Al-Mg-Si與Al-Zn-Mg合金異質焊接接頭力學性能和微觀結構的關系

朱東暉，陳江華，劉春輝，黃昌軍，王時豪，陳 敬，顧 媛

(湖南大學 材料科學與工程學院，長沙 410082)

異質金屬間的焊接，不論是在航空制造業(yè)、汽車制造業(yè)，還是在船舶制造業(yè)等，都有廣泛的應用。在實際生產(chǎn)中，可以根據(jù)不同部位的承載和環(huán)境的情況，選擇不同的材料以滿足要求，這樣不僅能減少制造成本，而且還能起到美觀和減重的作用。因此，異質金屬間的焊接引起了大量科研人員的興趣[1-12]。例如，船舶中通常在水面下部用不銹鋼材料而水面上部則用鋁合金，這樣既減重又降低了重心的位置；高速列車鋁合金車體中，6xxx與7xxx鋁合金同時使用在同一部件的不同部位，這樣既可以獲得6xxx系良好的成形性，也具有了7xxx系高強度的特性；空客飛機的座椅軌道則用AA6056鋁合金與Ti6Al4V焊接而成，這樣的應用同時具有減重(鋁合金)和提高強度及抗腐蝕性(Ti6Al4V)的效果[1]。

鋁合金異質材料的焊接，可以是鋁合金和其他材料的焊接，也可以是不同型號的鋁合金之間的焊接。在已有的文獻中，對鋁合金和鋼的研究較多[2-7]，也有關于鋁合金與其他金屬及合金的報道[1,8-10]。然而，對不同系列鋁合金之間焊接的研究相對較少[11-12]。本文作者采用脈沖 MIG焊接方法對交通運輸領域廣泛應用的Al-Mg-Si與Al-Zn-Mg兩種鋁合金進行焊接。這兩種合金都是綜合性能良好的鋁合金，但是由于兩者溶質原子的種類和含量不同以及加工和時效狀態(tài)不同，因此，這類焊接接頭的微觀結構和性能具有不對稱性。從顯微結構的角度探究該焊接件力學性能不均勻的原因，可加深人們對鋁合金焊接熱影響的認識，為優(yōu)化焊接工藝提供參考。

1 實驗

本研究所用的材料是輕量化交通運輸工具上大量使用的鋁合金材料 Al-Mg-Si和Al-Zn-Mg，其中Al-Mg-Si為T5(高溫成型后冷卻然后人工時效)狀的型材與Al-Zn-Mg為T4(固溶處理后自然時效)狀的板材，材料的厚度為3 mm，采用脈沖MIG焊拼焊在一起，并用了填充焊絲ER5356，焊絲的直徑為1.6 mm。母材和焊絲的化學成分見表1。焊前采用丙酮去油脂后進行干燥，然后用砂紙和鋼刷去除氧化膜。保護氣體采用純度為99.99%的高純氬氣，氣體流量為24 L/min。本試驗采用半自動脈沖MIG焊接，焊接電流為260 A，電壓為27 V，進行直流反接，輸入熱為12.034 J/cm，焊接時焊槍沿焊接方向以35 cm/min的速度移動并向后傾斜 5°(見圖1)，使板材的法向與焊槍之間的夾角為5°，采用拼焊。

在焊后進行了長達30 d以上的室溫停留后，再進行后續(xù)試驗。采用維氏硬度計對焊接接頭的硬度進行測試。采用Instron 3369型拉伸機對焊接接頭試樣，Al-Mg-Si母材和Al-Zn-Mg母材樣進行拉伸試驗，拉伸樣品是根據(jù)ASTM E8M-04設計。疲勞試驗在MTS 810型液壓伺服材料試驗機上進行，應力比0.1，頻率為50 Hz，正弦波。疲勞樣品是根據(jù)ASTM E466-07設計。

圖1 焊接過程的示意圖Fig.1 Schematic diagram of welding process (Unit: mm)

