焊后时效对7046铝合金搅拌摩擦焊接头力学性能的影响

7000系铝合金有高强度、低密度、良好的抗腐蚀性能等特点，广泛用作航空航天和交通运输等领域的结构材料 实际应用时，这些结构材料的高质量连接必不可少 英国焊接研究所在1991年发明了固态连接方法——搅拌摩擦焊(Friction stir welding，FSW) 与传统的熔化焊相比，搅拌摩擦焊有热输入量小、接头性能高和缺陷少等优点[1,2] 7000系铝合金是沉淀强化合金，η′亚稳相是主要强化相[3] 高体积分数且细小弥散分布的η′亚稳相，使合金的强度提高 在FSW过程中η′亚稳相会粗化或溶解，从而使接头的强度降低[4] 因此，为了提高FSW接头的强度，必须调控η′亚稳相的状态

以往的研究结果表明，除了优化焊接工艺参数[5,6]、焊后快冷[7]和改变材料焊前状态[4]外，对FSW接头进行焊后热处理是一种提高其力学性能的有效方法[8~11] 王希靖等[8]研究了T6时效对7050铝合金FSW接头力学性能的影响，发现硬度最低值出现在前进测热机影响区，时效后接头硬度和强度都明显提高 郝亚鑫[9]等对7A04铝合金的焊接接头进行T6人工时效，发现时效后接头拉伸时抗拉强度达到母材的96.1%，且其应变硬化能力增强 Kumar等[10]发现，焊后进行T6时效的AA7075铝合金焊接接头，晶内出现大量细小的析出相，使焊接接头的抗拉强度从346 MPa提高到540 MPa，伸长率从4.6%提高到10.4% Sharma等[11]对AA7039铝合金焊接接头的焊后热处理进行了系统的研究，分析了不同固溶制度和时效制度对接头力学性能的影响 结果表明，自然时效和T6人工时效处理都能提高接头的力学性能和伸长率，其他焊后热处理则使接头的力学性能降低 这些文献表明，对接头进行焊后时效能促使接头析出η′亚稳相，使接头的强度甚至伸长率提高

7046铝合金是一种典型的7000系合金，可用于制造汽车的车架等结构件[12] 本文对7046铝合金挤压板材进行搅拌摩擦焊接，研究焊后时效处理对焊接接头的微观组织和力学性能的影响并探讨其机理

1 实验方法

实验用材料为3.5 mm厚的7046铝合金挤压板材，其化学成分列于表1 将板材热挤压后在线淬火，然后在SX2-6-12TP型箱式电阻炉中进行120℃×24 h时效处理 将时效后的板材加工成尺寸为150 mm×200 mm×3.5 mm的试样，分两组进行搅拌摩擦焊接 使用钢质带凹面的轴肩和钢质带螺纹的圆柱形搅拌头 焊接参数列于表2 焊接方式为对接，焊接方向与板材的挤压方向平行 焊接后将板材在空气中冷却至室温 为了比较，焊接后一组试样不做热处理(将样品命名为FSW接头)，另一组进行120℃×24 h的时效处理(将样品命名为AG-FSW接头)

Table 1

表1

表17046铝合金的化学成分

Table 1Chemical compositions of 7046 aluminum alloy (mass fraction, %)

Zn	Mg	Cu	Zr	Ti	Fe	Si	Al
6.44	1.41	0.27	0.15	0.02	0.11	0.07	Bal.

