jīng)激光沖擊后，由于激光沖擊區(qū)域發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，焊縫區(qū)(WZ)和熱影響區(qū)(HAZ)交錯(cuò)(見(jiàn)2.1節(jié))，必然產(chǎn)生大量位錯(cuò)，如圖5(c)所示。從圖5(c)可以發(fā)現(xiàn)，激光沖擊2次后，鋁合金焊接頭的組織在高應(yīng)變率(106s-1)下發(fā)生強(qiáng)塑性變形，高流變應(yīng)力導(dǎo)致大量位錯(cuò)出現(xiàn)，形成了位錯(cuò)糾纏和位錯(cuò)胞，位錯(cuò)密度明顯高于未沖擊焊接頭(見(jiàn)圖5(a))和固溶-時(shí)效處理的焊接頭(見(jiàn)圖5(b))。正如在文獻(xiàn)[22]和[23]中所說(shuō)的位錯(cuò)滑移并大量增殖，位錯(cuò)與位錯(cuò)之間相互作用非常明顯，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)十分困難，最終導(dǎo)致硬度提高。賈蔚菊等[24]也指出，微觀硬度的增加歸因于激光沖擊后試樣近表面的高密度位錯(cuò)。因此，激光沖擊焊接頭誘發(fā)嚴(yán)重塑性變形而產(chǎn)生高密度位錯(cuò)，使焊接頭的微觀硬度得到改善和提高。

圖5 7075鋁合金焊接頭距離焊縫表面0.05 mm處不同處理后的TEM像Fig. 5 TEM images taken at depth of about 0.05 mm from surface of 7075 aluminum alloy joints with different treatments: (a) Untreated; (b) With solution at (575 ℃, 2 h) and aging treatment at (140 ℃, 24 h); (c) LSP two times

2.3 殘余應(yīng)力分析

本次殘余應(yīng)力的測(cè)量采用側(cè)傾固定ψ法，測(cè)試報(bào)告中峰值確定采用交相關(guān)法?？紤]殘余應(yīng)力測(cè)試時(shí)試樣要經(jīng)過(guò)打磨和拋光，所測(cè)得的數(shù)據(jù)并不能完全反映沖擊后表面的應(yīng)力狀態(tài)，在測(cè)量位置的選取上，除了試樣表面沿焊縫中垂線之外，還分別選取距焊縫中心線較遠(yuǎn)的幾處作為測(cè)量對(duì)比。在焊接頭表面測(cè)量結(jié)果如圖6(a)所示，在焊接頭深度方向測(cè)量如圖6(b)所示。由圖6(a)可知，激光沖擊對(duì)焊接頭表面的殘余應(yīng)力影響較大，2次沖擊后，焊縫中心的殘余應(yīng)力從原來(lái)的拉應(yīng)力10 MPa變?yōu)閴簯?yīng)力22 MPa；在熔合區(qū)、熱影響區(qū)的殘余應(yīng)力值大大增加，特別是熱影響區(qū)即將結(jié)束的地方，應(yīng)力值增加的幅度最大，這與文獻(xiàn)[25]的結(jié)論是一致的。拉應(yīng)力變?yōu)閴簯?yīng)力的主要原因是激光沖擊使得材料表面發(fā)生塑性變形產(chǎn)生壓應(yīng)力，中和了殘留的焊接殘余拉應(yīng)力[26]；而且隨著沖擊次數(shù)的增加，塑性變形愈發(fā)嚴(yán)重，這種中和效果更加明顯，如圖6(a)所示，2次沖擊對(duì)焊接頭的拉應(yīng)力改變更為明顯。由于本研究采用的是擠壓變形鋁合金，焊接頭母材(Base material,簡(jiǎn)稱為BM)和熱影響區(qū)(HAZ)的表層本身就是壓應(yīng)力，由于激光沖擊后的塑性變形加劇，導(dǎo)致壓應(yīng)力也有所上升。固溶-時(shí)效隨著固溶溫度的增加，焊縫區(qū)(WZ)的變形增加，對(duì)殘余應(yīng)力的影響也在逐漸增強(qiáng)?？梢钥闯觯す鉀_擊引起的塑性變形比固溶時(shí)效大，導(dǎo)致殘余應(yīng)力變化大，尤其是在焊縫中心處固溶-時(shí)效的影響沒(méi)有2次激光沖擊的大。由圖6(b)可知，焊接頭深度方向殘余應(yīng)力隨著處理?xiàng)l件的變化也呈現(xiàn)出不同的規(guī)律。未處理焊接頭的殘余應(yīng)力在表層附近有波動(dòng)，但基本呈現(xiàn)為“V”形。激光沖擊焊接頭后，由于能量限制，激光沖擊對(duì)殘余應(yīng)力的影響在深度方向逐漸減弱。1次激光沖擊在距離表層約0.2 mm處產(chǎn)生最大壓應(yīng)力，應(yīng)力值達(dá)73 MPa；在距離表層0.5 mm處對(duì)殘余應(yīng)力沒(méi)有什么影響。2次激光沖擊在距離表層約0.35 mm處產(chǎn)生最大壓應(yīng)力，應(yīng)力值達(dá)70 MPa；在距離表層0.77 mm處影響減小。而固溶-時(shí)效雖然起始能量低于激光沖擊，在距離表層0.35 mm內(nèi)沒(méi)有2次激光沖擊影響大，但其增加能量的方式為持續(xù)加熱，導(dǎo)致其對(duì)焊接頭殘余應(yīng)力的影響層加深。固溶-時(shí)效處理在距離表層0.6mm處產(chǎn)生最大壓應(yīng)力，應(yīng)力值達(dá)70 MPa；在距離表層0.6～1 mm區(qū)域，其對(duì)殘余應(yīng)力的影響下降；在距離表層1～1.5mm區(qū)域，其對(duì)殘余應(yīng)力的影響上升；在距離表層1.5～2 mm區(qū)域，其對(duì)殘余應(yīng)力的影響逐漸減弱，但仍有較多的改變，如在2 mm處，拉應(yīng)力繼續(xù)變?yōu)閴簯?yīng)力，應(yīng)力值達(dá)19 MPa。

