焊后時(shí)效對(duì)光纖激光焊接T4態(tài)6016鋁合金薄板組織性能的影響6016鋁合金被廣泛地應(yīng)用于汽車覆蓋件的制造中，它是一種Al-Mg-Si系的鋁合金，可以通過時(shí)效強(qiáng)化來獲得性能的提升[1-3]。文獻(xiàn)[4-11]中研究了Al-Mg-Si系鋁合金在熱處理過程中的材料組織變化，發(fā)現(xiàn)合金的力學(xué)性能受到熱處理工藝的影響。WANDERKA等[9]采用原子探針分析了6016鋁合金時(shí)效過程中組織演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)時(shí)效導(dǎo)致原子團(tuán)簇、GP區(qū)、β相、β′相及Mg2Si的析出，在球狀GP區(qū)中Mg和Si摩爾比為1、針狀β″相中Mg和Si摩爾比近似為1、棒狀β′相中Mg和Si摩爾比也近似為1。這些微觀組織的變化直接影響Al-Mg-Si系鋁合金的力學(xué)性能。

激光焊接是現(xiàn)代汽車最主要制造手段之一[12-16]。材料在激光焊接的過程中將經(jīng)歷快速加熱和快速冷卻的熱循環(huán)作用，形成快速凝固組織。不同于鑄造和軋制組織，快速凝固組織中存在大量的成分偏析[17-18]，影響著焊態(tài)組織力學(xué)性能，需要采用焊后熱處理進(jìn)行提升[19-22]。FADAEIFARD等[22]報(bào)道了焊后熱處理對(duì)焊氬弧焊6061鋁合金接頭力學(xué)提升效果。但是前期工作發(fā)現(xiàn)[23]，焊后時(shí)效處理對(duì)于激光焊接6016鋁合金接頭硬度及拉伸強(qiáng)度的提升效果要低于母材。

目前，關(guān)于Al-Mg-Si系列鋁合金焊接接頭時(shí)效過程中相變行為及力學(xué)性能變化的研究仍舊較少。本文針對(duì)激光焊接T4態(tài)6016鋁合金接頭，開展力學(xué)評(píng)估與組織分析研究，定量評(píng)估焊后時(shí)效處理對(duì)接頭拉伸強(qiáng)度和硬度的影響，并采用金相顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡對(duì)接頭的微觀組織特征進(jìn)行分析，研究接頭組織的時(shí)效強(qiáng)化機(jī)制，為Al-Mg-Si系列鋁合金焊接接頭組織優(yōu)化、性能提升提供有益參考。

1實(shí)驗(yàn)

1.1實(shí)驗(yàn)材料與焊接參數(shù)

實(shí)驗(yàn)材料為1mm厚的6016鋁合金，其化學(xué)成分見表1所示，母材為T4態(tài)。焊接實(shí)驗(yàn)采用10kW光纖激光器，激光波長為1060nm，最大輸出功率10kW，焦點(diǎn)直徑0.6mm。焊前對(duì)試樣表面進(jìn)行處理，具體步驟為：先用銅刷去除鋁合金表面氧化膜，隨后采用丙酮清洗樣品，最后烘干后置于干燥箱待用。實(shí)驗(yàn)參數(shù)如下：焊接功率為3kW，焊接速度為3.6m/min，零離焦量。焊接保護(hù)氣體為氬氣，氣流量為20L/min，保護(hù)噴嘴與工件呈45°。

表16016鋁合金板化學(xué)成分表

Table1Chemicalcompositionsof6016aluminumalloys(massfraction,%)

MgSiCuFeMnAl0.41.250.20.50.2Bal.

1.2焊后熱處理

為研究焊后時(shí)效處理對(duì)焊接接頭組織與性能的影響規(guī)律，本文采用(180℃,10h)人工時(shí)效工藝對(duì)接頭進(jìn)行焊后熱處理，采用納博熱加熱爐，溫度的波動(dòng)范圍為±1℃。本文前期研究研究表明，在180℃時(shí)效條件下，10h可達(dá)性能最大的提升效果[23]。

為了研究焊后時(shí)效熱處理對(duì)接頭組織的影響規(guī)律，本文首先采用金相顯微鏡觀察接頭的微觀組織，腐蝕劑為Keller試劑(2mLHF+3mLHCl+5mLHNO3+190mLH2O)，然后采用JSM7600F型熱場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡和能譜儀分析相的化學(xué)成分，開展相分析，最后采用JEM2100F場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡在納米尺度觀察焊接接頭在時(shí)效處理前后發(fā)生的組織演變，并獲得析出相的高分辨像，進(jìn)行物相分析。