Table 2

表2

表2搅拌摩擦焊接参数

Table 2Friction stir welding parameters

Rotation speed /r·min-1	Welding speed /mm·min-1	Pin diameter/mm	Pin depth/mm	Shoulder diameter/mm	Plunge depth /mm	Tilt angle /°
1600	400	3	2.8	12	0.2	2.5

用于硬度测试和室温拉伸的试样，其取样示意图如图1所示 使用HVS-1000S维氏显微硬度计测试接头的硬度，载荷为0.5 kgf，保载时间为10 s，在焊缝横截面距离上表面1 mm的位置沿着TD方向每间隔0.5 mm测量一组硬度 在CMT5105电子万能试验机上测试试样的室温拉伸性能，拉伸速率为2 mm/min 按照国标GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验》加工室温拉伸试样，试样的总长度为140 mm，厚度为3.5 mm，标距区域的宽度为10 mm，长度为60 mm；每种状态的试样测试3个，取其结果的平均值 试样拉断后，用ZEISS MA10扫描电子显微镜观察断口特征



图1硬度测试和室温拉伸试样的取样示意图

Fig.1Schematic of hardness tests and tensile samples cut from the FSW joint (ED: extrusion direction, TD: transverse direction, ND: normal direction)

将金相试样粗磨、细磨和抛光后用Graff试剂(1 mL HF+16 mL HNO3+3 g CrO3+83 mL H2O)浸蚀，然后在Olympus BX51RF金相显微镜上观察并拍照 将透射电镜试样先预减薄至80~100 μm，然后冲成直径为3 mm的小圆片，再在20%HNO3+80%CH3OH(体积分数）溶液中双喷减薄，使用液氮将温度控制在-20℃以下 在Tecnai G2 F20透射电子显微镜上观察并分析试样中沉淀强化相的特点，加速电压为200 kV

2 实验结果2.1 接头的宏观形貌

由于焊后时效处理对晶粒组织几乎没有影响，作为代表，图2给出了FSW接头的横截面宏观形貌，可见不同位置的晶粒组织有明显的区别 根据晶粒的组织特征，可以区分出前进侧(Advancing side，AS)和后退侧(Retreating side，RS)、母材区(Base metal，BM)、热影响区(Heat affected zone，HAZ)、热机影响区(Thermo-mechanically affected zone，TMAZ)、焊核区(Nugget zone，NZ)及轴肩影响区(Shoulder affected zone，SAZ)的大致位置 轴肩影响区和焊核区的宽度与轴肩和搅拌头的直径接近 热机影响区紧邻焊核区的分界线呈现出弧形特征；热机影响区后退侧比前进侧宽，因为在焊接过程中搅拌头前方的金属在搅拌头旋转作用下被剪切和挤压，部分晶粒随着搅拌头旋转回流至搅拌头后方，并沉积在后退侧[13,14] 热影响区位于母材与热机影响区之间



图2FSW接头横截面的宏观形貌

Fig.2Macroscopic morphology of transverse cross section of FSW joint

图3给出了图2中a~d位置的金相照片 可以看出，母材区在焊接过程中不受机械搅拌和焊接热循环的影响，保留了初始晶粒的组织形貌，大多数晶粒尺寸约为10 μm，少数晶粒尺寸小于5 μm，如图3a所示；热影响区的晶粒组织不均匀，靠近母材区一侧的晶粒尺寸与母材区的区别不大，如图3b所示 但是，靠近热机影响区一侧的晶粒发生了粗化，局部晶粒尺寸达到550 μm，如图2所示 在焊接过程中热影响区虽然没有受到机械搅拌，但是受到焊接热循环的作用 显然这种热作用是不均匀的，靠近热机影响区的热作用较大[15]，导致了晶粒粗化 热机影响区紧邻搅拌头和轴肩，同时受到机械搅拌和焊接热循环的作用，在剧烈的塑性变形和高温下晶粒迅速长大并且变形，与其它区域的晶粒组织有明显的不同 热机影响区前进侧的晶粒沿着搅拌头的边缘拉长成条状，其晶粒长度约为400~600 μm，宽约为30~50 μm，如图3c所示 相比之下，热机影响区后退侧晶粒的变形和粗化程度没有前进侧的明显，但是在一定范围内出现晶粒尺寸差别很大的过渡区，大晶粒的尺寸为100~240 μm，小晶粒的尺寸约为10~15 μm，如图3d所示



图3FSW接头母材区、热影响区和热机影响区的金相照片

Fig.3Optical images of BM、HAZ、TMAZ zone of FSW joint (a) position a in Fig.2, (b) position b in Fig.2, (c) position c in Fig.2, (d) position d in Fig.2

