6005A铝合金是典型6系(Al-Mg-Si)铝合金，由于其轻量化、易成型等特点，适合应用于高速列车车体的铝合金结构制造^[1-3], 其主要合金元素为Mg及Si, 并添加有少量的Mn、Cr、Cu等元素^[4]。6005A中主要包含有Mg₂Si(β)强化相及Al_l3Cu₂Mg₉Si₇(Q)强化相，这些强化相具有自然时效能力^[5-6]。单纯Al-Mg-Si合金的时效析出相序列为“SSSS团簇→GP区→β″相→β′相→β相”。与之相比，Cu元素的微量添加使其时效析出相序列发生变化，转变为“SSSS团簇→GP区→β″相→β′相+Q′相→β相+Q相”^[7-10]。

激光填丝焊接除具有传统激光焊接的优点外，焊丝的添加提高了激光焊接工艺对装配间隙的适应性，焊丝材料的冶金作用也有利于改善接头组织^[11-13]。激光填丝焊接6系铝合金常选用Al-Si焊丝，焊接后Mg、Si等合金元素熔入Al基体中，形成过饱和α-Al固溶体，导致Mg₂Si(β)强化相在焊缝区无法形成。同时，焊接热循环作用导致热影响区强化相消融，致使焊接接头出现软化现象^[14]。对Al合金焊接接头进行焊后热处理，能够促使焊接接头组织稳定、强化相再沉淀析出，是解决焊接接头软化问题的有效工艺技术^[15-16]。

本文基于优化的激光填丝焊工艺焊接6005A铝合金，研究焊后热处理对焊接接头组织及性能的影响。焊后热处理以“固溶/时效”的方式进行，以促进强化相的重新溶解及析出。基于对析出相及接头性能的分析，获得优化的热处理规范，以期为6005A铝合金激光焊接的应用提供基础。

试验母材采用尺寸为120 mm×60 mm×4 mm的6005A-T6铝合金板。表 1为母材的化学成分，图 1为其SEM微观组织。

表1(Table 1)

表 1 6005A铝合金化学成分(质量分数/%) Table 1 Chemical composition of 6005A aluminum alloy (wt.%) Mg Si Mn Cr Ti Cu Fe Zn Al 0.4~0.6 0.6~0.9 0.10 0.10 0.10 0.10 0.35 0.10 余量

表 1 6005A铝合金化学成分(质量分数/%) Table 1 Chemical composition of 6005A aluminum alloy (wt.%)

图 Figure1(Fig.Figure1)

图 1 6005A铝合金基体微观组织形貌 Fig.1 Microstructure of 6005A aluminum alloy substrate

激光填丝焊选用Φ1.2 mm的ER5356焊丝，焊丝成分见表 2。焊接过程采用IPG公司(德国)YLR-5000光纤激光器；送丝设备采用FRONIUS公司(奥地利)KD4010送丝机。基于激光工艺实验优化后选用的激光工艺参数为：激光功率4 950 W, 扫描速度0.03 m/s, 送丝速度310 cm/min, 离焦量-4 mm, 保护气流量15 L/min。对获得的激光添丝焊接头进行焊后热处理。焊接接头焊后热处理比较实验步骤如下：1)加热升温固溶：将焊接件以15 ℃/min的加热速率加热至550 ℃固溶温度；2)固溶保温：550 ℃固溶温度下保温0.5、1、1.5、2 h; 3)冷却：将保温后的焊件水冷至室温；4)加热升温时效：以10 ℃/min的速率加热至175 ℃; 5)时效保温：175 ℃时效温度下保温6、8、10、12 h; 6)冷却：时效后空冷至室温。热处理实验采用TSX1400的空气马弗炉进行。

表2(Table 2)

表 2 ER5356焊丝化学成分(质量分数/%) Table 2 Chemical composition of ER5356 (wt.%) Mg Cu Ti Cr Mn Si Fe Zn Al 4.5~5.5 ≤0.1 0.06~0.20 0.05~0.20 0.05~0.20 ≤0.25 ≤0.4 ≤0.1 余量

表 2 ER5356焊丝化学成分(质量分数/%) Table 2 Chemical composition of ER5356 (wt.%)

分别切取焊接态及焊后热处理态金相试样。试样经研磨抛光后进行腐蚀，腐蚀试剂配比为1%HF+1.5%HCl+2.5%HNO₃+95%H₂O。依据GB/T 3246.2-2000标准对焊接接头进行阳极覆膜以观察晶粒组织。采用Empyrean型射线衍射仪测定物相。用光学显微镜(OLYMPUS GX71)及扫描电镜(Quanta 200FEG)、电子探针(JXA-8230)对试样进行显微组织的观察。利用透射电镜(Talos F200X)进行焊接接头析出相的观测。采用达芬奇D8 ADVANCE型射线衍射仪对焊接接头进行X射线衍射分析(XRD)。用MH-3型硬度计进行焊接接头显微硬度测试，测试中载荷设定为200 g, 保压时长10 s。接头拉伸性能测试采用Instron-5569电子万能试验机，拉伸制样按照GB/T2651-2008标准制备，拉伸速度为2 mm/min。

