6082-T6鋁合金單脈沖MIG自動焊接頭焊后熱處理強(qiáng)化

供稿|王亞東，王立剛，孟慶剛 / WANG Ya-dong, WANG Li-gang, MENG Qing-gang

作者單位：1. 本鋼板材股份有限公司，遼寧 本溪 117000；2. 營口理工學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧 營口 115014；3. 本鋼板材技術(shù)研究院，遼寧 本溪 117000

內(nèi)容導(dǎo)讀6082-T6為軌道、汽車等產(chǎn)品常用的高強(qiáng)度可熱處理強(qiáng)化鋁合金材料，其接頭焊后會存在過時效軟化的現(xiàn)象進(jìn)而使焊接接頭強(qiáng)度降低。本實驗采用單脈沖MIG焊的焊接方法使用5087焊絲進(jìn)行焊接，焊態(tài)接頭抗拉強(qiáng)度為212 MPa，焊接接頭硬度最低值為69 HV，位于距離焊縫中心7 mm的熱影響區(qū)（HAZ）。在對焊接接頭實施540 ℃×40 min+175 ℃×8 h的熱處理制度后，其焊接接頭抗拉強(qiáng)度為283 MPa，提升了71 MPa，焊接接頭硬度最低值為100 HV，位于焊縫金屬區(qū)（WZ）。

在可熱處理鋁合金中，6082-T6鋁合金具有密度低、強(qiáng)度高、塑性好等特點(diǎn)，在化工、船舶、軌道車輛等領(lǐng)域廣泛應(yīng)用[1]。在對其進(jìn)行MIG焊時，5087焊絲由于含有一定量的Zr，可使焊縫金屬抗裂性得到提升，故受各焊接生產(chǎn)廠所青睞。6082-T6鋁合金強(qiáng)度雖高，但在進(jìn)行MIG焊后存在熱影響區(qū)過時效軟化現(xiàn)象，使接頭性能大幅下降。本文針對使用5087焊絲焊接的6082-T6焊接接頭來進(jìn)行焊后熱處理強(qiáng)化，研究其焊接接頭在特定熱處理制度下的力學(xué)性能及顯微組織變化。

實驗

焊接實驗

焊接設(shè)備為Fronius TPS 5000，焊接方法為單脈沖MIG焊。填充金屬選用EN ISO 18273:S Al 5087焊絲，焊絲直徑為1.2 mm（3/64″），保護(hù)氣體為金擠壓板材作為母材進(jìn)行焊接，母材的成分及力學(xué)性能分別滿足GB/T 3190—2008以及GB/T 6892—2006標(biāo)準(zhǔn)要求，如表1及表2所示。

表2 6082-T6鋁合金力學(xué)性能

實驗材料

實驗選用6082-T6（300 mm×150 mm×4 mm）鋁合99.99%純氬。填充金屬的化學(xué)成分如表3所示，力學(xué)性能如表4所示。

表3 5087鋁合金焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

表4 5087鋁合金焊絲力學(xué)性能

焊接接頭形式為V形坡口對接接頭，實驗時進(jìn)行單面焊雙面成形焊接，背部置有非永久襯墊，其坡口尺寸及焊道分布如圖1所示。

圖1 焊接接頭形式

實驗時的焊接參數(shù)如表5所示。焊后進(jìn)行目視檢測、滲透檢測以及射線檢測，檢測結(jié)果表明目視檢測以及射線檢測滿足ISO 10042 B級標(biāo)準(zhǔn)要求，滲透檢測滿足ISO 23277 1級標(biāo)準(zhǔn)要求。焊接接頭橫截面形貌如圖2所示。

圖2 焊接接頭橫截面形貌

表5 MIG-P焊接參數(shù)

將同一塊焊后試板平分為兩部分，其中一部分依次進(jìn)行550 ℃×40 min的固溶處理、空冷至室溫、175 ℃×8 h的時效處理之后，再進(jìn)行拉伸實驗的取樣、硬度實驗的取樣以及金相觀察的取樣。另外一部分直接進(jìn)行拉伸實驗的取樣、硬度實驗的取樣以及金相觀察的取樣，之后對實驗結(jié)果進(jìn)行對比及分析。

