一种高强度铝合金焊接接头的焊后热处理工艺

摘要

一种高强度铝合金焊接接头的焊后热处理工艺，属于高强度铝合金加工技术领域。本发明对Al-Zn-Mg-Cu合金热轧板材的TIG焊接头进行双级固溶处理，一级固溶制度为470℃/90min，二级固溶制度为500℃/20min，固溶之后室温水中淬火。经过双级固溶+淬火处理，焊缝及母材中原有的粗大一次相基本回溶于基体中，且母材合金元素回溶造成的强化与再结晶造成的软化基本达到一个平衡。然后进行120℃/24h人工时效，接头强度可达到621.6MPa，相比于传统的470℃/2h固溶+120℃/24h人工时效处理得到的接头强度589.2MPa，具有明显的提升效果。

说明书

技术领域

本发明属于高强度铝合金加工技术领域，涉及Al-Zn-Mg-Cu型合金(中 国国标中命名为7XXX系铝合金)的热处理，更具体地，涉及一种 Al-Zn-Mg-Cu-Mn-Zr-Er变形铝合金板材焊接接头的热处理工艺。

背景技术

文献调查结果表明，高强度铝合金由于其高的比强度和比刚度、良好的 断裂韧性和耐腐蚀性能、优良的成型性及适于回收利用等特点，是目前航空 航天、交通运输等领域的主体结构材料，尤其是Al-Zn-Mg-Cu合金，其屈服 强度基本在500MPa以上，是铝合金体系中强度最高的一类，被广泛应用于重 要的承力构件中。该型合金的板材和管材在应用中常需要连接加工，目前主 要的连接工艺仍为铆接和螺栓连接。焊接相对于铆接和螺栓连接具有节省材 料、降低自重、密封性好、生产效率高等优点，而该型合金的主合金元素Zn、 Mg、Cu含量较高，且在液态铝基体中的平衡分配系数k₀<1，熔池结晶时， 主合金元素在晶界处偏聚析出含Cu的离异共晶相，该相共晶温度较低，结晶 温度区间较大，在拉伸应力作用下极易产生焊接热裂纹。因此，该型合金长 期以来被视为不可焊接材料。有研究表明，该型合金热裂纹敏感性大的主要 原因是Cu元素含量过高，但足量的Cu元素在该型合金中可以提高沉淀相的 弥散度，且自身具有固溶强化效果，另外Cu原子溶入沉淀相η′和η相中，降 低晶内和晶界的电位差，抑制沿晶开裂的趋势，从而提高合金的耐腐蚀性能， 所以微量Cu或不含Cu的Al-Zn-Mg合金虽然具有较好的焊接性能，但是难 以满足高强度、良好耐腐蚀性的要求。目前，一些研究者通过适度降低Cu元 素含量、调控Zn、Mg元素含量平衡合金的焊接性、强度、耐腐蚀性，同时， 微量Er、Zr元素在铝合金中的有益作用也已被证实，包括细化铸态晶粒、抑 制再结晶、促进时效析出、提高耐腐蚀性能、改善焊接性等，主要原因是Al、 Er、Zr元素能够形成与Al基体共格的纳米级二次析出相。

基于上述调查，拟采用黄晖等人发明的一种Al-Zn-Mg-Cu合金(成分范 围：Zn7.80～8.20wt.％，Mg2.80～3.20wt.％，Cu0.50～0.70wt.％，Mn 0.40～0.60wt.％，Zr0.15～0.25wt.％，Er0.10～0.20wt.％，Fe≤0.20wt.％，Si≤ 0.15wt.％，余量为Al)板材制备焊接接头取代目前7075、7050、7055等高强 铝合金的铆接和螺栓连接结构，该合金T6状态下的屈服强度、抗拉强度、断 后延伸率分别达到631.7MPa、675.9Mpa、8.8％，力学性能优于或相当于目前 应用成熟的7075、7050、7055等合金；同时，前期的热裂纹敏感性试验证实 该合金热裂纹敏感性低，满足焊接材料的要求。但该合金焊接接头强度损失 比较严重，T6态母材TIG焊接头强度仅为436.2MPa。采用热轧板材的焊接 接头经焊后热处理可以改善接头软化，但焊后热处理工艺一般直接采用适用 于母材的单级固溶+时效工艺，未充分考虑焊接接头的焊缝与母材中一次相及 合金元素分布的差异性，难以充分发掘该合金焊接接头的强度潜力。

