7003鋁合金TIG焊焊接接頭的組織與性能

王培吉，陳康華，姜慧麗，陳送義，胡桂云

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7003鋁合金TIG焊焊接接頭的組織與性能

王培吉1, 2, 3，陳康華1, 2, 3，姜慧麗2, 3，陳送義2, 3，胡桂云2, 3

(1. 中南大學(xué)粉末冶金研究院，長沙410083；2. 中南大學(xué)粉末冶金國家重點實驗室，長沙410083；3. 中南大學(xué)有色金屬先進結(jié)構(gòu)材料與制造協(xié)同創(chuàng)新中心，長沙 410083)

采用顯微硬度及電導(dǎo)率測試，剝落腐蝕及電化學(xué)腐蝕試驗，光學(xué)顯微鏡(OM)及透射電鏡(TEM)，研究經(jīng)ER5356焊絲鎢極氬弧焊(TIG)的7003鋁合金型材焊接接頭各部分的微觀組織與性能。結(jié)果表明：在離焊縫中心30 mm左右的熱影響區(qū)位置形成硬度較低的軟化區(qū)，這是由于η′(MgZn2)相的長大粗化；焊接接頭的耐蝕性依次為焊縫區(qū)＞過時效區(qū)＞母材區(qū)＞淬火區(qū)，其原因是淬火區(qū)的晶界析出相連續(xù)分布，形成連續(xù)陽極腐蝕通道，增大了應(yīng)力腐蝕及剝落腐蝕傾向，使得腐蝕性能很差；而過時效區(qū)和母材區(qū)的晶界析出相不連續(xù)，耐蝕性較好。

7003鋁合金；TIG焊；剝落腐蝕；電化學(xué)腐蝕；顯微組織

在國家實施經(jīng)濟戰(zhàn)略轉(zhuǎn)移的背景下，高鐵已成為高科技、高技術(shù)含量的代名詞，已成為帶動經(jīng)濟結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)型、拉動經(jīng)濟快速發(fā)展的重要力量，已走在世界前列。為了適應(yīng)高速軌道的快速發(fā)展，世界各國競相研制和生產(chǎn)鋁合金車體[1?2]。Al-Zn-Mg鋁合金易擠壓成形，并且具有良好的熱處理性能和耐腐蝕性能，同時能通過自然時效獲得高強度，對裂紋的敏感性低。Al-Zn-Mg鋁合金焊接性較好，焊接時基材被加熱成固溶化處理，所以焊后經(jīng)自然時效處理，可以使得強度恢復(fù)，從而提高焊接結(jié)構(gòu)件的強度，故常用于焊接結(jié)構(gòu)件。隨著高速列車的快速發(fā)展，需要大量的中強可焊Al-Zn-Mg合金[3]。鋁及鋁合金焊接結(jié)構(gòu)生產(chǎn)時，往往需要同時采用鎢極(TIG)及熔化極(MIG)氬弧焊接法，厚大零件一般采用MIG焊接法，小尺寸薄臂件則用TIG焊接法，且多用于手工焊方式實施[4?5]。焊接接頭由于從焊縫向外各處受熱不同，分為焊縫區(qū)、熱影響區(qū)及母材區(qū)。FU等[6]針對Al-Zn-Mg鋁合金GMA焊接的焊件熱影響區(qū)的研究中指出，熱影響區(qū)主要分為溶解區(qū)和過時效區(qū)，此兩區(qū)在溫度達380 ℃時會形成一個界面，380 ℃以上形成固溶區(qū)，230~380 ℃形成過時效區(qū)。Al-Zn-Mg鋁合金材料在高速列車中有著其它系列合金無法取代的地位，其一般在車體上作為關(guān)鍵部位，如7003和7N01用于枕梁和底架等[7?8]，日本、西歐等國廣泛采用7020鋁合金制造列車車 體[9?11]。王宜達[12]研究了7003鋁合金搭配不同焊絲，是否有填料對接頭的影響，結(jié)果表明7003鋁合金與ER5356搭配較好，焊后經(jīng)熱處理可以提高其應(yīng)力腐蝕性。KRISHNAN[13]研究了7003擠壓材的局部腐蝕行為，DABROWSKI[14]對7003鋁合金MIG焊接接頭的腐蝕性能做了系統(tǒng)的研究。但是，國內(nèi)對于TIG焊7003鋁合金焊接接頭的研究較少，特別是對于TIG焊7003鋁合金焊接接頭各區(qū)域位置的性能認(rèn)識不足，尤其是腐蝕性能。本文在7003鋁合金TIG焊接的基礎(chǔ)上，研究焊接接頭的硬度及電導(dǎo)率分布，分析鋁合金焊接接頭各部位剝落腐蝕及電化學(xué)腐蝕性能，對該鋁合金焊接接頭的顯微組織進行分析討論。通過比較該焊接接頭各部位的組織和性能，得到焊接接頭各部位的組織及性能差異，對該鋁合金的實際應(yīng)用具有積極意義，以期續(xù)改善鋁合金焊接接頭的性能創(chuàng)造條件和提供理論依據(jù)。