图4给出了图2中e~g三个位置的金相照片 从图4a可见，轴肩影响区顶部的晶粒特别细小，其尺寸约为2.9 μm，细晶层的厚度约为50 μm 焊核区中心位置的晶粒较粗大，且其尺寸差异较大，大晶粒的尺寸约为10.2 μm，小晶粒的尺寸小于5.0 μm，如图4b所示 由图4c可见，焊核区底部的晶粒也很细小，其尺寸约为3.1 μm 其原因是，在焊接过程中焊核区和轴肩影响区受到搅拌头机械搅拌和焊接热循环的作用，原有的晶粒破碎并发生动态再结晶，产生了细小的等轴晶粒[16] 焊接结束后顶部和底部的散热速度比中部的高，中部的晶粒因在较高温度下停留的时间较长而长大，因此中部晶粒比顶部和底部的晶粒尺寸大[17,18]



图4FSW焊接接头焊核区和轴肩影响区的金相照片

Fig.4Optical images of NZ zone and SAZ zone of FSW joint (a) position e in Fig.2, (b) position f in Fig.2, (c) position g in Fig.2

2.2 析出相2.2.1 FSW接头

用电火花线切割在焊接接头母材区、热影响区及焊核区(大致位置如图2中a、b、f对应的位置，其中热机影响区区域太小，难以观察）切取试样进行透射电镜观察 图5给出了不同焊接区域的透射电镜照片和对应的选区衍射花样 可以看出，母材区晶界上有断续分布的η相，晶界附近有明显的无沉淀析出带(Precipitate free zone，PFZ)，如图5a所示 晶内弥散分布着大量的细棒状和椭圆状析出相，尺寸约为5 nm，如图5b所示 图5g给出了对应的选区衍射花样，在1/3<02ˉ2>Al位置观察到细小的衍射光斑，可确定其为7000系铝合金的主要强化相η′(MgZn2)亚稳相[4,19] 热影响区晶界上的η相尺寸及其间距比母材区的大，没有明显的PFZ，如图5c所示；晶内没有观察到η′亚稳相，但是有大量的细小黑色点状物(图5d)，其对应的选区衍射花样如图5h所示 在{1,(2n+1)/4,0}Al位置出现明显的衍射光斑，表明这些点状物为GPI区[4,19] 焊核区晶界上有尺寸较小并且连续分布的η相(图5e)，晶内也有大量的GPI区(图5f) 接头不同区域晶界析出相的尺寸及其间距、PFZ宽度，列于表3



图5FSW接头不同区域的透射电镜照片和对应的选区衍射花样

Fig.5TEM images and SADP of BM zone、HAZ zone and NZ zone of FSW joint (a, b) BM zone, (c, d) HAZ zone, (e, f) NZ zone, (g) Near <110>Al SADP of BM zone, (h) As a representative, <100>Al SADP of HAZ zone is given

Table 3

表3

表3焊接接头不同区域的晶界析出相尺寸、间距和PFZ宽度 (nm)

Table 3Size, spacing of precipitates and PFZ width at the grain boundary of different samples

Samples	FSW joint				FSW joint after ageing
	BM	HAZ	NZ		BM	HAZ	NZ
Size of η phase	55.2±9.2	81.4±13.2	32.1±7.0		58.4±6.1	79.9±11.7	36.7±8.3
Interparticle spacing	79.3±11.2	236.3±22.4	-		84.5±7.8	223.9±30.6	-
PFZ width	42.3±2.7	-	-		43.7±4.3	37.4±4.1	36.5±3.1

2.2.2 AG-FSW接头

对于时效后的接头，母材区晶界上η相的尺寸、间距及PFZ的宽度较时效前稍有增加，具体数据列于表3 仍可观察到晶粒内部大量细小弥散的η′亚稳相，其形貌和时效前变化不大(图6a，b) 在时效后热影响区和焊核区的晶界附近都出现了明显的PFZ(图6c，e)；在晶内生成了细小的沉淀相(图6d，f)，其对应的选区衍射花样如图6g所示，可以明显观察到η′亚稳相的衍射光斑，说明热影响区和焊核区的GPI区时效后转变成了η′亚稳相 时效后，母材区、热影响区和焊核区的η′亚稳相尺寸相差不大，都约为5 nm