本发明采用上述热轧板做为母材，采用合适的焊丝及TIG焊工艺制备焊 接接头，并对接头进行双级固溶+人工时效的焊后热处理，得到高强度的铝合 金焊接接头，以期取代目前7075、7050、7055等高强铝合金的铆接和螺栓连 接结构件，具备工业应用的潜力。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强度铝合金焊接接头的焊后热处理工艺， 该工艺包括双级固溶+室温水中淬火+人工时效，其中双级固溶工艺使焊缝及 母材中的一次相充分回溶，增加基体的过饱和度，同时保证母材因再结晶造 成的软化效应不超过一次相回溶造成的硬化效应，最终经人工时效使焊缝和 母材均达到较高的硬度值，从而保证焊接接头具有高的强度。

一种高强度铝合金焊接接头的焊后热处理工艺，其特征在于步骤如下：

(1)对Al-Zn-Mg-Cu合金热轧板材进行全自动TIG填丝焊接，该合金成 分范围：Zn7.80～8.20wt.％，Mg2.80～3.20wt.％，Cu0.50～0.70wt.％，Mn 0.40～0.60wt.％，Zr0.15～0.25wt.％，Er0.10～0.20wt.％，Fe≤0.20wt.％，Si≤ 0.15wt.％，余量为Al；焊接所用焊丝为Al-Mg-Er系合金，其成分范围：Mg 4.3～6.5wt.％，Mn0.4～1.2wt.％，Zr0.05～0.3wt.％，Er0.1～0.6wt.％，余量为Al；

(2)对步骤(1)得到的焊接接头进行双级固溶处理，具体工艺流程为： 470℃保温90min，然后升温至500℃保温20min，然后室温水中淬火；

(3)对步骤(2)淬火后所得接头进行时效处理，时效工艺为：120℃保 温24h，然后空冷至室温。

进一步，步骤(2)中升温至500℃的升温速度不小于10℃/min。

TIG焊接工艺为：电流类型为正弦波交流，钨极直径3mm，钨极到母材 的距离3mm，焊接电流125A，焊接速度27cm/min，送丝速度40cm/min，保 护气体为Ar，正面和背面气体流量分别为20L/min和10L/min。

对接头首先进行470℃/90min固溶处理，此时，焊缝和母材中一次相比例 由最初的8.5％和5.2％下降到1.2％和2.0％，可溶一次相基本回溶入基体，基 体的过饱和度增加，且母材因再结晶造成的软化效应低于一次相回溶造成的 强化效应；然后以10℃/min的升温速度将试样升至500℃保温20min，此时焊 缝和母材中未溶一次相中的主合金元素Zn、Mg继续回溶入基体，基体过饱 和度进一步增加，且母材中合金元素回溶造成的强化与再结晶造成的软化达 到一个平衡，继续升温或延长保温时间都造成母材的进一步软化。

对双级固溶试样进行室温水中淬火，然后进行120℃/24h人工时效，时效 结束后试样空冷至室温。

采用本发明的技术方案，接头强度可达到621.6MPa，相比于传统的470℃ /2h固溶+120℃/24h人工时效处理得到的接头强度589.2MPa，具有明显的提 升效果。

附图说明

图1：实施例1后焊缝的背散射电子图像；

图2：实施例1后母材的背散射电子图像；

图3：实施例2中470℃/90min固溶后焊缝的背散射电子图像；

图4：实施例2中470℃/90min固溶后母材的背散射电子图像；

图5：实施例3中470℃/90min+500℃/20min固溶后焊缝的背散射电子图 像；

图6：实施例3中470℃/90min+500℃/20min固溶后母材的背散射电子图 像；

图7：实施例2室温水中淬火+30天自然时效焊缝及母材硬度值；

图8：实施例3室温水中淬火+30天自然时效焊缝及母材硬度值；

图9：实施例4后焊缝及母材硬度值与传统工艺对比；

具体实施方式

以下例子中提及的％，没有特别说明都表示质量百分比浓度。

实施例1：对2mm厚Al-Zn-Mg-Cu合金(实测成分： Al-7.83Zn-2.87Mg-0.67Cu-0.50Mn-0.23Zr-0.14Er)热轧板材进行全自动TIG填 丝焊接。

(1)将板材剪裁成约100mm×90mm的大小，进行化学清洗(70℃质量分数 10％的NaOH溶液浸洗→清水冲洗→室温体积分数40％的HNO₃溶液浸洗→ 清水冲洗→风干)，焊前使用不锈钢丝刷对板材对接处打磨。

(2)焊接采用全自动TIG焊机，焊接方向垂直于母材轧制方向，电流类 型为正弦波交流，焊丝直径1.6mm，钨极直径3mm，钨极到母材的距离3mm， 焊接电流125A，焊接速度27cm/min，送丝速度40cm/min，保护气体为Ar， 正面和背面气体流量分别为20L/min和10L/min。焊后进行宏观检查和X射线 无损探伤，检验合格之后进行后续处理。