1 實驗

1.1 材料

焊接用母材為6 mm厚的7003鋁合金擠壓型材，熱處理狀態(tài)為T5。焊接所用焊絲為ER5356合金，母材與焊絲的化學(xué)成分如表1所列。

1.2 實驗方法

采用TIG手工焊方式對7003試樣進行雙面單道焊對接，焊接方向與擠壓流線方向垂直，焊接工藝參數(shù)如表2所列。

硬度測試在HV-50維氏硬度儀器上進行，從焊縫中心開始向母材逐點測量其維氏硬度，測試加載載荷為98 N，加載時間10 s。用7501A渦流電導(dǎo)儀測試樣品的電導(dǎo)率，每個樣品從熔合線開始測試，每隔10 mm為一采集區(qū)域，每個區(qū)域測試至少3次，取平均值。測量接頭焊接后及其經(jīng)5個月自然時效后的硬度，后續(xù)則根據(jù)硬度變化取焊縫區(qū)，淬火區(qū)(固溶自然時效區(qū))，過時效區(qū)及母材區(qū)取樣進行實驗。

剝落腐蝕實驗按照ASTM G34—79標(biāo)準(zhǔn)進行。腐蝕溶液為4 mol/L NaCl+0.5 mol/L KNO3+0.1 mol/L HNO3，加蒸餾水稀釋至1 L。實驗溶液體積與試樣面積之比為20 mL/cm2，溶液溫度控制在(25±2) ℃，浸泡時間為48 h。

采用上海辰華CHI 660C電化學(xué)工作站測量開 路電位(open circuit potential, OCP)?電化學(xué)阻抗譜(electrochemical impedance spectroscopy, EIS)。試樣的化學(xué)測試采取三電極體系，試樣本身為工作電極，對電極為Pt電極，參比電極是飽和甘汞電極(SCE)。工作電極放入特制的腐蝕電極槽中，測試面為S-L面，面積為1 cm2。電化學(xué)介質(zhì)為3.5% NaCl溶液，實驗室溫度為室溫(25±3) ℃。體系搭建好10 min后，先進行開路電位?時間曲線測試，測試時間為400 s。電化學(xué)阻抗測試于開路電位穩(wěn)定時進行，測試頻率為100~10 mHz，激勵信號幅值為10 mV。

表1 7003鋁合金和ER5356焊絲的化學(xué)成分

表2 7003鋁合金的TIG焊接工藝參數(shù)

金相樣品經(jīng)粗磨、精磨、拋光及熱風(fēng)吹干后，用鉻酸腐蝕溶液進行腐蝕，待合金表面出現(xiàn)銀灰色后立即進行清水沖洗，然后熱風(fēng)吹干。采用德國萊卡DM 4000M智能型顯微鏡進行顯微組織觀察。透射電鏡薄片樣厚度減至0.08 mm，在MTP?1 雙噴電解減薄儀上雙噴減薄、穿孔，電解液為(硝酸)?(甲醇)=3?7，溫度控制在?25 ℃以下，電壓為15~20 V，電流為60~80 mA。在JEM?2100F型透射電鏡上進行組織觀察。

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭的硬度及電導(dǎo)率分布

焊接過程中，焊接熱輸入向接頭兩邊傳遞，在接頭處形成了溫度梯度，這使得焊接接頭不同區(qū)域的硬度值有很大的區(qū)別。圖1所示為焊接接頭焊后及自然時效5月后的維氏硬度分布，其中WZ為焊縫區(qū)，F(xiàn)Z為熔合線區(qū)，HAZ為熱影響區(qū)，QZ為淬火區(qū)，OZ為過時效區(qū)，BM為基材。