图6AG-FSW接头不同区域的透射电镜照片和对应的选区衍射花样

Fig.6TEM images and SADP of BM zone、HAZ zone and NZ zone of AG-FSW joint (a, b) BM zone; (c, d) HAZ; zone; (e, f) NZ zone; (g) As a representative, near <110>Al SADP of NZ zone is given

2.3 力学性能

图7给出了FSW接头和AG-FSW接头横截面的维氏硬度曲线，图中白色虚线表示硬度测试的位置 FSW接头的硬度曲线大致呈现为“W”形，形状近似对称 母材区的硬度最大，约为157.8HV，硬度从热影响区开始下降，其中前进侧热影响区的硬度持续下降，在热机影响区硬度值仅为113.8HV；后退侧热影响区的硬度从156HV下降至124HV左右，随后在124HV附近波动 在后退侧热影响区向热机影响区过渡的位置，硬度仅为108.5HV，在整个接头中其硬度最低 从热机影响区向焊核区过渡，硬度迅速增大；焊核区的硬度分布为122.4~128.5HV，大约为母材的78%



图7焊接接头的硬度曲线

Fig.7Hardness profiles of FSW and AG-FSW joint

时效后AG-FSW接头中母材区的硬度变化不大，但是其他区域的硬度显著增大，只有少数位置的硬度波动较大，整体上大致为“一”形 与FSW接头相比，热机影响区的硬度增大最显著，硬度分布在156.7~162.6HV，上升率约为49% 焊核区的硬度分布在157.5~161.5HV，上升率约为32%

表4给出了母材和焊接接头的室温拉伸性能 可以看出，母材的屈服强度和抗拉强度分别为476.0 MPa和507.7 MPa 焊接后FSW接头的屈服强度和抗拉强度明显降低，分别降至289.5 MPa和406.5 MPa，焊接系数分别为0.61和0.80，伸长率也由9.0%下降至6.2% AG-FSW接头的屈服强度和抗拉强度分别为457.2 MPa和490.0 MPa，焊接系数均为0.96，与FSW接头的强度相比有显著的提高，相对母材的强度仅损失4% 但是伸长率只有2.5%，相比FSW接头大幅度降低

Table 4

表4

表4母材和焊接接头的室温拉伸性能

Table 4Tensile properties of BM and FSW joint at room temperature

Samples	Rp0.2/MPa	Rm/MPa	A/%	Rp0.2 efficiency	Rm efficiency	A efficiency	Fracture location
BM	476.0±3.5	507.7±4.2	9.0±1.1	-	-	-	-
FSW joint	289.5±6.2	406.5±5.8	6.2±0.6	0.61	0.80	0.69	HAZ/TMAZ
AG-FSW joint	457.2±8.4	490.0±5.1	2.5±0.8	0.96	0.96	0.28	NZ

图8给出了焊接接头断裂后的金相照片 FSW接头的断裂发生在后退侧的热影响区向热机影响区过渡的位置附近，如图8a所示 这与图7中FSW接头硬度最低的位置相对应，说明此处是整个FSW接头最薄弱的 AG-FSW接头的断裂发生在焊核区的中间位置，如图8b所示 由于剪切应力的作用，两种焊接接头的断裂形貌呈现为“z”型和“v”型[7]，与拉应力的方向成不同的夹角 FSW接头在整个焊接区域发生了比较均匀的颈缩，而AG-FSW接头仅在焊核区附近发生明显的颈缩



图8室温拉伸后接头断口的金相照片

Fig.8Optical images of fracture surface of FSW joint after tensile test (a) FSW joint, (b) AG-FSW joint