微觀結構表征采用配有能譜儀(EDS)和電子背散射衍射(EBSD)探頭的FEI Quanta200掃描電鏡。利用背散射電子像觀察焊接接頭第二相分布情況，用EDS元素線分析確定焊接接頭熔合區(qū)的寬度和元素擴散情況。用EBSD表征焊縫和熔合區(qū)的晶粒結構。用Tecnai G2F20 S-TWIN 透射電鏡(TEM)對特殊區(qū)域進行微結構觀察以獲得該區(qū)域的析出相種類和分布。

2 結果與分析

2.1 焊接接頭的硬度分布特征

焊件上下兩表面的硬度分布如圖2所列。焊件上表面焊縫寬約11.5 mm，下表面寬約8.5 mm。從圖2可以看出，Al-Zn-Mg母材一側的熱影響區(qū)并沒有出現(xiàn)硬度值明顯下降的區(qū)域，而是焊縫區(qū)的硬度值從73HV劇烈增加到115HV，這種硬度值的變化僅出現(xiàn)在約1 mm的狹窄范圍內。Al-Zn-Mg合金的固溶溫度比較低，焊接輸入熱相當于對Al-Zn-Mg進行了固溶處理，由于Al-Zn-Mg母材是T4狀態(tài)(固溶處理后自然時效)，Al-Zn-Mg母材的熱影響區(qū)在焊后的自然時效過程中硬度值和微結構得到恢復而與母材相同。

表1 Al-Mg-Si合金、Al-Zn-Mg合金及焊絲ER5356的化學成分Table1 Chemical composition of Al-Mg-Si, Al-Zn-Mg and ER5356 alloy

圖2 焊接接頭上下表面的硬度分布Fig.2 Hardness distribution of top and bottom surfaces of Al-Mg-Si and Al-Zn-Mg welded joints

在焊縫區(qū)，上表面和下表面的硬度值都相對比較平穩(wěn)且沒有明顯的差別。Al-Mg-Si一側的熱影響區(qū)無論是上表面還是下表面都出現(xiàn)了一個硬度值顯著下降的區(qū)域，稱為軟化區(qū)。兩表面的軟化區(qū)最低硬度值都約為62.2HV，比焊縫的硬度值降低了約14.8%；比Al-Mg-Si母材(硬度值為102.5HV)降低了39.3%。上表面和下表面焊接接頭硬度值最低的地方距離熔合線都約5 mm。

2.2 拉伸性能

焊件及母材的拉伸性能如表2所列，應力—應變曲線如圖3所示。Al-Zn-Mg母材有最高的抗拉強度412.1 MPa，焊接樣品的抗拉強度最低，僅204.6 MPa。焊接樣品的抗拉強度僅為Al-Zn-Mg母材的49.7%，為Al-Mg-Si母材的68.2%。Al-Zn-Mg母材與Al-Mg-Si母材的屈服強度非常接近，但是異質焊接樣品的屈服強度卻出現(xiàn)顯著的降低，僅為133.84 MPa，是Al-Mg-Si母材的49.4%。Al-Zn-Mg母材具有良好的延展性，伸長率達到25.1%；Al-Mg-Si母材的伸長率也有10.5%；而異質焊接樣品的伸長率僅為7.7%。

表2 焊接接頭和母材拉伸實驗數(shù)據(jù)Table2 Tensile properties of welded joint and base materials

從圖3所示的拉伸曲線可以知道，異質焊接樣發(fā)生塑性變形后的應變硬化能力明顯比兩母材的要高，達到最大應力后，出現(xiàn)了明顯的頸縮現(xiàn)象并隨后發(fā)生斷裂。異質焊接樣品的拉伸斷裂發(fā)生于Al-Mg-Si合金一側上下表面的軟化區(qū)，如圖4所示。綜合硬度和拉伸試驗結果可以看出，軟化區(qū)是焊接接頭最薄弱的部位。

圖3 焊接樣品與母材樣品的應力—應變曲線Fig.3 Stress—strain curves of weld specimen and parental materials

圖4 焊接接頭樣品拉伸斷裂位置Fig.4 Fractured position of welded specimen employed for tensile test