綜上所述，激光沖擊能在焊縫表層把殘余拉應(yīng)力變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力，而且改變值很大，但固溶-時(shí)效對(duì)殘余應(yīng)力的影響小，影響深度大。

圖6 焊接頭殘余應(yīng)力分布圖Fig. 6 Residual stress distribution of joints: (a) At crown surface; (b) At profile surface

2.4 拉伸性能分析

2.4.1 拉伸力學(xué)性能

焊接頭經(jīng)過(guò)上述不同處理后，根據(jù)GB/T 228—2002用線切割機(jī)截取拉伸試樣如圖7(a)所示，焊縫位于試板中間，激光沖擊試樣如圖7(b)所示。在萬(wàn)能電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)，拉伸速度為2 mm/min。每個(gè)測(cè)定值取8個(gè)試樣的平均值，不同時(shí)效時(shí)間的試樣拉伸力學(xué)性能如表2所列，激光沖擊和固溶-時(shí)效18h的試驗(yàn)結(jié)果也如表2所列。

圖7 拉伸標(biāo)準(zhǔn)試樣Fig. 7 Graph of tensile test standard sample: (a) Sample cutted; (b) Sample peened by laser shock

從表2中可以看出，2次激光沖擊對(duì)焊接頭的力學(xué)性能提高有著明顯的效果，抗拉強(qiáng)度σb提高約1.6倍，屈服應(yīng)力σ0.2提高至1.65倍，斷后伸長(zhǎng)率A提高至1.7倍，斷面收縮率提高至2.04倍。同樣固溶強(qiáng)化對(duì)鋁合金焊接頭也有較大的改善，特別是固溶溫度在575℃時(shí)也獲得了良好的力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度σb提高至約1.2倍，屈服應(yīng)力σ0.2提高至1.21倍，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率提高效果稍優(yōu)于激光沖擊。2次激光沖擊處理后，焊接頭的拉伸性能大大提高，導(dǎo)致拉伸斷裂均發(fā)生于母材，如圖7(b)箭頭A所指的區(qū)域，此處是母材激光處理與未處理的交界處，是應(yīng)力集中的地方。而其他處理試樣均斷裂于焊縫處。上述結(jié)果產(chǎn)生的原因與2.3節(jié)所測(cè)試的殘余應(yīng)力有很大的關(guān)系。由于未經(jīng)處理的焊接頭焊縫區(qū)存在殘余拉應(yīng)力，當(dāng)材料受到外界拉伸應(yīng)力作用時(shí)，兩者發(fā)生疊加，應(yīng)力方向相同時(shí)就會(huì)使材料產(chǎn)生變形[27]，最終導(dǎo)致斷裂，因此，未處理焊接頭最易斷裂，而且斷裂位置發(fā)生在拉伸殘余應(yīng)力較大的焊縫處。經(jīng)過(guò)激光沖擊和固溶-時(shí)效處理后，焊接頭焊縫區(qū)由拉應(yīng)力變?yōu)閴簯?yīng)力，其他區(qū)域壓應(yīng)力增加。當(dāng)材料受到外界拉伸應(yīng)力作用時(shí)，由于壓應(yīng)力的阻礙，材料到達(dá)屈服點(diǎn)所需總應(yīng)力增加，所以屈服強(qiáng)度提高，斷裂強(qiáng)度也提高。