圖1 焊接接頭的硬度分布

由圖1可知，焊接接頭焊后的硬度分布以焊縫(WZ)中心為對稱軸，呈近似對稱分布。焊縫寬度約為10 mm，且焊縫中心硬度最低(67.5 HV)。距焊縫中心15 mm區(qū)域，隨離焊縫中心距離增大，硬度升高，達到96 HV左右。熔合區(qū)(FZ)是由焊絲與基材的2種熔體交混后形成的一種合金，所以該區(qū)的成分既不是原始的基材成分，又不是焊縫中焊絲的成分，導(dǎo)致該區(qū)的硬度比焊縫區(qū)高，而比基材的低，硬度介于焊縫區(qū)與基材之間，約為92 HV。離焊縫中心30 mm左右出現(xiàn)一個硬度較低的區(qū)域，為軟化區(qū),硬度值為85 HV。

焊接接頭時效5個月后，對接頭再進行硬度測試，由圖1知接頭硬度以焊縫中心呈近似對稱分布。從圖1 可以看出，焊縫中心硬度基本無變化，這是因為焊縫中心為焊絲成分，是Al-Mg合金，為不可熱處理強化合金。熱影響區(qū)(HAZ)沿散熱方向依次出現(xiàn)淬火和過時效現(xiàn)象[15]。熱影響區(qū)硬度有明顯提高，特別是靠近焊縫的區(qū)域，硬度基本恢復(fù)到基材水平，這個區(qū)域相當(dāng)于固溶自然時效過程，為淬火區(qū)。淬火區(qū)是原有的析出相經(jīng)高溫固溶到鋁基體形成的過飽和固溶體，焊件經(jīng)過一段時間自然時效，固溶體會析出η′(MgZn2)相，主要析出強化相為GPⅡ區(qū)[16]，從而獲得較高的硬度。離焊縫中心20 mm后，硬度開始降低，最低值約為86 HV，經(jīng)自然時效后，中間硬度沒有明顯恢復(fù)的區(qū)域稱為過時效區(qū)。因為這一區(qū)域離焊縫有一定距離，焊接熱擴散到這一區(qū)域，使得該區(qū)域溫度比7003鋁合金的時效溫度高且比固溶溫度低，η￠相聚集長大并粗化，導(dǎo)致固溶強化和沉淀析出強化效果比淬火區(qū)差，強度硬度降低，形成一個軟化區(qū)。盡管過時效區(qū)發(fā)生軟化，但其硬度值比焊縫區(qū)高，且過時效狀態(tài)腐蝕性能最好[17]，不是焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。隨離焊縫中心距離增大，硬度不斷提高，到達母材區(qū)(BM)后達到穩(wěn)定狀態(tài)，維氏硬度約為113 HV。

焊接接頭焊后及自然時效5月后分別測量電導(dǎo)率，其電導(dǎo)率分布如圖2所示。接頭電導(dǎo)率開始隨離焊縫中心距離增大呈單調(diào)上升趨勢，距離到達離焊縫40 mm時趨于平緩，接頭后續(xù)部分的電導(dǎo)率基本無變化。焊接接頭通過5個月自然時效，熱影響區(qū)電導(dǎo)率有所下降，距焊縫40 mm后基本無變化。

圖2 焊接接頭的電導(dǎo)率分布

電導(dǎo)率作為衡量7xxx系鋁合金抗應(yīng)力腐蝕能力的方式之一，既無損又快速，是在工業(yè)上廣泛應(yīng)用的一種標(biāo)準(zhǔn)。通常情況下，合金的電導(dǎo)率越高，其抗應(yīng)力腐蝕能力越好。但是，焊縫區(qū)為焊絲及基材的混合合金，焊絲為5xxx系鋁合金，其耐蝕性能最好，所以不能用電導(dǎo)率比較焊縫區(qū)與接頭其它區(qū)域的抗應(yīng)力腐蝕性能，而接頭除焊縫區(qū)外均為7xxx系鋁合金。因此，從圖2的焊接接頭的電導(dǎo)率分布測試結(jié)果可初步推斷出，接頭過時效區(qū)及母材區(qū)的抗應(yīng)力腐蝕性較好，而接頭近焊縫熱影響區(qū)的抗應(yīng)力腐蝕性最差。焊縫區(qū)由于焊絲為5 xxx系鋁合金，其抗腐蝕性最好，過時效區(qū)由于部分析出相回溶使得電導(dǎo)率比基材低，故其耐腐蝕性僅比焊縫區(qū)低，而淬火區(qū)是固溶自然時效區(qū)域，電導(dǎo)率最低，其應(yīng)力腐蝕性能最差。故應(yīng)力腐蝕性能為：焊縫區(qū)＞過時效區(qū)＞母材區(qū)＞淬火區(qū)。