2.3 疲勞測試及其斷口形貌分析

應力控制的疲勞測試結果和文獻的數(shù)據(jù)用函數(shù)σmax=a(Nf)b擬合成曲線后繪于橫坐標呈對數(shù)變化的圖5中。圖5所示為焊件與母材的疲勞性能對比、同系鋁合金之間以及不同系鋁合金之間的焊接樣品疲勞曲線對比。由圖5可知，Al-Zn-Mg母材有最好的抗循環(huán)載荷作用的能力，比其他樣品疲勞曲線的斜率更加平緩，這是因為Al-Zn-Mg合金有著最高的強度；Al-Mg-Si母材的抗疲勞性能次于Al-Zn-Mg母材的，但是其S—N曲線位于所有焊接樣品S—N曲線的上方，這說明比焊接樣品抗循環(huán)載荷作用的能力要好。

圖5 焊接樣品及母材樣品的S—N疲勞曲線[13-14]Fig.5 S—N fatigue curves of welded specimen and base materials[13-14]

所有焊接樣品中，Al-Mg-Si同種金屬焊接樣品的S—N曲線位于所有樣品的最低端，遠低于Al-Mg-Si母材的S—N曲線，這反映焊接接頭的存在極大地降低了Al-Mg-Si的疲勞性能。Al-Zn-Mg同種金屬焊接樣品與其母材的相比，其疲勞性能也出現(xiàn)大幅度的下降，尤其是在高周疲勞區(qū)表現(xiàn)得尤為明顯，但是比Al-Mg-Si同種金屬焊接樣品要好。Al-Mg-Si與Al-Zn-Mg兩個不同系的鋁合金焊接在一起(異質焊接)，其抗擊循環(huán)載荷作用的能力表現(xiàn)得復雜一些。在106循環(huán)周次之前的疲勞區(qū)，異質焊接樣品的S—N曲線在Al-Zn-Mg同種金屬焊接樣品之下卻在Al-Mg-Si同種金屬焊接樣品之上，這表明異質焊接樣品疲勞性能不如Al-Zn-Mg同種金屬焊接樣品，但是比Al-Mg-Si同種金屬焊接樣品要好。但是在106循環(huán)周次之后，即隨著加載的載荷變小，異質焊接樣品表現(xiàn)出的抗疲勞性能與Al-Zn-Mg同種金屬焊接樣品相當，而異質焊接樣在這種情況下疲勞性能明顯優(yōu)于Al-Mg-Si同種金屬焊接樣品。

對疲勞斷裂樣品進行掃描電鏡觀察，發(fā)現(xiàn)疲勞斷裂于Al-Mg-Si一側的熔合線附近，如圖6(a)中的虛線框所示。裂紋源區(qū)的斷口形貌一般較為平坦而且光亮[15]，疲勞裂紋萌生于樣品表面(見圖6(b))，微裂紋在循環(huán)載荷的作用下沿著晶界緩慢地擴展，形成類似于解理斷裂的斷口形貌。隨著循環(huán)載荷的繼續(xù)作用，疲勞裂紋擴展速率越來越快，斷口處出現(xiàn)以裂紋源區(qū)為起點的射線狀條紋，形成裂紋擴展區(qū)。該區(qū)最顯著的特征是疲勞條紋(見圖6(c))。圖6(c)是圖6(b)中虛線框的放大像。疲勞條紋的形成與疲勞裂紋尖端在循環(huán)載荷作用下發(fā)生塑性變形并且裂紋尖端的張合相關，載荷越大，疲勞條紋越寬。疲勞條紋的出現(xiàn)是通過反復的塑性鈍化/銳化以及位錯在裂紋尖端的塑性區(qū)滑移的結果。

