在可热处理铝合金中，6082-T6铝合金具有密度低、强度高、塑性好等特点，在化工、船舶、轨道车辆等领域广泛应用[1]。在对其进行MIG焊时，5087焊丝由于含有一定量的Zr，可使焊缝金属抗裂性得到提升，故受各焊接生产厂所青睐。6082-T6铝合金强度虽高，但在进行MIG焊后存在热影响区过时效软化现象，使接头性能大幅下降。本文针对使用5087焊丝焊接的6082-T6焊接接头来进行焊后热处理强化，研究其焊接接头在特定热处理制度下的力学性能及显微组织变化。

1.   实验

1.1   实验材料

实验选用6082-T6（300 mm×150 mm×4 mm）铝合金挤压板材作为母材进行焊接，母材的成分及力学性能分别满足GB/T 3190—2008以及GB/T 6892—2006标准要求，如表1及表2所示。

1.2   焊接实验

焊接设备为Fronius TPS 5000，焊接方法为单脉冲MIG焊。填充金属选用EN ISO 18273:S Al 5087焊丝，焊丝直径为1.2 mm(3/64″)，保护气体为99.99%纯氩。填充金属的化学成分如表3所示，力学性能如表4所示。

焊接接头形式为V形坡口对接接头，实验时进行单面焊双面成形焊接，背部置有非永久衬垫，其坡口尺寸及焊道分布如图1所示。

实验时的焊接参数如表5所示。焊后进行目视检测、渗透检测以及射线检测，检测结果表明目视检测以及射线检测满足ISO 10042 B级标准要求，渗透检测满足ISO 23277 1级标准要求。焊接接头横截面形貌如图2所示。

将同一块焊后试板平分为两部分，其中一部分依次进行550 ℃×40 min的固溶处理、空冷至室温、175 ℃×8 h的时效处理之后，再进行拉伸实验的取样、硬度实验的取样以及金相观察的取样。另外一部分直接进行拉伸实验的取样、硬度实验的取样以及金相观察的取样，之后对实验结果进行对比及分析。

2.   实验结果

2.1   拉伸实验

使用AG-X 100KN H电子万能实验机，对焊接接头进行力学性能的检测，拉伸后断裂位置如图3所示，检测结果如表6所示。由检测结果可知，在焊态下的焊接接头抗拉强度平均值为213 MPa，焊缝金属区域为抗拉强度最低的区域，这是由于该区域受焊接热循环的影响而发生了过时效所致[2]；在对接头进行焊后热处理后抗拉强度平均值为284 MPa，较接头热处理前抗拉强度提高了71 MPa，抗拉强度最薄弱的区域由热影响区转移至焊缝金属区。

2.2   微观金相组织观察

使用光学金相显微镜分别对焊态下的焊接接头以及经过焊后热处理的焊接接头进行微观金相组织观察，如图4所示，其中焊缝区观察位置为焊缝中心，而热影响区观察位置为距焊缝中心7 mm处。可见焊缝熔合边界均有粗大等轴晶的存在，且由热影响区向焊缝区域生长，这是由于垂直于熔池边界的方向温度梯度最大、散热最快而导致的[3]。焊缝金属区在热处理前后均为典型的铸态组织，内部无大尺寸气孔的存在。熔合线处熔合良好，也无缺陷的存在。

通过相关学者的研究可知，当固溶温度为540 ℃时，母相中Mg2Si粒子基本在基体中溶解[4]。在175 ℃×8 h的时效制度下，稳定的β(Mg2Si)相粒子以弥散的形式析出，并会起到强化的作用[4]。故推测图4(c)及图4(f)析出的黑色物质即为β(Mg2Si)强化相。由图4(c)可知，未进行焊后热处理的接头热影响区β相分布相对不均，且有个别粗大的β相个体的存在。由图4(f)可知，进行焊后热处理的接头热影响区β相分布相对较均，且几乎无粗大β相个体的存在。因此，在550 ℃×40 min+175 ℃×8 h的焊后热处理制度下，接头热影响区组织均匀性的改善可能是导致接头强度上升的原因之一。

2.3   接头硬度

使用FV-810维氏硬度计进行接头硬度的检测，检测结果如图5所示。焊态下的接头硬度最低值位于热影响区远离焊缝的区域，最低值为69 HV，距离焊缝中心7 mm。这是由于该区域受焊接热循环作用的温度较低，产生过时效现象，进而致使硬度急剧下降。而热影响区靠近焊缝的区域硬度却略有上升，这是因为近缝区温度较高，使β(Mg2Si)相回溶，即起到固溶作用，因此硬度上升。

在对其进行焊后热处理后，焊接接头硬度最低值转移至了焊缝金属区域且最低值为100 HV，而热影响区硬度值平稳且相对较高，说明该区域的强度已得到提升，与拉伸断裂结果相符。

3.   结束语

(1)采用单脉冲MIG焊的焊接方法，焊态接头抗拉强度为212 MPa，由于距离焊缝中心7 mm的热影响区区域焊接热循环温度较低，产生过时效现象，导致实验测得该区域硬度数值最低。

(2)对焊接接头实施540 ℃×40 min+175 ℃×8 h时效处理制度后，其焊接接头抗拉强度提高至283 MPa，较焊态提升了71 MPa，接头的硬度最低值由热影响区变为焊缝金属区域。

文章来源——金属世界