另一方面，激光沖擊焊接頭后，沖擊波使表層材料位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)形成孿晶界，導(dǎo)致材料表層產(chǎn)生明顯晶粒細(xì)化[28-29]。晶粒細(xì)化可顯著提高材料的強(qiáng)度，晶粒尺寸與強(qiáng)度大小遵循Hall-Petch方程[30]。因此，激光沖擊后焊接頭的強(qiáng)度提高主要是焊縫區(qū)晶粒細(xì)化的結(jié)果[31]，在拉伸變形過(guò)程中，激光沖擊產(chǎn)生的孿晶界阻塞位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)[32-33]，從而提高了鋁合金焊接頭的抗拉強(qiáng)度。而固溶-時(shí)效雖然也能細(xì)化晶粒，但是細(xì)化程度沒(méi)有激光沖擊那樣劇烈，故其抗拉強(qiáng)度的提高沒(méi)有激光沖擊那樣明顯。2.4.2 拉伸斷口分析

表2 7075鋁合金焊接頭在不同焊后處理下力學(xué)性能數(shù)據(jù)平均值Table 2 Average data of mechanical properties of 7075 Al alloy welded joint with different post-weld treatments

圖8 未處理焊接頭的斷口形貌Fig. 8 SEM images showing tensile fracture surfaces of welded joint without treatment: (a) Macro fractograph; (b) Brittle fracture region; (c) Ductile fracture region

圖8所示為未處理焊接頭的斷口形貌SEM像。其中圖8(a)所示為宏觀斷口圖，可以看出未處理焊接頭的裂紋起始源在材料表面，斷口表層沒(méi)有剪切唇。如圖8(b)所示，由于焊縫存在氣孔、焊接雜質(zhì)等缺陷，晶粒粗大，晶界強(qiáng)度低， 脆性大，故斷裂模式屬于以脆性斷裂為主的混合型斷裂。由于焊接熱的影響不均勻，焊縫區(qū)域斷裂韌窩大小不等，孔洞尺寸大者達(dá)到幾百微米，小者只有幾個(gè)微米，如圖8(c)所示。由此可見(jiàn)，未處理焊接頭的拉伸斷裂機(jī)理如下：在拉應(yīng)力作用下，焊縫中的氣孔缺陷逐漸長(zhǎng)大，和周邊氣孔缺陷合并，最終形成大氣孔缺陷，發(fā)生脆性斷裂；沒(méi)有氣孔的部分在裂紋擴(kuò)展的影響下也逐漸斷裂。因此，未處理焊接頭的斷口既有明顯的撕裂區(qū)，也有一些大小不等的韌窩區(qū)。

圖9 固溶(575 ℃，2 h)及時(shí)效(140 ℃，24 h)處理后焊接頭的斷口形貌SEM像Fig. 9 SEM images showing tensile fracture surfaces of welded joint with solid solution at (575 ℃, 2 h) and aging treatment at (140 ℃, 24 h): (a) Macro fractograph; (b), (c) Higher magnifications of ellipses A and B in (a)