2.4 晶粒結構分析

圖7所示為Al-Mg-Si母材與焊縫之間熔合區(qū)的EBSD像。由圖7可見，熔合區(qū)由靠近焊縫一側的更細小的晶粒帶和靠近 Al-Mg-Si一側出現(xiàn)的相對較粗大的晶粒帶組成。由圖7(a)可以清晰地觀察到晶粒大小、形態(tài)及晶體取向，在熔合區(qū)，晶粒的晶體取向是隨機分布的。靠近母材一側的熔合區(qū)出現(xiàn)一些異常長大的晶粒，這些粗大的晶粒最大尺寸約為300 μm。而在這些粗大晶粒的周圍靠近焊縫一側則生長了許多非常細小的晶粒，這些晶粒的尺寸分布于10～60 μm之間。圖7(b)所示為熔合區(qū)的高倍EBSD像，圖中有一個很明顯的現(xiàn)象就是在熔合線附近出現(xiàn)了一條明顯的取向不確定的“雜點”帶，這個帶呈直線狀。圖7(c)所示為與圖7(b)對應的花樣質量圖，可以清晰地看到圖7(b)中的“雜點”帶是很多圖像質量標定不好的黑色點形成的。這一條帶貫穿粗大的晶粒和細小的晶粒，附近形成了一些亞晶界(如圖中的綠線)。圖7(c)中的黑色點帶說明該區(qū)域可能存在較多的第二相，影響了菊池線信息的采集。

圖6 疲勞斷裂試樣的裂紋萌生點及斷口形貌Fig.6 Location of fatigue fracture(a), fracture surface(b) of fatigue sample showing crack initiation and propagation, and enlarged fatigue striations(c) in box shown in (b)

圖7 Al-Mg-Si母材與焊縫之間熔合區(qū)的EBSD像Fig.7 EBSD images of fusion zone between weld seam and Al-Mg-Si base material: (a) Inverse pole figure of fusion zone; (b)Magnified inverse pole figure; (c) Image quality map of (b)

圖8所示為Al-Zn-Mg母材與焊縫之間熔合區(qū)的EBSD像。圖8(a)所示為Al-Zn-Mg與焊縫之間熔合區(qū)的晶粒取向圖。從圖8(a)可發(fā)現(xiàn)，板材軋制后晶粒沿著軋制方向拉長，并且在拉長變形的晶粒周圍存在細小的等軸再結晶晶粒。而在焊縫處靠近熔合線處存在細晶區(qū)，平均尺寸為8.04 μm。從圖8(b)可以清晰地看到，Al-Zn-Mg合金經(jīng)過軋制后晶粒內部存在取向差。由圖8(c)可見，在熔合區(qū)偏焊縫處存在的晶界基本上是大角度晶界，而熔合區(qū)偏母材處存在大量的小角度晶界(見圖8(c)中的綠線)；Al-Zn-Mg母材中也存在很多亞晶界，但在數(shù)量上要少于靠近熔合區(qū)的母材。由于熱影響作用，熔合區(qū)周圍發(fā)生了回復和部分再結晶，熱影響呈梯度變化，因此，Al-Zn-Mg母材靠近熔合線處發(fā)生回復和部分再結晶程度要更大，形成了更多的再結晶晶粒和大量的亞晶界。在熔合區(qū)上，細小的晶粒以及一些亞晶界的存在可能是該區(qū)硬度值比Al-Mg-Si合金相應區(qū)域稍高的一個原因。然而，在Al-Zn-Mg一側的熔合線附近并未發(fā)現(xiàn)有黑色的點帶出現(xiàn)，說明該區(qū)可能沒有較多第二相存在。

2.5 焊縫處成分分布和第二相顆粒

2.5.1 Al-Mg-Si母材與焊縫之間熔合區(qū)的元素分布和第二相顆粒

Al-Mg-Si母材與焊縫之間熔合區(qū)的EDS線掃描分析見圖9。由圖9可見，從焊縫到Al-Mg-Si母材，Mg元素的含量出現(xiàn)了顯著的下降。ER5356焊絲是Mg含量較高的5xxx系列鋁合金，Al-Mg-Si母材Mg含量相對較低，熔合區(qū)是焊接時熔池與母材之間的相互作用區(qū)域，合金元素在此相互擴散。從圖9(a)可知，Mg元素出現(xiàn)下降后再達到一個相對穩(wěn)定的平臺，這個下降區(qū)的寬度約為40 μm。Si和Zn元素在焊縫和母材的含量都很低，Si元素在Al-Mg-Si一側出現(xiàn)了很輕微的上升，而Zn元素卻沒有明顯的變化。

圖8 Al-Zn-Mg母材與焊縫之間熔合區(qū)的EBSD像Fig.8 EBSD images of fusion zone between Al-Zn-Mg base material and weld seam: (a) Inverse pole figure of fusion zone;(b) Magnified inverse pole figure; (c) IQ map with grain boundaries of (b)