图9给出了室温拉伸试样断口的照片 FSW接头的断裂面上有大量的韧窝，是典型的穿晶断裂特征 在部分韧窝底部有粗大的第二相粒子，EDS能谱分析结果表明这些第二相粒子主要含Al、Zn、Mg、Fe元素，是固溶过程中未能溶解的含Fe杂质相，如图9a所示 在AG-FSW接头的断口上韧窝数量明显比FSW接头的少，沿晶裂纹数量明显增加，断口表面呈现典型的冰糖状，其大小与焊核区的晶粒尺寸相近(图4)，表明拉伸的断裂方式主要是沿晶断裂



图9室温拉伸后接头断口的扫描电镜照片

Fig.9SEM images of fracture surface of FSW joint after tensile test (a) FSW joint, (b) AG-FSW joint

3 讨论

7000系铝合金是时效强化铝合金，其时效析出序列为[20]:SSSS(过饱和固溶体)→GP区→η′亚稳相(MgZn2)→η相(MgZn2)，主要强化相η′亚稳相的体积分数越大，合金的硬度和强度越高 在搅拌摩擦焊接过程中焊核区和热机影响区的最高温度能分别达到480℃以上、400℃以上，热影响区的温度范围为100~360℃[14,21] 因此，在焊接过程中接头不同区域受到的焊接热循环不同，对接头微观组织的影响也不同，使其硬度不同 FSW接头的硬度从母材区到焊核区呈现先降低后上升的趋势 焊接后热影响区晶内原有的η′亚稳相粗化或者溶解[15,22]，使硬度降低；热机影响区和焊核区的温度更高，晶内η′亚稳相粗化或溶解的更多 同时，热影响区与热机影响区过渡位置的晶粒粗化，晶界强化效果变差，因此硬度迅速降至最低 在室温拉伸过程中，由于热影响区与热机影响区过渡位置的强化相少，容易发生位错滑移产生塑性变形 随着应变的增大位错在粗大第二相和晶界上塞积，产生应变集中进而形成裂纹源，产生微孔洞；同时，晶界附近因没有明显的PFZ变形而较为均匀，因此裂纹容易向晶内扩展而发生穿晶断裂[23]

与FSW接头相比，AG-FSW接头的硬度明显提高且分布更均匀 从AG-FSW接头透射电镜照片(图6)可见，母材区的析出相仍为η′亚稳相，密度和尺寸与时效前相比变化不大 在焊后时效过程中热影响区和焊核区重新析出大量的η′亚稳相，使其硬度和强度大幅度提高 同理，在热机影响区也生成了大量的η′亚稳相[24]，使其硬度和强度提高 在PFZ中没有η′亚稳强化相，比基体更软，在塑性变形时位错容易在其中堆积产生应变集中[23]，进而在晶界η相与基体的界面处形成微孔洞，并出现沿晶裂纹直至材料断裂 AG-FSW接头各区域的PFZ比FSW接头更宽，更容易产生沿晶裂纹，使其伸长率降低(表4) AG-FSW接头各区域的晶界上都有PFZ，但是焊核区的晶粒非常细小，晶界更多，PFZ的体积分数比其它区域高 同时，焊核区晶界上的η相更连续，拉伸时裂纹更容易沿着连续的η相形成的微孔洞之间扩展，形成沿晶裂纹 因此，AG-FSW接头的室温拉伸断裂位置发生在焊核区

4 结论

(1) 7046铝合金FSW接头的硬度分布大致呈“W”形，硬度的最低值出现在后退侧热影响区向热机影响区过渡的位置；焊后时效处理后接头热影响区、热机影响区和焊核区的硬度都提高，母材区的硬度变化不大，硬度分布大致呈“一”形

(2) 7046铝合金的AG-FSW接头的强度比FSW接头的高，但是伸长率低 拉伸时FSW接头断裂在后退侧热影响区向热机影响区过渡的位置，即硬度的最低处，断裂面上有大量的韧窝；AG-FSW接头断裂在焊核区，断裂面上有大量沿晶裂纹

(3) 7046铝合金FSW接头的热影响区和热机影响区的晶粒明显长大，晶界上有断续的η相，轴肩影响区和焊核区的晶粒细小，晶界上有连续的η相，这些区域中的强化相主要是GPI区 时效后这些区域的晶粒组织基本上没有变化，但是晶粒内生成了大量的η′亚稳相，使接头的硬度和强度提高，在晶界附近形成了PFZ

参考文献

View Option 原文顺序文献年度倒序文中引用次数倒序被引期刊影响因子

[1]

Dursun T, Soutis C.