实施例2：对焊接接头进行一级固溶处理。

(1)在焊接接头中垂直于焊缝截取试样，经机械打磨并抛光之后在FEI QUANTAFEG650型扫描电镜下观察一次相分布，如图1、图2所示，采用 ImageJ软件基于衬度差异对一次相体积分数进行统计，焊缝和母材中一次相 体积分数分别约为8.5％和5.2％。采用DSC分析接头焊缝及母材的过烧温度 分别为476℃和481℃，因此选定一级固溶温度为470℃。

(2)在470℃下选择固溶时间分别为10min、20min、30min、40min、60min、 90min、120min、150min、180min，对不同固溶时间的试样进行室温水中淬火 +30天自然时效，然后进行维氏显微硬度测试，这样可以衡量一次相回溶造成 的强化效应和母材再结晶造成的软化效应的综合效果，结果如图7所示，可 见在90min时，综合效果基本达到平衡，继续延长保温时间，并没有带来进 一步的强化，因此确定一级固溶的时间为90min。此时对焊缝和母材中的一次 相进行观察，如图3、图4所示，可见一次相基本回溶入基体，采用ImageJ 软件统计一次相含量，体积分数分别为1.2％和2.0％。

实施例3：对焊接接头进行二级固溶处理。

(1)对470℃/90min固溶处理的试样进行DSC分析，发现焊缝和母材的 过烧温度分别为541℃和538℃，因此选定二级固溶温度分别为485℃、500℃、 515℃。

(2)考虑到此时可溶一次相基本回溶入基体，固溶时间可相对缩短，在 每个固溶温度下分别保温20min、40min、60min，对不同固溶温度和固溶时 间的试样进行室温水中淬火+30天自然时效，然后进行维氏显微硬度测试，以 衡量合金元素回溶造成的强化效应和母材再结晶造成的软化效应的综合效 果，结果如图8所示，可见在焊缝中，随着固溶温度的提高或者固溶时间的 延长，自然时效后的硬度值均升高，这主要是由于焊缝为铸态等轴晶粒，随 着固溶温度的提高或保温时间的延长，不会发生因再结晶而造成的软化，只 有合金元素的进一步回溶造成的强化，单就焊缝而言，可选择515℃/60min 的二级固溶工艺；反观母材，当500℃固溶超过20min，硬度值开始出现下降， 进一步增加保温时间或者增加固溶温度到515℃均造成进一步的硬度值下降， 说明在500℃保温20min时，母材因合金元素溶入造成的强化和再结晶造成的 软化基本达到一个平衡，进一步增加保温时间或固溶温度，再结晶造成的软 化将占主导地位，导致母材软化，因此，单就母材而言，选择500℃/20min 的二级固溶工艺是合适的。

综合考虑焊缝和母材的情况，焊接接头应采用500℃/20min的二级固溶工 艺。此时焊缝和母材的一次相分布情况如图5、图6所示，对比图3、图4， 发现二级固溶处理后，一次相基本没有发生进一步的回溶，此时对一次相成 分进行电子探针(EPMA)测试，并与一级固溶之后的一次相成分对比，发现 此时一次相中的Zn、Mg元素含量降低，也就是说，二级固溶处理，基本不 能使剩余的一次相整体发生回溶，而是使剩余一次相中的主合金元素回溶， 从而增加基体的过饱和度。

实施例4：对双级固溶的接头室温水中淬火并进行人工时效。

(1)对接头470℃/90min+500℃/20min固溶处理之后，进行室温水中淬 火，然后进行120℃/24h人工时效，时效之后空冷至室温进行维氏显微硬度测 试。

(2)对接头进行传统的470℃/2h固溶+120℃/24h人工时效处理，并测试 维氏显微硬度，与(1)中硬度值进行对比，结果如图9所示，可见本发明提 出的470℃/90min+500℃/20min双级固溶+120℃/24h人工时效工艺比传统热 处理工艺得到的接头整体硬度值有明显提高。

(3)对470℃/90min+500℃/20min双级固溶+120℃/24h人工时效工艺得 到的接头与传统的470℃/2h固溶+120℃/24h人工时效得到的接头进行室温拉 伸力学性能试验，拉伸试样尺寸和拉伸试验过程按照GB/T228.1-2010和 GB/T2651-2008进行，拉伸试验机型号为MTS-810，得到的抗拉强度分别为 621.6MPa和589.2MPa，可见，本发明提供的焊后热处理工艺相比传统工艺可 以得到更高强度的焊接接头。