從圖9(b)的背散射像可以觀察第二相顆粒的大小和分布情況。Al-Mg-Si母材一側熔合區(qū)附近有相對較大的第二相顆粒零散分布著。在熔合區(qū)(見圖8(b)中的兩虛線之間)分布著許多尺寸較細小且數(shù)量密度較大的第二相顆粒，此結果與EBSD結果一致。

2.5.2 Al-Zn-Mg母材與焊縫之間熔合區(qū)的元素分布和第二相顆粒

圖10(a)所示為Mg元素EDS收集信號由圖10(b)中的A點(位于焊縫區(qū))向B點(Al-Zn-Mg母材)移動，Mg元素含量出現(xiàn)明顯的下降，直到距離A點約60 μm處才相對比較平穩(wěn)。Zn元素的含量從距離A點約10 μm處開始出現(xiàn)緩慢上升，到距離A點80 μm處之后開始變得平穩(wěn)。Si元素的EDS信號強度一直很低，并且在EDS線分析移動過程中沒有發(fā)生明顯的變化。由圖10(a)可見，根據(jù)元素含量的變化可大體確定熔合區(qū)的位置，其寬度約為45 μm。在圖10(b)中兩虛線之間的熔合區(qū)出現(xiàn)了許多第二相顆粒，與Al-Mg-Si一側的熔合區(qū)中的第二相顆粒相比，其尺寸大、數(shù)量少、分布彌散。

綜合上述，在疲勞試驗中，疲勞斷裂發(fā)生于Al-Mg-Si和焊縫之間的熔合區(qū)，這可能和該區(qū)存在大量的第二相顆粒、元素含量的梯度變化及較低的強度有關。雖然Al-Zn-Mg與焊縫之間的熔合區(qū)也存在大量的第二相顆粒和元素含量的梯度變化，但是該區(qū)的強度卻比Al-Mg-Si與焊縫之間的熔合區(qū)要高；對于強度最低的Al-Mg-Si一側的軟化區(qū)，該區(qū)域元素分布均勻且不存在大量的第二相顆粒。因此，大量的第二相顆粒、元素含量的梯度變化和較低的強度三者的綜合作用很可能是造成疲勞裂紋萌生于Al-Mg-Si與焊縫間熔合區(qū)的主要原因。疲勞斷裂位置與拉伸斷裂位置不同說明疲勞斷裂對尖銳的第二相顆粒更敏感，而拉伸斷裂更易于在強度較低處發(fā)生。

圖9 Al-Mg-Si母材與焊縫之間熔合區(qū)的EDS線分析Fig.9 EDS line analysis of fusion between Al-Mg-Si base material and weld seam: (a) Distribution of element intensity;(b) Backscattered electron image of fusion zone

圖10 Al-Zn-Mg母材與焊縫之間熔合區(qū)的EDS線分析Fig.10 EDS line analysis of fusion between Al-Zn-Mg base material and weld seam: (a) Distribution of element intensity;(b) Backscattered electron image of fusion zone

2.6 TEM觀察

2.6.1 軟化區(qū)的TEM分析

焊接接頭 Al-Mg-Si一側的軟化區(qū)是硬度值最低的地方和發(fā)生拉伸斷裂的地方。該區(qū)域出現(xiàn)很多沿鋁基體〈100〉方向的粗大析出相。這些析出相長度有的為120～200 nm，而另一些較短的析出相長度在40～100 nm之間。觀察所有析出相的垂直端部，發(fā)現(xiàn)都是近似的圓形。另外，對析出相進行了高分辨透射電鏡(HRTEM)觀察。結果發(fā)現(xiàn)，這些析出相大部分是單胞為正交晶系的U2相(見圖11(c)，測得單胞參數(shù)為a=0.675 nm，c=0.795 nm)；還觀察到有少量的單胞為六角結構的β′相(如圖11(b)，單胞參數(shù)為a=b=0.715 nm，γ=120°)。由于焊接熱的作用，相當于對該區(qū)做了過時效處理，使其處于過時效狀態(tài)，U2相和β′相是Al-Mg-Si合金處于時效溫度較高或時效時間很長時才出現(xiàn)的[16-18]。強化效果較差的U2相和β′相的出現(xiàn)是該軟化區(qū)硬度和強度下降的根本原因。