图 2为获得的6005A铝合金激光填丝焊焊接接头形貌。由图 2(a)和(b)可见，焊接接头的熔合区及焊缝晶粒形态区别明显，其中：熔合区的晶粒尺寸相对粗大、靠近熔合区焊缝区域的晶粒呈柱状晶形态；由靠近熔合区区域向焊缝中心区域，晶粒形态呈现柱状晶向树枝晶，进而焊缝中心等轴晶的变化。图 2(c)显示，焊缝柱状晶的生长具有明显的方向性。由图 2(d)可见，母材有明显的轧制痕迹，晶粒内存在弥散分布颗粒相，其中，尺寸较大的白色颗粒相为杂质相，Mg₂Si强化相则相对尺寸较小，呈现颗粒状形态分布于晶内。

图 Figure2(Fig.Figure2)

图 2 激光填丝焊接头各区域金相组织 Fig.2 Metallographic structure of welding joint with filler wire: (a) welding joint; (b) fusion zone and weld zone; (c) morphology of weld grain; (d) substrate

对焊接接头的焊缝区域及母材区域分别进行X射线衍射分析，结果如图 3及图 4所示，可以看到，焊缝中主要包含的组成相是α-Al相。与母材相比，焊缝中Mg₂Si相消失。根据Al-Mg-Si三元相图，平衡凝固条件下，按照其相凝固析出的顺序，α-Al相会先于Mg₂Si相析出。激光焊接所形成熔池尺寸小，该熔池凝固具有瞬态快速非平衡凝固的特点，显著不同于平衡凝固。这种非平衡凝固，在析出α-Al相后熔池已经凝固完成，没有足够的熔池停留时间以析出Mg₂Si(β)相。焊接后Mg、Si等合金元素熔入Al基体中，形成过饱和α-Al固溶体。Mg₂Si(β)强化相在焊缝区无法形成，这必然会对焊接接头部位的性能产生影响。

图 Figure3(Fig.Figure3)

图 3 焊缝区域的XRD谱图 Fig.3 XRD pattern of weld zone

图 Figure4(Fig.Figure4)

图 4 母材区域的XRD谱图 Fig.4 XRD pattern of substrate

焊后的“固熔/时效”热处理会影响焊接接头的组织形态。固溶1.5 h/时效12 h经焊后热处理的焊接接头金相形貌见图 5。由图 5(a)可见，熔合区附近的焊缝边缘存在沿晶界的灰色链条块状相，靠近熔合区的焊缝内有黑色点状颗粒相析出。由图 5(b)焊缝中心区域的组织形貌可以发现，与熔合区附近相似，在焊缝中心区域沿晶界轮廓方向存在灰色链条块状相，同时在晶内及晶界发现有黑色点状颗粒相弥散分布的情况。

图 Figure5(Fig.Figure5)

图 5 热处理后焊接接头组织(固溶1.5 h/时效12 h) Fig.5 Microstructure of welding joint after heat treatment (solid solution 1.5 h/aging 12 h): (a) area near fusion zone; (b) weld zone

图 6为经过固溶1.5 h/时效12 h焊后热处理焊缝及未热处理焊缝的TEM分析图像及其衍射斑点。可以看出，经过热处理的焊缝，存在针状β″相(Mg₅Si₆)、棒状β′相(Mg₉Si₅)及块状Q′相(Al_3.8Mg_8.6Si_7.0Cu_1.0)等强化相的析出。对比图 6(b)和图 6(d)的焊缝衍射斑点图案发现，当经过焊后热处理导致强化相析出时，会有“十字花样”衍射斑纹出现。

图 Figure6(Fig.Figure6)

图 6 焊缝组织TEM图像及其衍射斑点 Fig.6 TEM micrograph and diffraction pattern of weld structure: (a) weld without heat treatment (TEM); (b) diffraction pattern of weld without heat treatment; (c) weld after heat treatment (TEM); (d) diffraction pattern of weld after heat treatment

图 7为经焊后热处理的焊缝区域元素面分布。由图 7(a)可见，经焊后热处理的焊缝中有较多片状第二相存在。经过面扫描发现，这些片状第二相区域富含Si、Fe、Cr、Mn元素，同时该区域的Al元素含量保持基本稳定，可以推断这些片状第二相为Al-(Si, Fe, Cr, Mn)杂质相。图 8所示分别为未经焊后热处理的焊缝和焊后热处理焊缝的组织形貌。由图 8可见，激光焊后的焊缝中杂质相尺寸较小，其形状大多为圆形；经过焊后热处理的焊缝中，杂质相尺寸明显变大，且其形态多为块状。