2.2 焊接接頭的剝落腐蝕性能

7003鋁合金焊接接頭不同部位的剝落腐蝕實物照片如圖3所示。圖3(a)為焊縫區(qū)剝落腐蝕實物照片，由于焊縫區(qū)為基材和焊絲的混合合金，焊絲為Al-Mg合金，故其抗剝落腐蝕性能優(yōu)異，試樣表面沒有點蝕及剝蝕，剝落腐蝕等級為N級；圖3(b)為熱影響區(qū)中淬火區(qū)即相當(dāng)于接頭固溶自然時效區(qū)域的剝落腐蝕實物照片，剝落腐蝕最嚴(yán)重，剝蝕已經(jīng)擴展到金屬內(nèi)部，并有大量的金屬層剝落，剝落腐蝕等級為ED級；圖3(c)為熱影響區(qū)中相當(dāng)于過時效區(qū)域即過時效區(qū)的剝落腐蝕實物照片，其為點蝕，有不連續(xù)的腐蝕點，有的點邊緣輕微鼓起，剝落腐蝕等級為P級；圖3(d)為母材區(qū)的剝落腐蝕實物照片，表面有少量鼓泡裂開，并伴有輕微的剝層，腐蝕等級為EA級。7003焊接接頭不同區(qū)域剝落腐蝕的具體評級如表3所列。

2.3 焊接接頭的電化學(xué)腐蝕性能

圖4所示為7003鋁合金焊接接頭不同區(qū)域在3.5% NaCl溶液中的開路電位?時間曲線。淬火區(qū)為圖1中焊后硬度可恢復(fù)的區(qū)域，過時效區(qū)為其硬度軟化區(qū)域，母材區(qū)則為不受影響區(qū)域。OCP越負(fù)，則表示合金的腐蝕傾向越大；OCP波動越大，則腐蝕敏感性越大[18]。從圖4中可見，電位由低到高依次為：焊縫區(qū)＜淬火區(qū)(固溶自然時效區(qū)域)＜母材區(qū)＜過時效區(qū)。由于焊絲是5xxx系鋁合金，使得焊縫區(qū)耐蝕性最好，故接頭耐蝕性為焊縫區(qū)＞過時效區(qū)＞母材區(qū)＞淬火區(qū)。

圖5所示為7003鋁合金焊接接頭不同區(qū)域在3.5% NaCl溶液中的電化學(xué)阻抗譜Nyquist圖。Nyquist圖以阻抗的實部為橫坐標(biāo)，虛部為縱坐標(biāo)，常由容抗弧和感抗弧組成。在鋁合金腐蝕過程中，代表腐蝕產(chǎn)生新界面的容抗弧半徑越大，則耐蝕性越強。從圖5可以看出，接頭各個區(qū)域的容抗弧半徑：焊縫區(qū)＜淬火區(qū)＜母材區(qū)＜過時效區(qū)，但焊絲是5xxx系鋁合金，使得焊縫區(qū)為鑄態(tài)組織，其耐蝕性最好。故焊接接頭不同區(qū)域合金在3.5% NaCl溶液中的耐蝕性：淬火 區(qū)＜母材區(qū)＜過時效區(qū)＜焊縫區(qū)。由此可知，電化學(xué)腐蝕試驗與剝落腐蝕浸泡試驗的結(jié)果一致。

