焊后熱處理對Al-Zn-Mg合金焊接接頭組織與性能的影響

杜春平，王培吉

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焊后熱處理對Al-Zn-Mg合金焊接接頭組織與性能的影響

杜春平1，王培吉2, 3

(1. 桂林航天工業(yè)學院 實踐教學部，桂林 541004；2. 中南大學 粉末冶金研究院，長沙 410083；3. 成都京東方光電科技有限公司，成都 611731)

采用金相、硬度、電導率、剝落腐蝕、電化學腐蝕以及透射電鏡(TEM)觀察等分析測試方法研究焊后熱處理對Al-Zn-Mg合金組織與性能的影響。結果表明：Al-Zn-Mg合金焊接接頭固溶區(qū)的硬度和耐腐蝕性能隨焊后熱處理時效時間的延長和溫度的提高而提升。自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)和自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)兩種焊后熱處理工藝較佳：經(jīng)自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)處理后，合金固溶區(qū)最大硬度由82.5HV提高至123HV，最大電導率由34%IACS提高至35.8%IACS，剝蝕等級提升至EA；經(jīng)自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)處理后，合金固溶區(qū)最大硬度提高至110HV，最大電導率至34.7%IACS，剝蝕等級提升至。合金焊接接頭固溶區(qū)硬度與耐腐蝕性能提升的主要原因是焊后時效熱處理促進焊接固溶區(qū)晶內析出相粗化，彌散分布，且晶界析出相呈不連續(xù)分布狀。

Al-Zn-Mg合金；焊后熱處理；時效；硬度；腐蝕性能

Al-Zn-Mg合金屬于中高強可焊鋁合金，具有優(yōu)異的比強度、熱加工性及可焊性，是航空航天、高鐵動車及車輛等領域的主要結構材料[1?3]。然而，在焊接熱循環(huán)作用下，由于較大的熱輸入影響，該類合金在焊接過程中易出現(xiàn)焊接接頭軟化和耐蝕性較差等問題，給應用帶來諸多安全隱患。近年來，人們已經(jīng)做了大量的研究工作來認識和提高Al-Zn-Mg合金的焊接接頭性能。

彭小燕等[4]研究了7020鋁合金MIG焊焊接接頭的組織與性能，研究結果表明由于焊接熱傳導的作用，合金焊接接頭組織與性能各異，具體可劃分為焊縫區(qū)(Weld zone, WZ)、熔合區(qū)(Fusion zone, FZ)、熱影響區(qū)(Heat affected zone, HAZ)和基材區(qū)(Base material, BM)。焊接接頭的焊縫區(qū)為樹枝狀鑄造組織；熔合區(qū)靠近焊縫一側為柱狀晶，靠近熱影響區(qū)一側為細小的等軸晶組織；熱影響區(qū)為發(fā)生了部分再結晶的纖維組織；基材為明顯的纖維組織。另外，研究結果發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)的析出強化相′(MgZn2)相粗化導致熱影響區(qū)強度出現(xiàn)軟化。FU等[5]對Al-Zn-Mg?合金GMA焊接的焊件熱影響區(qū)進行了研究，研究指出熱影響區(qū)主要分為固溶區(qū)(Solid solution zone, SSZ)和過時效區(qū)(Overaging zone, OZ)。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)。固溶區(qū)晶界析出相呈鏈狀連續(xù)分布，耐蝕性較差；過時效區(qū)晶內強化析出相粗化，造成強度降低，故也稱軟化區(qū)。

為改善焊接接頭的性能，近年來，國內外學者進行了大量的研究，發(fā)展了超聲沖擊、焊后熱處理及振動等方式改善焊接接頭性能。ROY等[6]和HUO等[7]研究超聲沖擊對焊接接頭性能的影響，結果表明超聲沖擊可以降低焊趾處的應力集中、減小焊接件殘余應力，接頭的疲勞強度也得到大幅提高。WU等[8]研究7005鋁合金焊后時效熱處理對焊接接頭力學性能和抗應力腐蝕性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)經(jīng)T73和RRA時效處理后的焊縫及熱影響區(qū)強度和抗應力腐蝕性能均得到提升。KLUKEN等[9]研究7030和7108鋁合金擠壓件的MIG焊接接頭性質，指出焊件經(jīng)人工時效后的強度比自然時效的高。根據(jù)LORIMER等[10]的研究結果可知，7000系鋁合金先經(jīng)低溫時效(如自然時效)，再經(jīng)人工時效，將有利于GP區(qū)的穩(wěn)定化及向′和相轉變。因此，本文作者研究先經(jīng)短暫和長時自然時效，再經(jīng)不同人工時效探究提高Al-Zn-Mg合金焊接接頭組織與性能的最佳后處理工藝。