2.6.2 Al-Mg-Si母材與焊縫間熔合線處的TEM分析

由于疲勞裂紋萌生于Al-Mg-Si與焊縫之間的熔合線附近，因此，對該區(qū)進行了TEM觀察, 發(fā)現(xiàn)該區(qū)域沒有納米尺度的析出相，只有尺寸較大的顆粒(見圖12(a))。這種顆粒直徑約為1 μm，分布零散。對這些顆粒進行EDS成分分析，其成分為都是含有Si和Mg的富硅相(見圖12(b))。這種顆粒為脆性且尖銳的顆粒，容易在應力作用下開裂并形成疲勞裂紋源。能譜中的O元素是樣品制備后在空氣中被氧化而引入的。

圖11 Al-Mg-Si母材一側軟化區(qū)的TEM和HRTEM像Fig.11 TEM and HRTEM images of softened zone in Al-Mg-Si base material side: (a) TEM image; (b) HRTEM image of β′ phase;(c) HRTEM image of U2 phase

圖12 Al-Mg-Si母材與焊縫之間熔合線處的第二相顆粒及其EDS成分分析Fig.12 Second-phase particles near fusion line between Al-Mg-Si base material and weld seam and EDS composition analysis: (a)Second-phase particles; (b) EDS analysis

3 結論

1) Al-Mg-Si與Al-Zn-Mg鋁合金通過脈沖MIG焊制備的異質焊接接頭焊縫兩側的硬度分布不對稱，焊縫向 Al-Zn-Mg母材過渡的熔合區(qū)硬度出現(xiàn)了劇烈增加，Al-Mg-Si母材一側上下表面都出現(xiàn)了一個硬度值顯著下降的軟化區(qū)。

2) 異質焊接接頭的拉伸性能與兩母材相比出現(xiàn)了極大的降低，拉伸斷裂于Al-Mg-Si母材一側的軟化區(qū)，該區(qū)粗大的β′相和U2相是強度降低的主要原因。

3) 對熔合區(qū)進行背散射電子像觀察和EDS元素線分析，發(fā)現(xiàn)在熔合線附近分布著許多較粗大且數(shù)量密度較大的第二相顆粒，兩熔合區(qū)中只有液態(tài)填充金屬與其相鄰的母材兩者之間存在著明顯的元素梯度擴散，而沒有出現(xiàn)液態(tài)填充金屬與兩種母材之間的三者混合。

4) 異質焊接接頭的疲勞斷裂發(fā)生于Al-Mg-Si母材一側的熔合線附近，富硅第二相顆粒、溶質元素含量分布的梯度變化和該區(qū)較低的強度三者綜合作用是造成疲勞裂紋萌生于此處的原因。另外，在熔合區(qū)沒有發(fā)現(xiàn)納米尺度的析出相。

[1]VAIDYA W V, HORSTMANN M, VENTZKE V, PETROVSKI B, KOCAK M, KOCIK R, TEMPUS G.Improving interfacial properties of a laser beam welded dissimilar joint of aluminum AA6056 and titanium Ti6Al4V for aeronautical applications[J].Journal of Materials Science, 2010, 45: 6242-6254.

[2]LEE W B, SCHMUECKER M, MERCARDO U A, BIALLAS G,JUNG S B.Interfacial reaction in steel-aluminum joints made by friction stir welding[J].Scripta Materialia, 2006, 55: 355-358.

[3]UZUN H, DONNE C D, ARGAGNOTTO A, GHIDINI T,GAMBARO C.Friction stir welding of dissimilar Al 6013-T4 to X5CrNi18-10 stainless steel[J].Materials and Design, 2005,26: 41-46.

[4]TABAN E, J E.GOULD J E, LIPPOLD J C.Dissimilar friction welding of 6061-T6 aluminum and AISI 1018 steel: Properties and microstructural characterization[J].Materials and Design,2010, 31: 2305-2311.