圖3 7003鋁合金焊接接頭不同部位的剝落腐蝕實物照片

表3 7003鋁合金焊接接頭不同區(qū)域的剝落腐蝕性能

圖4 7003鋁合金焊接接頭不同區(qū)域在3.5% NaCl溶液中的開路電位時間曲線

圖5 7003鋁合金焊接接頭在3.5% NaCl溶液中的Nyquist圖

2.4 焊接接頭的顯微組織

7003鋁合金焊接接頭不同區(qū)域的側(cè)面顯微照片如圖6所示。由圖6(a)可以看出，焊縫區(qū)組織為等軸晶及柱狀晶。焊接加熱時，由于大熱量輸入，焊縫處溫度高達700～800 ℃，焊絲熔化隨后冷卻。因為焊接熔池快速結(jié)晶，所以溶質(zhì)來不及擴散，又因為各組元、熔池各部位結(jié)晶先后順序不同，溶質(zhì)濃度有差異，同時溶質(zhì)來不及均勻化，從而形成了典型的鑄造組 織[19]。熔合區(qū)是焊絲與基體金屬形成的一種交混合金，圖6(b)中靠焊縫一側(cè)為沿散熱方向以聯(lián)生結(jié)晶形式[20?21]形成的柱狀晶組織，靠近基材一側(cè)表面有一層再結(jié)晶組織，厚度約為80 μm，其余仍為細(xì)小等軸晶組織，保持纖維狀。根據(jù)焊接熔池溫度場的分布特征，熔池邊緣的加熱溫度稍高于熔點，且存在一層運動速度很低的附面層。在該附面層中，大量來自基材和焊絲的未熔Al3(Zr，Ti)質(zhì)點成為α(Al)的非均質(zhì)形核核心，促進細(xì)小等軸晶的形成[22?23]。另外由于Zr等[24]微合金元素含量較少，在高熱量下抑制再結(jié)晶能力較弱，使得接頭熱影響區(qū)表層產(chǎn)生再結(jié)晶。圖6(c)為接頭熱影響區(qū)，圖6(d)為母材區(qū)，它們表層均有約40 μm厚的再結(jié)晶層，心部均是明顯的纖維狀加工組織。

焊接接頭從焊縫到母材有溫度梯度，形成了不同的熱處理，這不僅使得各區(qū)域位置晶內(nèi)析出相的性質(zhì)、大小和分布不同，而且也使得晶界結(jié)構(gòu)形態(tài)不同，從而表現(xiàn)為接頭各部位強度及腐蝕性能的不同。焊接接頭不同區(qū)域位置的合金強度及腐蝕性能存在差異，源于其有不同的微觀組織。

圖7所示為焊接接頭不同區(qū)域位置的TEM圖像。由圖7(a)可知，焊縫區(qū)沒有明顯的析出相。焊縫區(qū)為焊絲和原材料的混合合金。其性能取決于焊縫區(qū)的化學(xué)成分和結(jié)晶過程。由于焊縫區(qū)存在急冷結(jié)晶組織使得該區(qū)硬度較低，塑性較差，又因為沒有強化相析出，焊縫區(qū)強度不高，為不可熱處理鋁合金，但在實用中，焊縫有余高，能滿足使用強度的要求，又因為基本無析出相，所以抗剝落腐蝕性能最好。

由圖7(b)的淬火區(qū)(相當(dāng)于固溶后自然時效區(qū)域)可以看出，強化相在晶體內(nèi)呈細(xì)小彌散分布，起到彌散強化效果；此時的強化作用主要依靠與基體共格的GP區(qū)對位錯運動的阻礙，使得該區(qū)強度與母材區(qū)接近。該區(qū)晶界上析出相尺寸小、密度大，呈現(xiàn)鏈狀連續(xù)分布，易構(gòu)成連續(xù)陽極腐蝕通道，易于發(fā)生沿晶腐蝕，增大應(yīng)力腐蝕及剝落腐蝕傾向，使得腐蝕性能很差。該區(qū)的形成是因為在焊接熱沖擊的作用下，原有的析出相固溶到Al基體中，冷卻時形成了過飽和固溶區(qū)，該區(qū)固溶濃度高，空位密集。Mg和Zn原子在鋁基體固溶體中發(fā)生偏聚，從而使得GP區(qū)聚集長大形成亞穩(wěn)定相η′相。η′相是7003鋁合金的主要強化相，其中析出η′相的過程實際就是進行了自然時效強化，故而稱該區(qū)為淬火區(qū)。