1 實驗

自制合金試樣，其名義成分為Al-6.03Zn-0.92Mg- 0.02Cu-0.13Zr-0.19Mn-0.08Cr-0.03Ti-0.05Si-0.09Fe(質量分數(shù)，%)。實驗所用原料為高純鋁(99.9%)、高純鎂(99.9%)、高純鈰(99.9%)和高純鋅(99%)，及其他中間合金(Al-5.1Zr、Al-49.8Cu、Al-4.05Cr、Al-14.55Mn、Al-5.1Ti)。熔鑄溫度保持在750~800 ℃，經(jīng)C2Cl6精煉除氣扒渣，熔體在720~760 ℃澆鑄成100 mm的圓柱體鑄錠。

對鑄錠采用兩級均勻化制度，即先在420 ℃的溫度下保溫4 h，然后升溫到465 ℃保溫24 h，空冷。隨后置于500 t壓機上進行熱擠壓，其參數(shù)為擠壓時鑄錠和模具預熱到450~460 ℃、擠壓筒直徑為90 mm、擠壓比為11，適當控制擠壓速率以保證組織變形的均勻性。

擠壓后的合金采用隨爐升溫固溶處理制度進行固溶。首先在室溫下經(jīng)1 h快速升溫至450 ℃，再以0.7 ℃/min慢速升溫至470 ℃保溫1 h后，立即淬入室溫水中，淬火轉移速度不超過5 s。固溶處理后的樣品再進行雙級時效((105 ℃, 5 h)+(155 ℃, 6 h))。

試樣采用鎢極氬弧焊(TIG)進行焊接，焊接電流為300 A，焊接前先對試樣進行機械刮削，以消除表面雜質。對焊后試樣進行時效熱處理，具體時效制度如表1所列。

合金經(jīng)過粗磨、精磨和拋光后經(jīng)鉻酸腐蝕試劑(此鉻酸腐蝕劑由3 g Cr2O3+1 mL HF+16 mL HNO3+83 mL H2O制成)腐蝕后制得金相試樣，腐蝕后的試樣在德國萊卡DM4000M智能型顯微鏡下觀察合金的金相組織。

表1 Al-Zn-Mg合金焊接接頭焊后熱處理工藝

合金經(jīng)過粗磨、精磨、拋光和超聲清洗后分別在7501A渦流導電儀和HV?50型維氏硬度計上分別測試試樣的電導率和硬度。測試電導率之前需對導電儀進行校準，探測儀表面需與合金表面平行接觸。

剝落腐蝕實驗按照HB 5455?90[11]標準在室溫下進行。剝落腐蝕溶液為234 g/L NaCl+50 g/L KNO3+6.5 mL/L HNO3，保證腐蝕溶液體積與剝蝕面面積之比為30 mL/cm2，腐蝕時間為48 h，對照HB 5455?90標準對腐蝕試樣進行評級。

電化學腐蝕實驗采用上海辰華CHI 660C電化學工作站進行，合金的電化學測試采取三電極體系：飽和甘汞電極(SCE)作為參比電極，鉑電極作為輔助電極，合金本身作為研究電極。測試面選取S?L面，腐蝕面積為1 cm2，腐蝕溶液為3.5%NaCl(質量分數(shù))溶液，實驗在常溫下進行。

合金采用雙噴電解法(電解液為體積比1:3的硝酸、甲醇混合溶液，電壓20 V，溫度約為?25 ℃)制備透射電鏡試樣，用TECNAIG220透射電鏡觀察合金焊接接頭固溶區(qū)的微觀組織與析出相分布形態(tài)。