采用拉伸試驗(yàn)和硬度試驗(yàn)研究焊后時(shí)效處理對(duì)焊接接頭性能的影響規(guī)律，拉伸試驗(yàn)在德國Zwick電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為1mm/min，試樣尺寸如圖1所示；硬度試驗(yàn)在Zwick全自動(dòng)硬度計(jì)上進(jìn)行，加載載荷為1.96N，加載時(shí)間為15s。

圖1焊接接頭拉伸試樣尺寸示意圖

Fig.1Schematicdiagramshowingdimensionsoftensilespecimen

2結(jié)果與分析

2.1焊接接頭成形

采用1.1節(jié)中的焊接工藝，完成1mm厚T4態(tài)(固溶處理后自然時(shí)效6個(gè)月)6016鋁合金薄板對(duì)接接頭的焊接，所獲得的焊縫正面和背面宏觀照片示于圖2中。由圖2可以看到，焊縫的上表面寬度僅為2.1mm，下表面寬度僅為1.4mm，且在整條焊縫上寬度保持高度的均勻性，顯示出高能量密度激光焊接焊縫窄、成形良好的特點(diǎn)。所獲得的焊板平整，表明激光焊接有利于降低焊接接頭的殘余應(yīng)力，抑制焊接變形，獲得高質(zhì)量的焊接結(jié)構(gòu)。

圖2焊接接頭宏觀形貌

Fig.2Macroscopicmorphologiesofweldedjoint:(a)Topbead;(b)Rearbead

鋁合金焊接氣孔、裂紋的抑制一直是鋁合金焊接的難點(diǎn)。而本文所獲得的焊接接頭截面照片(見圖3)顯示，在焊縫內(nèi)部沒有出現(xiàn)明顯的氣孔和裂紋。此外，本文在未填充焊絲材料條件下所獲得的焊縫成形飽滿，焊縫上表面有余高，約為0.1mm，焊縫下表面未出現(xiàn)明顯的上凹。以上成形特點(diǎn)，有效地避免了焊縫截面減小，性能降低。飽滿的焊接接頭成形有利于保證良好的接頭力學(xué)性能。

圖3焊接接頭截面金相照片

Fig.3Metallographofweldedjointincross-section

2.2焊接接頭力學(xué)性能及人工時(shí)效處理影響

圖4所示為焊接接頭截面上的硬度分布。由圖4可以看出，從母材到焊縫中心硬度逐漸降低。其中，母材的硬度為74HV，而焊縫區(qū)的硬度為67HV。這表明焊縫存在軟化特征，不利于焊接接頭力學(xué)性能的提高。圖5所示為母材和焊接接頭的拉伸強(qiáng)度。由圖5可以看出，母材的抗拉強(qiáng)度為248MPa，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度為185MPa，所有焊接接頭試樣的拉伸斷裂位置均在焊縫處，這表明焊接接頭的拉伸強(qiáng)度是低于母材的。該結(jié)果與硬度測(cè)試結(jié)果所反應(yīng)出焊縫性能低于母材的規(guī)律一致。

圖4焊接接頭截面硬度分布

Fig.4Microhardnessdistributionofweldedjoint

圖5母材和焊接接頭拉伸性能

Fig.5Tensilepropertiesofbasemetalandweldedjoint

為了提高焊接接頭的力學(xué)性能，采用(180℃,10h)人工時(shí)效處理工藝，對(duì)合金進(jìn)行強(qiáng)化。圖4和5所示分別為人工時(shí)效處理后樣品的硬度和拉伸性能。對(duì)比焊后未時(shí)效樣品的測(cè)試結(jié)果，可以看到，母材的硬度由74HV提高到109HV，焊縫中心的硬度由67HV提高到84HV；焊接接頭的拉伸強(qiáng)度由185MPa提高到274MPa。因此，焊后人工時(shí)效處理提高了6016鋁合金焊接接頭的力學(xué)性能。但是焊縫區(qū)的硬度提升幅度小于母材硬度提升幅度，這表明焊縫快速凝固組織的時(shí)效強(qiáng)化效果要低于母材。