[5]SPRINGER H, KOSTKA A, PAYTON E J, RAABE D,KAYSSER-PYZALLA A, EGGELER G.On the formation and growth of intermetallic phases during interdiffusion between low-carbon steel and aluminum alloys[J].Acta Materialia, 2011,59: 1586-1600.

[6]COELHO R S, KOSTKA A, SANTOS J F D, KAYSSERPYZALLA A.Friction-stir dissimilar welding of aluminum alloy to high strength steels: Mechanical properties and their relation to microstructure[J].Materials Science and Engineering A, 2012,556: 175-183.

[7]DONG Hong-gang, YANG Li-qun, DONG Chuang, KOU S.Improving arc joining of Al to steel and Al to stainless steel[J].Materials Science and Engineering A, 2012, 534: 424-435.

[8]YAN Yong, ZHANG Da-tong, QIU Cheng, ZHANG Wen.Dissimilar friction stir welding between 5052 aluminum alloy and AZ31 magnesium alloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2010, 20(S2): s619-s623

[9]SUTTON M A, YANG B, A.REYNOLDS P, TAYLOR R.Microstructural studies of friction stir welds in 2024-T3 aluminum[J].Materials Science and Engineering A, 2002,323:160-166.

[10]YAN Jiu-chun, XU Zhi-wu, LI Zhi-yuan, LI Lei, YANG Shi-qin.Microstructure characteristics and performance of dissimilar welds between magnesium alloy and aluminum formed by friction stirring[J].Scripta Materialia, 2005, 53: 585-589.

[11]AVAL H J, SERAIZADEH S, KOKABI A H.Evolution of microstructures and mechanical properties in similar and dissimilar friction stir welding of AA5086 and AA6061[J].Materials Science and Engineering A, 2011, 528: 8071-8083.

[12]LUIIENDIIK T.Welding of dissimilar aluminum alloys[J].Journal of Materials Processing Technology, 2000, 103: 29-35.

[13]劉雪松, 李書齊, 王 蘋, 孟立春, 呂任遠.6N01-T5鋁合金焊接接頭疲勞斷裂分析[J].焊接學報, 2009, 30(1): 25-28.LIU Xue-song, LI Shu-qi, WANG Ping, MENG Li-chun, Lü Ren-yuan.Fatigue fracture analysis of 6N01-T5 aluminum alloy welded joint[J].Welding Journal, 2009, 30(1): 25-28.

[14]HIRUKAWA H, MATSUOKA S, TAKEUSHI E, NISHIJIMA S.Fatigue properties of welded joint for JIS aluminum alloys[J].JSME International Journal A, 1996, 62: 1972-1978.

[15]黃昌軍, 劉春輝, 陳江華, 馮佳妮, 桑 益, 廖元飛, 陳 剛.AlMgSiCu合金時效狀態(tài)對疲勞過程及斷裂特征的影響[J].中國有色金屬學報, 2013, 23(1): 35-43.HUANG Chang-jun, LIU Chun-hui, CHEN Jiang-hua, FENG Jia-ni, SANG Yi, LIAO Yuan-fei, CHEN Gang.Effect of precipitation state on fatigue process and fracture characteristics of AlMgSiCualloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2013, 23(1): 35-43.

[16]ANDERSEN S J, MARIOARA C D, FROSETH A, VISSERS R,ZANDBERGEN H W.Crystal structure of the orthorhombicU2-Al4Mg4Si4precipitate in the Al-Mg-Si alloy system and its relation to theβ″ andβ′ phases[J].Materials Science and Engineering A, 2005, 390: 127-138.

[17]VISSERS R, HUIS M A V, JANSEN J, ZANDBERGEN H W,MARIOARA C D, ANDERSEN S J.The crystal structure of theβ′ phase in Al-Mg-Si alloys[J].Acta Materialia, 2007, 55:3815-3823.

[18]陳江華, 劉春輝.AlMgSi(Cu)合金中納米析出相的結構演變[J].中國有色金屬學報, 2010, 21(10): 2352-2360.CHEN Jiang-hua, LIU Chun-hui.Microstructure evolution of precipitates in AlMgSi(Cu) alloys[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 21(10): 2352-2360.