2 結果與分析

2.1 Al-Zn-Mg合金焊接接頭的顯微組織

圖1所示為Al-Zn-Mg合金焊接接頭的顯微組織。由圖1可知，基材區(qū)除表層再結晶外，內部晶粒細小且沿擠壓方向呈纖維狀加工組織(見圖1(c))。經(jīng)過多次調整成分后發(fā)現(xiàn)，表層出現(xiàn)再結晶的原因是Zr含量偏低，導致在擠壓過程中抑制動態(tài)回復所造成的再結晶能力減弱，故本研究中的內容和目的與表層再結晶無相關性。熔合區(qū)(見圖1(a))是焊絲與基體金屬形成的一種交混合金，即靠近焊縫區(qū)一側為沿熱散方向以聯(lián)生結晶形式[12?13]形成的柱狀晶；而靠近基材區(qū)的一側為細小的等軸晶組織。根據(jù)焊接過程中熔池溫度場的分布特征可知，熔池邊沿的溫度略高于基材的熔點，而且存在一層運動速度較低的附面層，在該附面層中，大量的Al3(Zr,Ti)質點易成為(Al)的非均質形核核心，促進細小等軸晶的形成，這在文獻[14?15]中已得到證實。在熱影響區(qū)域(見圖1(b))，靠近熔合區(qū)的部分晶粒受焊接熱的影響也出現(xiàn)部分長大現(xiàn)象，但晶粒依然沿擠壓方向保持著纖維條狀。

圖1 Al-Zn-Mg合金焊接接頭的顯微組織

2.2 焊后熱處理對Al-Zn-Mg合金焊接接頭硬度的影響

圖2所示為Al-Zn-Mg合金焊接接頭不同熱處理后的硬度分布曲線。由圖2可知，熔合區(qū)合金硬度隨著離焊縫中心距離的增加而逐漸增大。合金在固溶區(qū)的硬度會隨著時效時間的延長而逐漸下降；合金在過時效區(qū)的硬度明顯低于在基材區(qū)的，該區(qū)域的硬度值隨著離基材區(qū)的距離越近而逐漸增加，最后接近基材區(qū)的硬度值，且后期的時效工藝對該區(qū)域的硬度變化影響不大。基材區(qū)的硬度值幾乎無變化，在圖上近似一條平穩(wěn)的直線。圖2(a)所示為不同自然時效的合金焊接接頭的硬度分布曲線。在固溶區(qū)域，合金的硬度隨著室溫自然時效時間的延長而增加，硬度逐漸達到基材區(qū)的硬度值。因此，從圖2(a)可知，合金的焊接接頭力學性能可通過時效工藝進一步改善。此外，合金在自然時效4 d時的硬度上升速率最快，4 d后的硬度上升速率較緩慢。由圖2(b)可知，先經(jīng)自然時效4 d再經(jīng)130 ℃人工時效不同時間處理對合金焊接接頭的硬度影響很大。合金焊接接頭(特別是熔合區(qū)和固溶區(qū))的硬度隨著時間的延長而增加，自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)時效處理工藝對合金焊接接頭的硬度提升最大，熱影響區(qū)的最大硬度達到123HV，大于基材硬度(113HV)，并且基材的硬度也略微提高。故自然時效 4 d+(130 ℃, 24 h)為自然時效4 d+130 ℃人工時效不同時間后處理工藝的最佳工藝制度。圖2(c)所示為自然時效4 d+不同溫度時效2 h后處理的合金焊接接頭的硬度分布曲線。合金焊接接頭的硬度隨著時效溫度的升高而升高，自然時效4 d+(165 ℃, 2 h)人工時效后處理工藝的硬度值增長最快，硬度值最大達到112HV，與基材硬度相當，基材區(qū)硬度無明顯變化。圖2(d)所示為自然時效150 d+不同溫度或不同時間人工時效后處理合金焊接接頭的硬度曲線圖。自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)處理的合金熱影響區(qū)硬度與自然時效150 d處理的相當，但基材區(qū)的硬度值顯著大于自然時效150 d處理的合金硬度值。其他時效處理工藝都會顯著降低合金熱影響區(qū)的硬度。顯然，由圖2可知，自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)人工時效對Al-Zn-Mg合金焊接接頭的硬度提升最大。