2.3焊接接頭的顯微組織及人工時(shí)效處理影響

人工時(shí)效前6016鋁合金母材、熔合線附近和焊縫區(qū)的微觀組織分別示于圖6(a)、(c)、(e)中。可以看出，母材微觀組織表現(xiàn)為等軸再結(jié)晶組織，平均晶粒尺寸大約為20μm。在α(Al)基體上，分布了一些尺寸大小不一的第二相，采用EDS分析這些析出相化學(xué)成分，發(fā)現(xiàn)這些相包含Al、Fe、Si等元素(如圖7所示)。MATSUDA等[24]報(bào)道了相同的分析結(jié)果，并確定該相為Al5FeSi。焊縫區(qū)為典型的快速凝固組織。在焊縫熔合線附近，組織表現(xiàn)為典型的柱狀樹枝晶結(jié)構(gòu)，這體現(xiàn)出該區(qū)域在凝固過程中冷卻速度較快，促進(jìn)樹枝晶沿著熱流方向(溫度梯度方向)生長，具有一定的方向性，而焊縫中心凝固速度較慢，因此樹枝晶以等軸狀形態(tài)分布。對(duì)焊縫區(qū)進(jìn)行EDS分析，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)的第二相具有與母材中第二相相同的化學(xué)成分(如圖8所示)，該結(jié)果與文獻(xiàn)[25]報(bào)道相同。圖6(b)、(d)、(f)分別示出(180℃,10h)人工時(shí)效后母材、熔合線附近和熔池區(qū)的微觀組織照片。可以看出，(180℃,10h)人工時(shí)效處理工藝不能回溶Al5FeSi相，焊接接頭各個(gè)區(qū)域的金相組織沒有明顯的變化。

圖6焊接接頭金相組織

Fig.6Microstructuresofweldedjoint:(a)Basezonebeforeagingtreatment;(b)Basezoneafteragingtreatment;(c)Heataffectedzonebeforeagingtreatment;(d)Heataffectedzoneafteragingtreatment;(e)Fusionzonebeforeagingtreatment;(f)Fusionzoneafteragingtreatment

圖7母材區(qū)中第二相能譜分析

Fig.7EDSanalysisofsecond-phaseparticlesinbasemetalzone:(a)SEMobservation;(b)Elementalanalysis

圖8焊縫區(qū)第二相能譜分析

Fig.8EDSanalysisofsecond-phaseparticlesinfusionzone:(a)SEMobservation;(b)Elementalanalysis

采用TEM在納米尺度觀察焊接接頭焊縫區(qū)時(shí)效前后的微觀組織，可以看到人工時(shí)效前，焊縫組織為單一的α(Al)基體組織(見圖9(a))，金相顯微鏡下所觀察到的Al5FeSi相因尺寸較大，在TEM試樣減薄過程中脫離而不出現(xiàn)在TEM觀察的視場(chǎng)中。然而時(shí)效后α(Al)焊縫基體中出現(xiàn)了大量細(xì)小的針狀析出相(見圖9(b))，長度方向沿鋁基體的〈100〉軸排列，長約50nm左右，圖中黑色的四邊形為沿[001]方向生長的析出相的橫截面，尺寸約為2nm×3nm。

圖9焊縫區(qū)的TEM明場(chǎng)像

Fig.9TEMbrightimagesoffusionzone:(a)Beforeagingtreatment;(b)Afteragingtreatment

圖10所示為熔池區(qū)高分辨透射電鏡分析結(jié)果。通過標(biāo)定可知析出相為單斜晶體結(jié)構(gòu)，點(diǎn)陣常數(shù)a=1.51nm，c=0.67nm，兩個(gè)方向夾角為106°(見圖10(a))，析出相和鋁為基體的位向關(guān)系為(200)//(103)Al、[010]//[010]Al。該結(jié)果與之前研究[25-26]報(bào)道的β相的晶體結(jié)構(gòu)一致，所以判定該析出相為β″相。以上組織分析表明，接頭焊縫區(qū)雖然屬于不同于母材的快速凝固組織，但是可以通過是時(shí)效熱處理析出β″相，達(dá)到時(shí)效強(qiáng)化效果。但力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，接頭的時(shí)效強(qiáng)化效果要小于母材的，導(dǎo)致接頭的硬度最低值及拉伸試樣斷裂區(qū)都位于接頭焊縫區(qū)。文獻(xiàn)[28]顯示，時(shí)效工藝變化會(huì)影響到β″相析尺寸及數(shù)量。

圖10熔池區(qū)的高分辨TEM像、快速傅里葉變換圖和示意圖

Fig.10HRTEMimage(a),correspondingfastFouriertransform(FFT)image(b)andschematicpatterns(c)offusio