圖6 7003鋁合金焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織

圖7 7003鋁合金焊接接頭不同區(qū)域的TEM圖像

圖7(c)為焊接接頭軟化區(qū)，即過時效組織。從圖中可知，軟化區(qū)中η′相較接頭固溶時效區(qū)與母材區(qū)發(fā)生了粗化，此時該區(qū)域合金的晶內(nèi)強化相以η′和η為主，由于η′的粗化及η相的增多，使得其強度大幅下降。過時效區(qū)的溫度較淬火區(qū)低，強化相溶解不夠充分，只有少量固溶在基體中，同時晶格中的空位濃度也較低，受熱沖擊的影響，在接下來的時效中，η′相在較大的空間中聚集、長大并粗化。接頭軟化區(qū)晶界析出相呈斷續(xù)分布，且晶內(nèi)析出相長大粗化，同時析出相之間的距離增大，阻斷了陽極溶解通道，使沿晶腐蝕難以繼續(xù)，改善了該區(qū)合金的剝落腐蝕及電化學(xué)腐蝕性能。同時陳小明等[25]提出的“Mg-H”復(fù)合體理論認(rèn)為，隨時效時間延長(峰時效→雙級過時效)，合金內(nèi)部發(fā)生轉(zhuǎn)變：α(過飽和固溶體)→GP區(qū)→亞穩(wěn)相η′(MgZn2)→平衡相η(MgZn2)，隨著相變的不斷進行，晶界處Mg偏析減少，使得晶界結(jié)合能及晶界斷裂應(yīng)力提高，降低了Mg在晶界的脆化作用；同時由于自由Mg減少，Mg-H之間相互作用減少，氫脆可能性降低。

圖7(d)為焊接接頭母材區(qū)組織，其中η′相較接頭固溶時效區(qū)粗大，較軟化區(qū)小，此時該區(qū)域合金的晶內(nèi)強化相以η′和η為主，析出相彌散分布，且晶界析出相呈斷續(xù)分布，母材區(qū)基本不受焊接熱沖擊，強度在接頭中最高。該區(qū)晶內(nèi)析出相比較彌散，析出相比固溶時效區(qū)的大而比過時效區(qū)的小，晶界上也呈一定的斷續(xù)分布，這也阻斷了陽極溶解通道，使沿晶腐蝕難以繼續(xù)，該區(qū)域的剝落腐蝕及電化學(xué)腐蝕性能較好。

3 結(jié)論

1) 焊接接頭硬度分布曲線以焊縫中心為對稱軸，呈近似對稱分布。焊縫寬度約為10 mm，焊縫中心硬度最低(約為67 HV)，距焊縫中心15 mm區(qū)域，硬度隨離焊縫中心距離增大而升高，5個月自然時效后硬度比焊后上升約23%，達到113 HV左右；η′(MgZn2)相的粗化導(dǎo)致離焊縫中心30 mm左右的熱影響區(qū)位置形成硬度較低的軟化區(qū)，最后隨離焊縫中心距離增大而升高，到達基材的穩(wěn)定狀態(tài)。

2) 焊接接頭的耐蝕性依次是焊縫區(qū)＞過時效區(qū)＞母材區(qū)＞淬火區(qū)。其原因是淬火區(qū)的晶界析出相連續(xù)分布，形成連續(xù)陽極腐蝕通道，增大了應(yīng)力腐蝕及剝落腐蝕傾向，使得腐蝕性能很差；而過時效和母材區(qū)晶界析出相不連續(xù)且晶內(nèi)析出相長大粗化，耐蝕性較好。

3) 7003鋁合金TIG焊焊接接頭的焊縫區(qū)為粗大等軸晶及柱狀晶組織，晶內(nèi)無明顯析出相；熔合區(qū)靠焊縫一側(cè)為柱狀晶，靠近熱影響區(qū)一側(cè)表層為完全再結(jié)晶組織，內(nèi)部為細(xì)小的等軸晶組織；熱影響區(qū)比母材區(qū)表層的再結(jié)晶組織略厚，內(nèi)部均為明顯的纖維 組織。

[1] 喬英忍. 世界鐵路動車組的技術(shù)進步、水平和展望[J]. 國外鐵道車輛, 2007, 44(2): 1?7. QIAO Yingren. Technology progress, level and prospects of railway multiple units in the world[J]. Foreign Rolling Stock, 2007, 44(2): 1?7.

[2] 栗山敬, 李偉平. 日本為國外開發(fā)的新型高速鐵道車輛“efSET”[J]. 國外鐵道車輛, 2011, 48(4): 12?17. LI Shanjing, LI Weiping. The new type high speed rolling stock “efSET” developed in Japan for foreign countries[J]. Foreign Rolling Stock, 2011, 48(4): 12?17.

[3] 鄭強, 陳康華, 黃蘭萍, 等. Al-Zn-Mg系鋁合金應(yīng)力腐蝕性能[J]. 粉末冶金材料科學(xué)與工程, 2004, 9(2): 168?173. ZHENG Qiang, CHEN Kanghua, HUANG Lanping, et, al. Stress corrosion cracking of Al-Zn-Mg aluminum alloys[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallargy, 2004, 9(2): 168?173.