图 Figure7(Fig.Figure7)

图 7 经焊后热处理的焊缝区域元素面分布 Fig.7 Element distribution of weld zone after heat treatment

图 Figure8(Fig.Figure8)

图 8 未经焊后热处理(a) 及经焊后处理(b) 组织的试样焊缝 Fig.8 Microstructure of weld zone: (a) without heat treatment; (b) after heat treatment

焊接接头的硬度分布取决于组织及相分布，通过测定微观硬度可以反映强化相在焊接接头中的分布情况。图 9为不同热处理规范下焊接接头整体硬度分布曲线，以及未经焊后热处理焊接接头的平均硬度，可以看到，与激光填丝焊焊接接头相比，经焊后热处理后的焊接接头各区域显微硬度显著增加。

图 Figure9(Fig.Figure9)

图 9 不同固溶/时效热处理下的焊接接头硬度曲线 Fig.9 Hardness curves of welding joint after heat treatment of different solid state/aging conditions: (a) solid solution 0.5 h/aging; (b) solid solution 1.0 h/aging; (c) solid solution 1.5 h/aging; (d) solid solution 2.0 h/aging

比较图 9中的显微硬度曲线变化能够发现，随固溶时间增加，焊后热处理接头硬度达到峰值所需的时效时间缩短。当固溶时间为1.0 h时，如图 9(b)中，随着时效时间的变化，显微硬度达到峰时效需要10 h; 与之相比，当固溶时间为2.0 h时，如图 9(d)中，随着时效时间的变化，显微硬度达到峰时效需要6 h。由此可以认为，固溶时间的增加能够降低焊接接头内部的元素偏析，使其元素分布更均匀；在固溶保温结束进行水淬后，其组织分布达到峰时效所需时间也减少。由图 9中硬度分布可以发现，固溶1.5 h/时效8 h时，焊缝区域平均硬度最高，且波动较小，可以确定其为优化的焊后热处理规范。

图 10为激光填丝焊后未热处理、热处理(固溶1.5 h/时效8 h)以及6005A母材基体的应力-应变曲线。由图 10可以看到，未热处理的激光填丝焊接头抗拉强度为248 MPa, 延伸率6.7%。母材的抗拉强度为333 MPa, 延伸率17.8%。未热处理的激光填丝焊接头抗拉强度及延伸率都远低于母材。与之相比，经焊后热处理后，接头的抗拉强度及延伸率均得到提高：抗拉强度提高到340 MPa, 延伸率提高到11.6%。经焊后热处理焊接接头的抗拉强度略高于母材，延伸率达到母材的65.2%。

图 Figure10(Fig.Figure10)

图 10 焊后热处理试样拉伸曲线 Fig.10 Tensile property curves of specimen after post-weld heat treatment

图 11为拉伸后的断口形貌图，可以发现：未热处理的激光填丝焊接头断口中韧窝形态平整；而经焊后热处理的焊接接头拉伸断口韧窝相对较深，韧窝中存在强化相及杂质相分布。可见，焊接接头经过热处理，能够促进细小强化相析出及杂质相长大，两者共同作用对焊接接头的力学性能产生影响。

图 Figure11(Fig.Figure11)

图 11 拉伸断口组织形貌 Fig.11 Micrographs of tensile fracture: (a) welding joint without heat treatment (low magnification); (b) welding joint without heat treatment (high magnification); (c) welding joint after heat treatment (low magnification); (d) welding joint after heat treatment (high magnification); (e) base material (low magnification); (f) base material (high magnification)

与此相比较，如图 11(e)及(f), 在母材断口中为狭长韧窝，且大小均匀，轧制痕迹明显，并且在韧窝内存在第二相粒子的分布。

1) 本文采用ER5356焊丝进行6005A铝合金激光填丝焊，并对获得的焊接接头进行了固溶/时效热处理。研究发现，未经热处理的激光焊缝中不存在Mg₂Si(β)强化相，仅检测到α-Al固溶体。经过焊后热处理，焊接接头中有β"相、β′相和Q′相析出，同时AlFeSiCrMn杂质相增多。

2) 与激光填丝焊焊接接头相比，经固溶/时效焊后热处理后的焊接接头各区域显微硬度显著增加。基于焊接接头硬度比较，确定550 ℃固溶1.5 h/175 ℃时效8 h为优化的焊后热处理规范。

3) 拉伸性能实验表明，经焊后热处理，焊接接头的拉伸强度增加至340 MPa, 高于母材的拉伸强度；热处理后接头延伸率为11.6%, 达到母材延伸率的65.2%。热处理后接头断口韧窝中有弥散分布的析出强化相。可见，焊后热处理有效提升了焊接接头的拉伸性能。