在可熱處理鋁合金中，6082-T6鋁合金具有密度低、強度高、塑性好等特點，在化工、船舶、軌道車輛等領域廣泛應用[1]。在對其進行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，故受各焊接生產廠所青睞。6082-T6鋁合金強度雖高，但在進行MIG焊后存在熱影響區過時效軟化現象，使接頭性能大幅下降。本文針對使用5087焊絲焊接的6082-T6焊接接頭來進行焊后熱處理強化，研究其焊接接頭在特定熱處理制度下的力學性能及顯微組織變化。

1. 實驗

1.1 實驗材料

實驗選用6082-T6（300 mm×150 mm×4 mm）鋁合金擠壓板材作為母材進行焊接，母材的成分及力學性能分別滿足GB/T 3190—2008以及GB/T 6892—2006標準要求，如表1及表2所示。

1.2 焊接實驗

焊接設備為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″)，保護氣體為99.99%純氬。填充金屬的化學成分如表3所示，力學性能如表4所示。

焊接接頭形式為V形坡口對接接頭，實驗時進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。

實驗時的焊接參數如表5所示。焊后進行目視檢測、滲透檢測以及射線檢測，檢測結果表明目視檢測以及射線檢測滿足ISO 10042 B級標準要求，滲透檢測滿足ISO 23277 1級標準要求。焊接接頭橫截面形貌如圖2所示。

將同一塊焊后試板平分為兩部分，其中一部分依次進行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，之后對實驗結果進行對比及分析。

2. 實驗結果

2.1 拉伸實驗

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

2.2 微觀金相組織觀察

使用光學金相顯微鏡分別對焊態下的焊接接頭以及經過焊后熱處理的焊接接頭進行微觀金相組織觀察，如圖4所示，其中焊縫區觀察位置為焊縫中心，而熱影響區觀察位置為距焊縫中心7 mm處。可見焊縫熔合邊界均有粗大等軸晶的存在，且由熱影響區向焊縫區域生長，這是由于垂直于熔池邊界的方向溫度梯度最大、散熱最快而導致的[3]。焊縫金屬區在熱處理前后均為典型的鑄態組織，內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。

通過相關學者的研究可知，當固溶溫度為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，穩定的β(Mg2Si)相粒子以彌散的形式析出，并會起到強化的作用[4]。故推測圖4(c)及圖4(f)析出的黑色物質即為β(Mg2Si)強化相。由圖4(c)可知，未進行焊后熱處理的接頭熱影響區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，進行焊后熱處理的接頭熱影響區β相分布相對較均，且幾乎無粗大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，接頭熱影響區組織均勻性的改善可能是導致接頭強度上升的原因之一。

2.3 接頭硬度

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

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

3. 結束語

(1)采用單脈沖MIG焊的焊接方法，焊態接頭抗拉強度為212 MPa，由于距離焊縫中心7 mm的熱影響區區域焊接熱循環溫度較低，產生過時效現象，導致實驗測得該區域硬度數值最低。

(2)對焊接接頭實施540 ℃×40 min+175 ℃×8 h時效處理制度后，其焊接接頭抗拉強度提高至283 MPa，較焊態提升了71 MPa，接頭的硬度最低值由熱影響區變為焊縫金屬區域。

文章來源——金屬世界