[4] CIOMPI A, LANCIOTTI A. Susceptibility of 7050-T7451 electron beam welded specimens to stress corrosion[J]. Engineering Fracture Mechanics. 1999, 62 (4/5): 463?476.

[5] 周萬盛, 姚君山. 鋁及鋁合金的焊接[J]. 北京: 機械工業(yè)出版社, 2006: 150?188. ZHOU Wansheng, YAO Junshan. Welding of aluminum and aluminum alloys[J]. Beijing: China Machine Press, 2006: 150?188.

[6] FU G, TIAN F, WANG H. Studies on softening of heat-affected zone of pulsed-current GMA welded Al-Zn-Mg alloy[J]. Mater Technol 2006, 180: 216?220.

[7] 姚曙光. 許平.高速磁懸浮列車車體國產(chǎn)化[J]. 交通運輸工程學(xué)報, 2004, 4(2): 40?44. YAO Shuguang, XU Ping. Chinese domestic components of high-speed maglev train body[J]. Jonurnal of Traffic and Transportation Engineering, 2004, 4(2): 40?44.

[8] 方磊. Al-Zn-Mg合金焊接件的微觀組織分析及三級熱處理析出行為研究[D]. 長沙, 湖南大學(xué), 2012: 1?70. FANG Lei. A study of the Al-Zn-Mg alloy welding joint microstructure and precipitation behaviors in a triple-step- aged[D]. Changsha: Hunan University, 2012: 1?70.

[9] 金龍兵, 趙剛, 馮正海, 等. 高速列車用中強可焊Al-Zn-Mg合金材料[J]. 輕合金加工技術(shù), 2010, 38: 47?51. JIN Longbing, ZHAO gang, FENG Zhenghai, et al. Weld-able moderate strength Al-Zn-Mg alloy used for high speed train[J]. Light Alloy Fabrication Technology, 2010, 38: 47?51.

[10] 鄭強, 陳康華, 黃蘭萍, 等. 高溫預(yù)析出和固溶溫度對7A52合金應(yīng)力腐蝕開裂的影響[J]. 金屬熱處理, 2005, 30(7): 14?17. ZHENG Qiang, CHEN Kanghua, HUANG Lanping, et al. Effect of High Temperature Pre-precipitation and Solution Temperature on SCC of 7A52 Alloy. Heat Treatment of Metals, 2005, 30(7): 14?17.

[11] CIOMPI A, LANCIOTTI A. Susceptibility of 7050-T7451 electron beam welded specimens to stress corrosion[J]. Engineering Fracture Mechanics. 1999, 62 (4/5): 463?476.

[12] 王宜達. 錳元素及焊后熱處理對鋁鋅鎂合金機械性質(zhì)影響之研究[D]. 臺北: 國立臺灣科技大學(xué), 2011: 1?139. WANG Yida. Effects of manganese and post-welding heat treatment on the mechanical properties of Al-Zn-Mg alloys[D]. Taibei: National Taiwan University of Science and Technology, 2011: 1?139.

[13] KRISHNAN C. Localized corrosion behaviour of Cu-lean AA7003 extrusions. Degree master’s thesis of McMaster University, Ontario, 2011.

[14] DABROWSKI J. Corrosion performance of MIG welded Cu-lean AA7xxx alloys. Degree master’s thesis of McMaster University, Ontario, 2015.

[15] MA T, OUDEN G D. Softening behaviour of Al-Zn-Mg alloys due to welding[J]. Mater Sci Eng A, 1999, 266(1): 198?204.

[16] 張建波, 張永安, 何振波, 等. 自然時效對7N01鋁合金組織與性能的影響[J]. 稀有金屬, 2012, 36(2): 191?195. ZHANG Jianbo, ZHANG Yongan, HE Zhenbo, et al. Effect of natural aging on properties and microstructure of 7N01 aluminum alloys[J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2012, 36(2): 191?195.

[17] NICOLAS M, DESCHAMPS A. Precipitate microstructure in the heat-affected zone of Al-Zn-Mg MIG-welds and evolution during post-welding heat treatments[J]. Mater Sci Forum, 2002: 396?402, 1561?1566.