圖9所示為固溶-時(shí)效處理焊接頭的斷口形貌SEM像。其中圖9(a)所示為宏觀斷口圖，表層出現(xiàn)韌性斷裂的波浪紋，如圖中箭頭A所指。在表層先出現(xiàn)微觀裂紋源，在外力作用下，當(dāng)應(yīng)力集中大于工件抗剪強(qiáng)度時(shí)，裂紋源向金屬內(nèi)部晶體擴(kuò)展。在裂紋擴(kuò)展區(qū)，由于固溶時(shí)效初生相基體內(nèi)會(huì)析出大量的沉淀相粒子，如圖5(a)中的黑點(diǎn)，與基體變形差別很大，拉伸時(shí)在共晶硅特別是端部尖銳處會(huì)產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中而產(chǎn)生微孔[34]；進(jìn)一步拉伸時(shí)這些微孔長(zhǎng)大，臨近的微孔連接成為較大的裂紋，進(jìn)而斷裂，如圖9(b)所示。在接近于板的中部，固溶-時(shí)效處理的影響小，但是仍有少量的沉淀相粒子與附近的基體產(chǎn)生微小孔，隨著拉伸的進(jìn)行，逐漸形成微裂紋，進(jìn)而使得中部撕裂而發(fā)生瞬時(shí)斷裂，撕裂區(qū)的形狀像“泥漿”，如圖9(c)所示。斷裂時(shí)部分位置出現(xiàn)了凹槽，如圖9(a)中箭頭C所指。

圖10 激光沖擊處理焊接頭的拉伸斷口形貌SEM像Fig. 10 SEM images showing tensile fracture surfaces of welded joint with LSP two times: (a) Macro fractograph; (b), (c) Higher magnifications of ellipses B and C in (a)

圖10所示為2次激光沖擊焊接頭的拉伸斷口形貌SEM像。其中圖10(a)所示為宏觀斷口圖，沖擊表層出現(xiàn)韌性斷裂的波浪紋，未沖擊表層則沒(méi)有出現(xiàn)。由前文可知，激光沖擊使得試樣的表面顯微硬度顯著提高，試樣的表面得到強(qiáng)化，表面層產(chǎn)生致密層、形變硬化和殘余壓應(yīng)力等效應(yīng)，從而推遲表層裂紋的產(chǎn)生而發(fā)生韌性斷裂。而在未沖擊的另一面，由于沖擊應(yīng)力波的存在，使其表面也受到一定的影響，殘余拉應(yīng)力變?yōu)閴簯?yīng)力。而在平行于拉伸方向的工件端部，次表面層位錯(cuò)受周圍晶粒的約束較大，在滑移和開動(dòng)時(shí)需要更大的臨界應(yīng)力[35-39]。如圖10(a)中箭頭A所指，由放射區(qū)“人字形”花樣統(tǒng)一指向工件端部可以判斷出裂紋源距工件表面約300 μm。在裂紋擴(kuò)展區(qū)，由于激光沖擊的影響，在圖10(a)中箭頭B所指區(qū)域及其他位置發(fā)現(xiàn)如圖10(b)所示的韌窩形狀。發(fā)生拉伸斷裂時(shí)，如果斷裂表面出現(xiàn)了延伸的、統(tǒng)一指向的韌窩，則該韌窩指向的是斷裂的源頭[40]。由此可以判斷出，在圖10(a)中箭頭A所指的整個(gè)層即為斷裂源層。因此，激光沖擊后所產(chǎn)生的殘余應(yīng)力迫使裂紋萌生于次表層，提高了焊接頭的抗拉能力。同時(shí)，在激光沖擊焊接頭的中部如圖10(a)中箭頭C所指區(qū)域，其斷裂韌窩呈等軸狀，窩內(nèi)無(wú)明顯的成核質(zhì)點(diǎn)，且無(wú)方向性，如圖10(c)所示。這說(shuō)明隨著激光沖擊的影響，在工件中部的硬度和殘余應(yīng)力比較均勻，該區(qū)域的斷裂屬于韌性微孔聚集型斷裂。