2.3 焊后熱處理對Al-Zn-Mg合金焊接接頭電導率的影響

圖3所示為Al-Zn-Mg合金焊接接頭不同熱處理的電導率分布曲線。由圖3(a)可知，接頭固溶區(qū)的電導率隨自然時效的延長而降低，這與WATERLOO等[16]的研究結果是一致的。過時效區(qū)和基材區(qū)的電導率變化不大。圖3(b)所示為自然時效4 d+130 ℃時效不同時間處理的合金焊接接頭的電導率分布曲線。在熔合區(qū)和熱影響區(qū)，合金的電導率隨人工時效時間的延長而增加。其中，自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)的電導率增長速率最快，電導率最大值為36.7%IACS。而基材穩(wěn)定區(qū)的電導率幾乎無變化。由圖3(c)可知，人工時效會顯著地提高熔合區(qū)和熱影響區(qū)的電導率，但提高的幅度與時效溫度影響不大，電導率最大值為36.5%IACS?；姆€(wěn)定區(qū)的電導率依然不隨人工時效而變化。圖3(d)所示為自然時效150 d+人工時效處理的合金焊接接頭的電導率分布曲線。自然時效150 d+(120 ℃, 2 h)和自然時效150 d+(180 ℃, 0.5 h)的時效處理工藝對合金熱影響區(qū)的電導率提升較顯著。自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)對合金基材區(qū)的電導率提升較大，最大值為35.5%IACS。因此，由圖3可知，自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)人工時效處理對合金焊接接頭的電導率提升速率最快，電導率值最大。

圖2 Al-Zn-Mg合金焊接接頭經(jīng)不同熱處理后的硬度分布

圖3 Al-Zn-Mg合金焊接接頭經(jīng)不同熱處理后的電導率分布

2.4 焊后熱處理對Al-Zn-Mg合金焊接接頭剝落腐蝕性能的影響

圖4所示為Al-Zn-Mg合金焊接接頭經(jīng)不同熱處理后浸泡48 h的剝落腐蝕表面形貌圖。由圖4(a)~(c) 可知，合金的抗剝落腐蝕性能隨短時自然時效4 d+ 130 ℃人工時效處理時間的延長而提高。自然時效 4 d+(130 ℃, 6 h)和自然時效4 d+(130 ℃, 10 h)后的合金固溶區(qū)都出現(xiàn)嚴重的剝層現(xiàn)象，剝蝕明顯擴展到金屬內部。過時效區(qū)依然保留金屬光澤，基材區(qū)出現(xiàn)部分點蝕現(xiàn)象。自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)處理后的合金固溶區(qū)表面出現(xiàn)少量鼓泡開裂，有輕微的剝層，過時效區(qū)依然保留光亮的金屬光澤，基材區(qū)表面只出現(xiàn)變色，但未出現(xiàn)點蝕現(xiàn)象。由圖4(d)~(g)可知，短暫自然時效4 d+不同溫度時效處理2 h后的合金固溶區(qū)都出現(xiàn)較嚴重的剝層現(xiàn)象，剝蝕擴展到較深的金屬內部。過時效區(qū)依然保持光亮的金屬光澤?；膮^(qū)未出現(xiàn)點蝕現(xiàn)象。由于長時自然時效后，只有150 ℃再熱處理的制度使得合金接頭硬度得以保持，故剝落腐蝕實驗只選取長時自然時效150 d+150 ℃時效不同時間的處理工藝制度。顯然，自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)處理的合金焊接接頭區(qū)域只出現(xiàn)變色，局部地方出現(xiàn)輕微的點蝕坑，合金的抗剝落腐蝕性能明顯提高。現(xiàn)將不同焊后熱處理Al-Zn-Mg合金焊接接頭的剝蝕等級列于表2中。其中，剝蝕評級代號：N為試樣表面允許變色或腐蝕，但沒有點蝕和剝蝕的跡象；P為點蝕，不連續(xù)的腐蝕點，在點的邊緣可能有輕微鼓起；EA為表面少量鼓泡裂開，有輕微的剝層；EB為明顯的分層并擴展到金屬內部；EC為剝蝕擴展到較深的金屬內部；ED為剝蝕擴展到比EC更深的金屬內部，并伴有大量的金屬層剝落。由圖4和表2可知，自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)處理的合金焊接接頭抗剝落腐蝕性能最好，其次為自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)處理后的合金。