Recent developments in advanced aircraft aluminium alloys

[J]. Mater. Des. (1980-2015), 2014, 56: 862

[本文引用: 1]

[2]

Song Y B, Li L, Lv J M, et al.

Research status and perspective of 7xxx series aluminum alloys welding

[J]. Chin. J. Nonferrous. Met., 2018, 28: 492

[本文引用: 1]

宋友宝, 李龙, 吕金明等.

7xxx系铝合金焊接研究现状与展望

[J]. 中国有色金属学报, 2018, 28: 492

[本文引用: 1]

[3]

Zeng M X, Lin Z M, Li W T, et al.

Property of Al-Zn-Mg-(Cu) alloy after linear heating aging treatment

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2015, 29: 235

[本文引用: 1]

曾苗霞, 林阵铭, 李文涛等.

Al-Zn-Mg-(Cu)合金线性升温时效后的性能

[J]. 材料研究学报, 2015, 29: 235

[本文引用: 1]

[4]

Lin H Q, Wu Y L, Liu S D.

Impact of initial temper of base metal on microstructure and mechanical properties of friction stir welded AA 7055 alloy

[J]. Mater. Charact., 2018, 146: 159

[本文引用: 4]

[5]

Zhang Z, Zhang H W.

Effect of process parameters on quality of friction stir welds

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2006, 20: 504

[本文引用: 1]

张昭, 张洪武.

焊接参数对搅拌摩擦焊接质量的影响

[J]. 材料研究学报, 2006, 20: 504

[本文引用: 1]

[6]

Hao H L, Ni D R, Huang H, et al.

Effect of welding parameters on microstructure and mechanical properties of friction stir welded Al-Mg-Er alloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2013, 559: 889

[本文引用: 1]

[7]

Lin H Q, Wu Y L, Liu S D, et al.

Effect of cooling conditions on microstructure and mechanical properties of friction stir welded 7055 aluminium alloy joints

[J]. Mater. Charact., 2018, 141: 74

[本文引用: 2]

[8]

Wang X J, Sun G P, Zhang J, et al.

Effects of heat treatment after welding on friction stir welding joints of high-strength aluminum alloy

[J]. Chin. J. Nonferrous. Met., 2009, 19: 484

[本文引用: 2]

王希靖, 孙桂苹, 张杰等.

焊后热处理对高强铝合金搅拌摩擦焊接头的影响

[J]. 中国有色金属学报, 2009, 19: 484

[本文引用: 2]

[9]

Hao Y X, Wang W, Xu R Q, et al.

Effect of post weld heat treatment on microstructure and mechanical properties of submerged friction stir welded 7A04 aluminum alloy

[J]. J. Mater. Eng., 2016, 44(6): 70

[本文引用: 1]

郝亚鑫, 王 文, 徐瑞琦等.

焊后热处理对7A04铝合金水下搅拌摩擦焊接接头组织性能的影响

[J]. 材料工程, 2016, 44(6): 70

[本文引用: 1]

[10]

Kumar P V, Reddy G M, Rao K S.

Microstructure, mechanical and corrosion behavior of high strength AA7075 aluminium alloy friction stir welds-Effect of post weld heat treatment

[J]. Def. Technol., 2015, 11: 362

[本文引用: 1]

[11]

Sharma C, Dwivedi D K, Kumar P.

Effect of post weld heat treatments on microstructure and mechanical properties of friction stir welded joints of Al-Zn-Mg alloy AA7039

[J]. Mater. Des., 2013, 43: 134

[本文引用: 2]

[12]

Wang Z T, Zhang X H.