3 結(jié)論

1) 7075焊接頭焊縫區(qū)中心處的硬度與固溶時(shí)間、溫度和時(shí)效時(shí)間和溫度都有密切的關(guān)系，通過(guò)對(duì)比發(fā)現(xiàn)了最佳固溶工藝為(575 ℃，2 h)，最佳時(shí)效工藝為(140 ℃，2 h)。

2) 在焊縫表層，激光沖擊的強(qiáng)化效果明顯優(yōu)于固溶-時(shí)效工藝；但在深度方向，激光沖擊的影響層深度較小，略低于固溶-時(shí)效工藝；固溶-時(shí)效處理對(duì)試樣的影響層深度略大，甚至達(dá)到了試樣厚度的一半，此處的硬度也被提高了17.58%。

3) 通過(guò)拉伸試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，未沖擊焊接頭斷口為脆性斷裂，裂紋起源于表層；而固溶-時(shí)效處理的焊接頭斷口出現(xiàn)大量韌性斷裂，但裂紋仍起源于表層；2次激光沖擊的焊接頭斷口為韌性斷裂，裂紋萌生于次表層，距工件表面約300μm。

4) 在提高7075鋁合金焊接頭拉伸強(qiáng)度方面，激光沖擊比固溶-時(shí)效工藝效果更佳。

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Effects of two post-weld treatments on mechanical properties of aluminum alloy welded joint

WANG Jiang-tao1,2, ZHANG Yong-kang1,3, ZHOU Jin-yu2, LU Ya-lin2, CHEN Ju-fang2, GE Mao-zhong2, SUN Ling-yan2, YE Xia2, ZHANG Chao-yang1
(1. School of Mechanical Engineering, Jiangsu University, Zhenjiang 212013, China; 2. School of Materials Engineering, Jiangsu University of Technology, Changzhou, 213001, China; 3. School of Mechanical Engineering, Southeast University, Nanjing 210096, China)

The effects of laser shock peening(LSP) and solution and aging treatment on the microstructure and mechanical properties of plasma arc welded joints of 7075 aluminum alloy were studied. The process of the solution and aging treatment was optimized and the optimum process was selected as solid solution treated at (575 ℃, 2 h) and aged at (140 ℃, 2 h)．Then the effect of solution and aging treatment was compared with that of LSP. The results show that, in the weld zone of crown surface, the microhardness of welded joint with LSP 2 times is increased by 23.3%, and the residual stress is changed from tensile stress of 9 MPa to compressive stress of 23 MPa; in the heat affected zone, the microhardness is increased by 44.4%, the residual compressive stress is improved by 42.8%, the tensile strength is enhanced to 607.89 MPa, increased by 61.96% compared with untreated; the solution and aging treatment process is better than LSP on the depth of influence and the contraction ratio of section. While LSP makes the cracks mainly initiate at the subsurface thus improves the tensile strength of 7075 aluminum alloy resultant joint.

plasma arc welded joint; laser shock peening; solution and aging treatment; mechanical property; tensile fracture

WANG Jiang-tao; Tel: +86-519-86953289; E-mail: jxwjt@jsut.edu.cn

TG156.99；TG115.28

A

1004-0609(2017)-01-0040-11

Foundation item： Project (2012AA040104) supported by the National High Technology Research and Development Program of China; Projects (51275221, 51105182) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (12KJB460002) supported by the Natural Science Foundation of the Jiangsu Higher Education Institutions; Projects (GZ201202, GZ201101) supported by the Open Foundation of Jiangsu Provincial Key Laboratory for Science and Technology of Photon Manufacturing; Innovation Project of Jiangsu Province; Project (KYY12040) supported by the Applied Science Foundation of Jiangsu University of Technology

(編輯 何學(xué)鋒)

國(guó)家高技術(shù)研究發(fā)展計(jì)劃項(xiàng)目(2012AA040104)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51275221，51105182)；江蘇省高校自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(12KJB460002)；江蘇省光子制造重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室開放基金資助項(xiàng)目(GZ201202，GZ201101)；江蘇省青藍(lán)工程項(xiàng)目；?？蒲蓄A(yù)研項(xiàng)目(KYY12040)

2015-07-30；

2016-11-14

王江濤，副教授，博士；電話：0519-86953289；E-mail: jxwjt@jsut.edu.cn

Received date： 2015-07-30; Accepted date： 2016-11-14