圖4 Al-Zn-Mg合金焊接接頭經(jīng)不同熱處理后剝落的腐蝕表面形貌

2.5 焊后熱處理對Al-Zn-Mg合金焊接接頭電化學腐蝕的影響

由上述剝落腐蝕實驗可知，合金焊接接頭耐腐蝕性較差的區(qū)域為固溶區(qū)，故電化學腐蝕實驗選取不同焊后熱處理合金的固溶區(qū)進行測試。圖5所示為不同焊后熱處理的合金固溶區(qū)在3.5%NaCl(質量分數(shù))溶液中的循環(huán)極化曲線。實驗從陰極起掃，到達陽極掃描終止電位后繼續(xù)回掃，出現(xiàn)了滯后回路，表明該焊接后的合金固溶區(qū)對局部腐蝕較敏感[17]。通過CHI660C電化學工作軟件對循環(huán)極化曲線進行特殊分析可獲得如表3中的實驗參數(shù)。由圖5(a)和表3可知，短時自然時效4 d+130 ℃時效不同時間處理工藝制度后的合金自腐蝕電流密度(corr)隨著處理時間的延長而減小，單位面積上的線性極化電阻(corr)隨著處理時間的延長而增大，表明處理時間越長合金的耐腐蝕性能越好。其次，自腐蝕電位和保護電位之差(corr?rep)是評價局部腐蝕發(fā)展程度的重要判據(jù)，在局部腐蝕發(fā)展初期，該值越大，局部腐蝕發(fā)展程度越大[18]。顯然，在自然時效4 d+130 ℃處理不同時間的工藝制度中，合金的固溶區(qū)局部腐蝕發(fā)展程度隨處理時間的延長而減小。由圖5(b)和表3可知，在自然時效4 d+不同溫度時效2 h的處理工藝制度中，自腐蝕電流密度(corr)隨著處理溫度的升高而減小，線性極化電阻(corr)隨著處理溫度的升高而增大，表明相同時間下處理溫度越高耐腐蝕性越好。自然時效4 d+(165 ℃, 2 h)工藝處理后的合金固溶區(qū)局部腐蝕發(fā)展程度最小。

表2 不同后熱處理焊接接頭的剝落腐蝕性能

圖5 不同焊后熱處理的合金固溶區(qū)的循環(huán)極化曲線

表3 不同焊后熱處理Al-Zn-Mg接頭在3.5% NaCl溶液中的循環(huán)極化曲線參數(shù)

圖6所示為幾種較優(yōu)焊后熱處理制度的合金固溶區(qū)電化學循環(huán)極化曲線。由圖6和表3可知，自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)工藝處理后的合金自腐蝕電流密度(corr)最小，合金的耐腐蝕性最好。不同焊后熱處理制度對合金固溶區(qū)耐腐蝕性大小順序依次為自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)、自然時效4 d+(165 ℃, 2 h)、自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)、自然時效150 d。

3 討論

合金焊接接頭各區(qū)域因受熱溫度不同導致各區(qū)域的性能也不盡相同。由前面的實驗數(shù)據(jù)知熱影響區(qū)(固溶區(qū)和過時效區(qū))組織和性能波動最大，故僅對此區(qū)域組織和性能進行分析和討論。

圖6 較優(yōu)熱處理接頭固溶區(qū)的循環(huán)極化曲線

固溶區(qū)的溫度較高，原有析出相基本固溶到鋁基體中，導致合金第二相強化作用減弱，使得合金硬度與強度降低。隨著離焊縫區(qū)域的距離逐漸增加，合金受熱影響的作用逐漸減小，故合金的過時效區(qū)硬度呈逐漸增加趨勢，直至基材的硬度值。為了改善焊接接頭性能，本文作者采用自然時效+人工時效熱處理工藝處理，以促進合金中原子簇團的脫溶和第二相的析出，即隨時效時間延長，合金內部發(fā)生轉變：(過飽和固溶體)→GP區(qū)→亞穩(wěn)相′(MgZn2)→平衡相(MgZn2)，使基體對電子的散射作用減弱，電導率自然增加。合金在過時效狀態(tài)，晶內和晶界析出的相顯著粗化，晶界上的相呈不連續(xù)顆粒狀，PFZ也明顯變寬。固溶區(qū)晶界析出相呈鏈狀連續(xù)分布，易成為連續(xù)陽極溶解的腐蝕通道。因此，焊接后熱影響區(qū)中的過時效區(qū)合金的耐蝕性更好，固溶區(qū)的耐腐蝕性能較差。

圖7所示為不同焊后熱處理接頭固溶區(qū)沿á112?方向的TEM像。由圖7(a)可知，合金接頭經(jīng)自然時效150 d后，晶內析出相以GP區(qū)強化為主，晶界析出相呈連續(xù)鏈狀分布，故合金在腐蝕過程中，晶界上連續(xù)的析出相易成為陽極腐蝕通道，腐蝕敏感性較高。圖7(b)所示為焊后自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)處理的合金TEM像。合金晶內析出強化相以′(MgZn2)相為主，顆粒細小且分布彌散，彌散強化效果較好，故接頭硬度較高；晶界析出相分布均勻且呈斷續(xù)分布，PFZ分布較寬，故接頭耐腐蝕性能提高。圖7(c)所示為接頭焊后自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)處理的TEM像。合金晶內析出相均勻彌散分布，且部分已粗化，故合金接頭固溶區(qū)硬度影響不大，但隨著時效時間的延長，析出相粗化會更明顯，合金接頭硬度會顯著降低；晶界析出相細小且呈斷續(xù)分布，故合金耐腐蝕性能較好。這與經(jīng)不同焊后熱處理接頭的硬度分布、電導率分布、剝落腐蝕實驗及電化學腐蝕實驗的結果是一致的。