實驗結(jié)果

拉伸實驗

使用AG-X 100KN H電子萬能實驗機(jī)，對焊接接頭進(jìn)行力學(xué)性能的檢測，拉伸后斷裂位置如圖3所示，檢測結(jié)果如表6所示。由檢測結(jié)果可知，在焊態(tài)下的焊接接頭抗拉強(qiáng)度平均值為213 MPa，焊縫金屬區(qū)域為抗拉強(qiáng)度最低的區(qū)域，這是由于該區(qū)域受焊接熱循環(huán)的影響而發(fā)生了過時效所致[2]；在對接頭進(jìn)行焊后熱處理后抗拉強(qiáng)度平均值為284 MPa，較接頭熱處理前抗拉強(qiáng)度提高了71 MPa，抗拉強(qiáng)度最薄弱的區(qū)域由熱影響區(qū)轉(zhuǎn)移至焊縫金屬區(qū)。

表6 焊接接頭力學(xué)性能 （HAZ: Heated Zone; WZ: Welded Zone）

圖3 試樣拉伸后斷裂位置

微觀金相組織觀察

使用光學(xué)金相顯微鏡分別對焊態(tài)下的焊接接頭以及經(jīng)過焊后熱處理的焊接接頭進(jìn)行微觀金相組織觀察，如圖4所示，其中焊縫區(qū)觀察位置為焊縫中心，而熱影響區(qū)觀察位置為距焊縫中心7 mm處?？梢姾缚p熔合邊界均有粗大等軸晶的存在，且由熱影響區(qū)向焊縫區(qū)域生長，這是由于垂直于熔池邊界的方向溫度梯度最大、散熱最快而導(dǎo)致的[3]。焊縫金屬區(qū)在熱處理前后均為典型的鑄態(tài)組織，內(nèi)部無大尺寸氣孔的存在。熔合線處熔合良好，也無缺陷的存在。

通過相關(guān)學(xué)者的研究可知，當(dāng)固溶溫度為540 ℃時，母相中Mg2Si粒子基本在基體中溶解[4]。在175 ℃×8 h的時效制度下，穩(wěn)定的β（Mg2Si）相粒子以彌散的形式析出，并會起到強(qiáng)化的作用[4]。故推測圖4（c）及圖4（f）析出的黑色物質(zhì)即為β（Mg2Si）強(qiáng)化相。由圖4（c）可知，未進(jìn)行焊后熱處理的接頭熱影響區(qū)β相分布相對不均，且有個別粗大的β相個體的存在。由圖4（f）可知，進(jìn)行焊后熱處理的接頭熱影響區(qū)β相分布相對較均，且?guī)缀鯚o粗大β相個體的存在。因此，在550 ℃×40 min+175 ℃×8 h的焊后熱處理制度下，接頭熱影響區(qū)組織均勻性的改善可能是導(dǎo)致接頭強(qiáng)度上升的原因之一。

圖4 金相組織：（a）焊態(tài)下的熔合區(qū);（b）焊態(tài)下的焊縫區(qū);（c）焊態(tài)下的熱影響區(qū); （d）熱處理后的熔合區(qū);（e）熱處理后的焊縫區(qū);（f）熱處理后的熱影響區(qū)

接頭硬度

使用FV-810維氏硬度計進(jìn)行接頭硬度的檢測，檢測結(jié)果如圖5所示。焊態(tài)下的接頭硬度最低值位于熱影響區(qū)遠(yuǎn)離焊縫的區(qū)域，最低值為69 HV，距離焊縫中心7 mm。這是由于該區(qū)域受焊接熱循環(huán)作用的溫度較低，產(chǎn)生過時效現(xiàn)象，進(jìn)而致使硬度急劇下降。而熱影響區(qū)靠近焊縫的區(qū)域硬度卻略有上升，這是因為近縫區(qū)溫度較高，使β（Mg2Si）相回溶，即起到固溶作用，因此硬度上升。

圖5 焊接接頭硬度分布

在對其進(jìn)行焊后熱處理后，焊接接頭硬度最低值轉(zhuǎn)移至了焊縫金屬區(qū)域且最低值為100 HV，而熱影響區(qū)硬度值平穩(wěn)且相對較高，說明該區(qū)域的強(qiáng)度已得到提升，與拉伸斷裂結(jié)果相符。

結(jié)束語

（1）采用單脈沖MIG焊的焊接方法，焊態(tài)接頭抗拉強(qiáng)度為212 MPa，由于距離焊縫中心7 mm的熱影響區(qū)區(qū)域焊接熱循環(huán)溫度較低，產(chǎn)生過時效現(xiàn)象，導(dǎo)致實驗測得該區(qū)域硬度數(shù)值最低。

（2）對焊接接頭實施540 ℃×40 min+175 ℃×8 h時效處理制度后，其焊接接頭抗拉強(qiáng)度提高至283 MPa，較焊態(tài)提升了71 MPa，接頭的硬度最低值由熱影響區(qū)變?yōu)楹缚p金屬區(qū)域。