Aluminum alloy for automobile usage

[J]. Light Alloy Fabrication Technol., 2011, 39(2): 1

[本文引用: 1]

王祝堂, 张新华.

汽车用铝合金

[J]. 轻合金加工技术, 2011, 39(2): 1

[本文引用: 1]

[13]

Wu Y L, Zheng Y, Liu S D, et al.

Microstructure and mechanical properties of 7055 Al alloy sheet friction stir welded joint

[J]. J. Cent. South Univ. (Sci. Technol.), 2015, 46: 2426

[本文引用: 1]

吴豫陇, 郑英, 刘胜胆等.

7055铝合金板材搅拌摩擦焊接头的组织与力学性能

[J]. 中南大学学报(自然科学版), 2015, 46: 2426

[本文引用: 1]

[14]

Nandan R, Roy G G, Lienert T J, et al.

Three-dimensional heat and material flow during friction stir welding of mild steel

[J]. Acta Mater., 2007, 55: 883

[本文引用: 2]

[15]

Kang J, Feng Z C, Frankel G S, et al.

Friction stir welding of Al alloy 2219-T8: part I-evolution of precipitates and formation of abnormal Al2Cu agglomerates

[J]. Metall. Mater. Trans., 2016, 47A: 4553

[本文引用: 2]

[16]

Ni D R, Chen D L, Yang J, et al.

Low cycle fatigue properties of friction stir welded joints of a semi-solid processed AZ91D magnesium alloy

[J]. Mater. Des., 2014, 56: 1

[本文引用: 1]

[17]

Xu W F, Liu J H, Luan G H, et al.

Temperature evolution, microstructure and mechanical properties of friction stir welded thick 2219-O aluminum alloy joints

[J]. Mater. Des., 2009, 30: 1886

[本文引用: 1]

[18]

Li T Y, Chen F R, Zhang Z H.

Research on microstructure and properties of 8mm 7A52 aluminium alloy by FSW

[J]. Hot Working Technol., 2016, 45(17): 50

[本文引用: 1]

李泰岩, 陈芙蓉, 张志函.

8mm厚7A52铝合金搅拌摩擦焊组织及性能分析

[J]. 热加工工艺, 2016, 45(17): 50

[本文引用: 1]

[19]

Yang M, Li C B, Liu S D, et al.

Effect of artificial aging on microstructure and mechanical properties of friction stir welded joint of 7003/7046 Al-alloys

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2020, 34: 495

[本文引用: 2]

杨梦, 李承波, 刘胜胆等.

人工时效对7003/7046铝合金搅拌摩擦焊接头组织和力学性能的影响

[J]. 材料研究学报, 2020, 34: 495

[本文引用: 2]

[20]

Liu S D, Li C B, Han S Q, et al.

Effect of natural aging on quench-induced inhomogeneity of microstructure and hardness in high strength 7055 aluminum alloy

[J]. J. Alloys Compd., 2015, 625: 34

[本文引用: 1]

[21]

Frigaard ?, Grong ?, Midling O T.

A process model for friction stir welding of age hardening aluminum alloys

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2001, 32: 1189

[本文引用: 1]

[22]

Kumar M, Poletti C, Degischer H P.

Precipitation kinetics in warm forming of AW-7020 alloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2013, 561: 362

[本文引用: 1]

[23]

Ogura T, Hirose A, Sato T.

Effect of PFZ and grain boundary precipitate on mechanical properties and fracture morphologies in Al-Zn-Mg(Ag) alloys

[J]. Mater. Sci. Forum, 2010, 638-642: 297

[本文引用: 2]

[24]

Ren S R, Ma Z Y, Chen L Q.

Effect of initial butt surface on tensile properties and fracture behavior of friction stir welded Al-Zn-Mg-Cu alloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2008, 479: 293

[本文引用: 1]

Recent developments in advanced aircraft aluminium alloys

1

1980-2015