周金旭 ， 康 銘 ， 田春雨 ， 李 哲 ， 陳德軍 ， 恒俊楠

（遼寧忠旺集團有限公司，遼寧 遼陽 111003）

0 引言

6063鋁合金為中等強度的Al-Mg-Si系可熱處理強化鋁合金，因其具有良好的使用性能及工藝性能，被廣泛應(yīng)用于軌道交通及新能源汽車等領(lǐng)域。當(dāng)前，鋁合金使用較多的焊接方法為熔化極惰性氣體保護焊（Metal Inert-gas Welding，MIG）。近年來，隨著激光焊接的發(fā)展，越來越多的行業(yè)開始使用激光焊接鋁合金[1-3]。激光焊接與傳統(tǒng)的焊接方法相比較，優(yōu)勢在于激光焊接效率高、焊接變形小、焊縫成型美觀，但單一的激光自熔焊接對零件的裝配間隙要求嚴(yán)格。激光填絲焊接方法除具有激光焊接的優(yōu)點外，還提高了激光焊對裝配間隙的適應(yīng)性，焊絲的添加有利于改善焊縫的冶金成分，使激光焊的應(yīng)用范圍更為廣泛[4-6]?，F(xiàn)階段，鋁合金激光填絲焊接的研究多集中在焊接工藝、焊接方法以及焊接設(shè)備方面，而焊后熱處理對鋁合金焊接接頭組織和性能的影響研究主要集中于鋁合金MIG焊、攪拌摩擦焊等焊接技術(shù)。研究表明，焊后熱處理使焊接接頭力學(xué)性能均有不同程度提升，接頭熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象明顯改善，但焊后熱處理對6063鋁合金激光填絲焊接頭的力學(xué)性能及組織的影響研究較少[7]。

本研究對6063鋁合金進行激光填絲焊，焊后對焊接接頭進行熱處理，分析其組織及力學(xué)性能變化，為激光填絲焊接鋁合金焊后工藝優(yōu)化提供技術(shù)支持。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

母材為6063-T6鋁合金，尺寸為160 mm×150 mm×3 mm。填充材料為直徑1.2 mm的ER5356焊絲，保護氣體為Ar，純度＞99.99%。母材和焊絲的化學(xué)成分見表1。對母材進行力學(xué)性能測試，母材抗拉強度為254 MPa，屈服強度為204 MPa，斷后伸長率為15.6%。

表1 母材和焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%）Table 1 Chemical composition of base metal and welding wire (mass fraction /%)

1.2 試驗方法

采用激光器等設(shè)備進行焊接試驗，焊接參數(shù)：激光功率為6.8 kW，離焦量為+8 mm，焊接速度為2.1 m/min，送絲速度為4.2 m/min，接頭形式為對接。激光通過芯徑為200 μm的光纖進行傳輸，使用送絲機構(gòu)進行送絲，焊前使用氣動鋼絲刷打磨焊縫及其兩側(cè)25 mm區(qū)域內(nèi)的氧化膜至露出金屬光澤，并用酒精對焊部位進行清理[8]。焊后采用不同熱處理制度對焊接接頭進行熱處理，熱處理制度見表2。

表2 焊后熱處理制度Table 2 Post weld heat treatment system

使用電子萬能試驗機進行拉伸試驗，加載速率為10 mm/min，按照GB/T 2651—2008進行試樣制備。每組測試2個試樣，取平均值作為試驗結(jié)果。采用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡對接頭的組織及斷口形貌進行觀察。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 焊縫外觀成型及宏觀形貌

根據(jù)大量工藝試驗，獲得使焊縫成型良好的工藝參數(shù)，在此焊接工藝參數(shù)下進行焊接。圖1為焊縫外觀形貌，焊縫表面成型連續(xù)無氣孔、裂紋等缺陷，焊縫背部成型均勻，熔合良好。圖2為焊縫截面形貌，焊縫內(nèi)部無氣孔裂紋等缺陷，內(nèi)部質(zhì)量良好[9]。

圖1 焊縫外觀形貌Fig.1 Weld appearance

圖2 焊接接頭橫截面形貌Fig.2 Cross section morphology of welded joint

2.2 焊接接頭拉伸性能

對不同熱處理下的焊接接頭拉伸性能進行測試，斷裂試樣見圖3，試驗結(jié)果見表3?？梢?，焊后未熱處理接頭抗拉強度約為196 MPa，為母材抗拉強度的77.2%；經(jīng)熱處理后的焊接接頭抗拉強度均得到提升。經(jīng)過時效處理后的焊接接頭抗拉強度達到223 MPa，較未時效處理時提高27 MPa，為母材抗拉強度的87.8%；經(jīng)過固溶+時效處理后的焊接接頭抗拉強度為260 MPa，較未熱處理時提高64 MPa，較時效處理后提高37 MPa，抗拉強度與母材相近。