圖7 焊后熱處理的合金焊接接頭固溶區(qū)的TEM像

4 結論

1) Al-Zn-Mg合金焊接接頭經(jīng)過自然時效4 d再人工時效處理，合金的焊接接頭固溶區(qū)硬度和耐腐蝕性能隨時效時間的延長和溫度的提高而提升。其中，自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)處理制度對合金焊接接頭固溶區(qū)性能提升最為顯著，固溶區(qū)最高硬度和電導率分別可達123HV和36.7%IACS，抗腐蝕性能也最佳。

2) Al-Zn-Mg合金焊接接頭經(jīng)過自然時效150 d后，接頭固溶區(qū)的硬度已恢復到基材水平，再人工時效處理會降低固溶區(qū)的硬度，而基材區(qū)的硬度值顯著提高。但再人工時效會顯著提高合金固溶區(qū)的耐腐蝕性能。自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)處理制度對合金固溶區(qū)的硬度影響不明顯，但能顯著提高合金的耐腐蝕性能。

3) 比較分別經(jīng)自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)和自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)兩種熱處理制度處理后的合金焊接接頭性能可知，自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)處理制度對合金焊接接頭硬度提升更顯著，而自然時效150 d+(150 ℃, 2 h)處理制度對合金焊接接頭抗腐蝕性能提升較為顯著?？紤]到合金工業(yè)生產與應用周期問題，自然時效4 d+(130 ℃, 24 h)處理制度為工業(yè)應用焊后熱處理最佳制度。

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Effect of post-welding heat treatment on microstructure and properties of Al-Zn-Mg alloy welded joint

DU Chun-ping1, WANG Pei-ji2, 3

(1. Practical Teaching Department, Guilin University of Aerospace Technology, Guilin 541004, China; 2. Institute of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China; 3. Chengdu Beijing Oriental Electronics Optoelectronics Technology Co., Ltd., Chengdu 611731, China)

The effects of post-welding heat treatment on microstructure and properties of Al-Zn-Mg alloy welded joint were studied by optical microstructure, hardness, conductivity, exfoliation corrosion testing, electrochemical corrosion testing and transmission electron microscopy (TEM) testing. The results show that the hardness and corrosion resistance of welded joint at solid solution zone of Al-Zn-Mg alloy increase with post-welding aging time and temperature increasing. Two kinds of optimum post-welding heat treatment to Al-Zn-Mg alloy are natural aging for 4 d+artificial aging at (130 ℃, 24 h) and natural aging for 150 d+artificial aging at (150 ℃, 2 h). The maximum hardness of welded joint at solid solution zone of Al-Zn-Mg alloy increases from 82.5HV to 123HV, the maximum conductivity increases from 34%IACS to 35.8%IACS and the denudation level reaches toAafter natural aging 4 d+artificial aging at (130 ℃, 24 h) treatment. The maximum hardness of welded joint at solid solution zone of Al-Zn-Mg alloy increases from 82.5HV to 110HV, the maximum conductivity increase from 34%IACS to 34.7%IACS and the denudation level reaches up toafter natural aging for 150 d+artificial aging at (150 ℃, 2 h) treatment. The reason why aging treatment can improve the hardness and corrosion resistance of welded joint at solid solution zone of Al-Zn-Mg alloy is that the intragranular precipitate phase are coarsening and dispersion distribution, also the grain boundary precipitate phase distribution are discontinuous.

Al-Zn-Mg alloy; post-welding heat treatment; aging; hardness; corrosion property

(編輯 李艷紅)

Project(KY2015ZD141) supported by the Scientific Research Project of Guangxi Education Department, China

2016-08-01 ;

2017-03-16

DU Chun-ping; Tel: +86-13152592725; E-mail: ilxdu@126.com

廣西教育廳科研項目(KY2015ZD141)

2016-08-01；

2017-03-16

杜春平，高級實驗師；電話：13152592725；E-mail: ilxdu@126.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.12.11

1004-0609(2017)-12-2483-10

TG 146.2

A