[18] 孫擎擎, 陳啟元, 陳康華. 時效制度對擠壓Al-6.2Zn-2.3Mg- 2.3Cu鋁合金電化學(xué)腐蝕性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2015, 25(4): 866?873. SUN Qingqing, CHEN Qiyuan, CHEN Kanghua. Effect of ageing process on electrochemical corrosion property of extruded Al6.2Zn2.3Mg2.3Cu aluminium alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(4): 866?873.

[19] DUDZIK K. Influence of joining method for hardness distribution in joints of AlZn5Mg1 alloy[J]. Journal of KONES Powertrain and Transport, 2010, 17(4): 137?141.

[20] ARES A E, GUEIJMAN S F, CARAM R, et al. Analysis of solidification parameters during solidification of leadand aluminum base alloys[J]. Journal of Crystal Growth, 2005, 275(1): 319?327.

[21] YELAGINVI, ZAKHANOV V V, ROSTOVA T D. Aluminum alloys alloying with scan- dium[J]. Metal Sci Heat Treat, 1983, 25: 546.

[22] 李慧中, 郭菲菲, 梁霄鵬, 等. 焊絲成分對 2519 鋁合金焊縫組織與性能的影響[J]. 焊接學(xué)報, 2008, 29(4): 77?82. LI Huizhong, GUO Feifei, LIANG Xiaopeng, et al. The effects of welding wire composition on microstructure and properties of 2519 aluminum alloy[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2008, 29(4): 77?82.

[23] 許良紅, 田志凌, 彭云, 等. 微量元素對高強鋁合金焊縫組織和力學(xué)性能的影響[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2008, 18(6): 959? 966.XU Lianghong, TIAN Zhiling, PENG Yun, et al. Effects of trace elements on microstructure and mechanical properties of high strength aluminum alloy welds[J]. The Chinese Journal of Nonfe-rrous Metals, 2008, 18(6): 959?966.

[24] 李慧中, 張新明, 陳明安, 等. Zr含量對2519鋁合金組織與性能的影響[J]. 金屬熱處理, 2004, 29(11): 11?14. LI Huizhong, ZHANG Xinming, CHEN Ming’an, et al. Effect of Zr conent on microstruc-ture and properties of 2519 aluminum alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2004, 29(11): 11?14.

[25] 陳小明, 宋仁國. 7000系鋁合金應(yīng)力腐蝕開裂的研究進展[J]. 腐蝕科學(xué)與防護技術(shù), 2010, 22(2): 120?123. CHEN Xiaoming, SONG Renguo. Progress in research on stress corrosion cracking of 7000 series aluminum alloys[J]. Corrosion Science and Protection Technology, 2010, 22(2): 120?123.

(編輯 高海燕)

Microstructures and properties of TIG welded joint of 7003 aluminum alloy

WANG Peiji1, 2, 3, CHEN Kanghua1, 2, 3, JIANG Huili2, 3, CHEN Songyi2, 3, HU Guiyun2, 3

(1. Institute of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 2. State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;3. Nonferrous Metal Oriented Advanced Structural Materials and Manufacturing Cooperative Innovation Center,Central South University, Changsha 410083, China)

The properties and microstructure of the different welded joint zone of 7003 aluminum alloy welded using 5356 welding wire by the method of TIG welding were researched by OM, TEM, vikers hardness and conduction test, exfloliation and electrochemical corrosion experiment. The results show that the heat affected zone, approximately 30 mm away from the centre of welding seam, is the soften zone as a result of η′(MgZn2) coarsening. The corrosion resistance of TIG welded joint are ,in order, Welded zone＞Overaging zone＞Base metal＞Quenching zone. Because the precipitates from grain are continuous in quenching zone, which forms the continuous anode corrosion channel that increases the tendency of stress corrosion cracking and exfloliation corrosion, quenching zone has poor corrosion resistance. However,the precipitates from grain are discontinuous in overaging zone and base metal, which makes the overaging zone and base metal have a higher corrosion resistance.

7003 alloy; tungsten inert gas arc welding; exfloliation corrosion; electrochemical corrosion; microstructure

TG456; TG146.4

A

1673?0224(2016)06?832?08

國家重點基礎(chǔ)研究計劃資助項目(2012CB619502，2010CB731701)；湖南省自然科學(xué)基金(12JJ6040)；國家自然科學(xué)基金(51201186)；國家重大科研儀器設(shè)備研制專項(51327902)

2015?12?08；

2016?01?22

陳康華，教授，博士生導(dǎo)師。電話：0731?88830714；E-mail: khchen@mail.csu.edu.cn