表3 焊接接頭拉伸試驗結(jié)果Table 3 Tensile test results of welded joints

圖3 焊接接頭拉伸斷裂試樣Fig.3 Tensile fracture sample of welded joint

焊后熱處理接頭的力學(xué)性能得到提升，是由于激光焊接過程中能量集中，熔池尺寸小，焊接速度快，熔化的金屬快速凝固，使未熱處理的接頭焊縫成分不均勻，偏析現(xiàn)象嚴(yán)重，較快的冷卻速度導(dǎo)致強化相無法完全析出，使接頭力學(xué)性能下降。經(jīng)過熱處理后，偏析現(xiàn)象減弱，強化相進一步析出，接頭強度得到大幅度回升[10-11]。

2.3 焊接接頭顯微組織

對不同熱處理下的焊接接頭截取橫向金相試樣，觀察接頭不同區(qū)域的金相組織?？梢姾缚p內(nèi)部均為鑄態(tài)組織，焊縫熔合線附近存在向焊縫內(nèi)部生長的柱狀晶，焊縫內(nèi)部為細小的樹枝晶，焊縫中心為等軸晶[12]。由于激光焊接過程中熔池尺寸小，具有瞬態(tài)快速非平衡凝固的特點，未熱處理的焊接接頭無法大量析出Mg2Si強化相，Mg、Si等合金元素熔入液態(tài)Al，在快速凝固狀態(tài)下形成α-Al的過飽和固溶體，Mg2Si強化效果不明顯（圖4）；焊接接頭經(jīng)時效處理后，焊縫內(nèi)強化相進一步析出，焊縫組織得到細化，熔合線附近組織不均勻性明顯改善[13-14]，力學(xué)性能得到提高（圖5）；焊接接頭經(jīng)過固溶+時效處理后，Mg、Si元素發(fā)生回溶，在接頭內(nèi)形成大小均勻、彌散分布的強化相，熔合線及熱影響區(qū)組織發(fā)生明顯細化，力學(xué)性能提升明顯[15]（圖6）。

圖4 未熱處理的焊接接頭顯微組織Fig.4 Microstructure of welded joint without heat treatment

圖5 人工時效處理的焊接接頭顯微組織Fig.5 Microstructure of artificial aging welded joint

圖6 固溶+人工時效處理焊接接頭顯微組織Fig.6 Microstructure of solution and artificial aging treated welded joint

2.4 焊接接頭拉伸斷口形貌

圖7為各拉伸斷口微觀形貌圖，不同熱處理下的焊接接頭均為韌脆混合斷裂。未熱處理的接頭斷口和時效處理的接頭斷口形貌相似，撕裂棱明顯；相對于未熱處理的接頭斷口，時效處理的接頭斷口韌窩尺寸差異較大，韌窩較深，解理面減少，表明接頭力學(xué)性能有所改善；固溶+人工時效處理后的斷口韌窩大小均勻，韌窩尺寸較大、較深[16]，韌窩數(shù)量更多，解理面幾乎消失，接頭力學(xué)性能得到進一步提高[17]。

圖7 焊接接頭拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile fracture morphology of welded joint

3 結(jié)論

1）經(jīng)人工時效處理的接頭抗拉強度較未熱處理的接頭抗拉強度提高了27 MPa；經(jīng)過固溶+人工時效處理的接頭抗拉強度較未熱處理的接頭抗拉強度提高了64 MPa。焊后熱處理明顯改善焊接接頭的拉伸性能。

2）焊縫內(nèi)部為鑄態(tài)組織，焊縫熔合線附近存在向焊縫內(nèi)部生長的柱狀晶，焊縫內(nèi)部為細小的樹枝晶，焊縫中心為等軸晶。人工時效處理的焊縫組織得到細化，熔合線附近組織不均勻性明顯改善；固溶+人工時效后的接頭內(nèi)形成大小均勻、彌散分布的強化相，熔合線及熱影響區(qū)組織發(fā)生明顯細化。

3）焊接接頭斷裂性質(zhì)為韌脆混合斷裂。人工時效處理接頭斷口韌窩尺寸差異大，固溶+人工時效處理的接頭斷口韌窩尺寸更均勻，解理面消失。