摘要

使用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡分析了Al-Zn-Mg合金和含微量鈧的Al-Zn-Mg合金鎢極氬弧焊接頭的微觀組織，并對(duì)其力學(xué)性能和耐應(yīng)力腐蝕性能進(jìn)行了對(duì)比。結(jié)果表明：在傳統(tǒng)Al-Zn-Mg合金板材熔合線附近的熱影響區(qū)出現(xiàn)再結(jié)晶和晶粒異常長(zhǎng)大，而含鈧Al-Zn-Mg合金基體中熱穩(wěn)定性優(yōu)良的納米Al3（Sc, Zr, Ti）相在焊接過(guò)程中能阻礙晶界遷移，抑制再結(jié)晶晶粒的形核和長(zhǎng)大，進(jìn)而細(xì)化熔合線附近的組織。同時(shí)，含微量鈧的Al-Zn-Mg合金焊接接頭的強(qiáng)度明顯比傳統(tǒng)合金的高，其強(qiáng)化效果主要來(lái)源于熔合線附近區(qū)域的細(xì)晶強(qiáng)化和二次Al3（Sc, Zr, Ti）相的彌散強(qiáng)化。

關(guān)鍵詞： 金屬材料 ; Al-Zn-Mg合金 ; 鈧添加 ; Al3（Sc Zr Ti）相 ; 再結(jié)晶 ; 鎢極氬弧焊

Al-Zn-Mg合金具有高比強(qiáng)度、優(yōu)良的熱擠壓性能和焊接性能，已作為焊接結(jié)構(gòu)部件應(yīng)用在高速列車車體上[1]。在Al-Zn-Mg合金的熱擠壓過(guò)程中，高溫和高應(yīng)變的交互作用使其極易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶而生成一定量的再結(jié)晶晶粒，對(duì)合金的綜合性能產(chǎn)生不利影響[2,3]。在Al-Zn-Mg合金中添加0.06%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的鈧即可引入一定數(shù)量的納米Al3（Sc, Zr, Ti）相，型材幾乎獲得完全的擠壓纖維組織，使其力學(xué)性能和耐應(yīng)力腐蝕性能明顯提高[4,5]。但是，在Al-Zn-Mg合金的使用過(guò)程中焊接是必須的工序，添加少量鈧對(duì)焊縫區(qū)的晶粒細(xì)化作用不明顯[6,7,8]。例如，在Al-Zn-Mg-Zr合金中添加0.18%的鈧才能在凝固過(guò)程中引入初生Al3（Sc, Zr）相，進(jìn)而細(xì)化焊縫區(qū)組織[8]。

在Al-Zn-Mg型材的使用過(guò)程中主要的焊接方法包括鎢極氬弧焊，熔化極惰性氣體保護(hù)焊和攪拌摩擦焊[9,10,11]。鎢極氬弧焊（Tungsten inert gas, TIG）是焊接質(zhì)量較高的熔焊方法[9]，操作方便，焊接電弧和熔池可觀測(cè)，熔渣極少，可進(jìn)行全位置焊接。同時(shí)，TIG 焊還有電弧熱量集中，焊縫金屬致密，焊接接頭強(qiáng)度和塑性高等優(yōu)點(diǎn)[12]。目前，在高速列車車體材料的TIG焊接中使用的焊絲是通用型ER5356焊材，屬于Al-Mg系合金，具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的耐腐蝕性能[13]。鑒于此，本文選取商用ER5356焊絲對(duì)Al-Zn-Mg合金進(jìn)行TIG焊接，研究焊接接頭的組織和性能并分析鈧的作用機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)方法

以Al-4.13Zn-1.31Mg-0.30Mn-0.21Cr-0.10Zr-0.06Ti（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）合金為基礎(chǔ)，用電阻爐熔煉制備未添加鈧和添加0.06%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）鈧的兩種Al-Zn-Mg合金，分別命名為0.00Sc合金和0.06Sc合金。將兩種合金進(jìn)行470℃/24 h均勻化處理后熱擠壓成截面尺寸為80 mm×15 mm的板材，擠壓溫度為450℃，擠壓比為10:1。將其在室溫停放72 h后進(jìn)行雙級(jí)峰值時(shí)效處理，時(shí)效處理制度為100℃/12 h+160℃/10 h。

在焊接處理前先用丙酮對(duì)合金表面進(jìn)行脫脂處理，然后用鋼絲刷去除合金表面的氧化膜，防止焊接接頭處產(chǎn)生氣體和夾雜缺陷。使用Panasonic 300WX型焊機(jī)，沿?cái)D壓板材邊緣對(duì)合金進(jìn)行TIG焊。焊接方向平行于擠壓方向，焊接坡口為雙邊60°坡口，留1 mm鈍邊和2 mm間隙，焊絲為直徑1.6 mm的商用ER5356焊材，其化學(xué)成分列于表1。焊接參數(shù)為：電弧電壓21~24 V；焊接電流260~280 A；焊接速度80~100 mm/min；氬氣流量8~10 L/min。由于焊接前板材邊緣進(jìn)行了平直和開(kāi)坡口，因而坡口處的組織約為距板材邊緣5 mm處的組織，將該處的組織定義為板材邊緣組織，并觀察其在焊接前后的變化。

表1   ER5356焊絲的成分

用Olympus GX51型光學(xué)顯微鏡（OM），Merlin compact型掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM 2100F型透射電鏡（TEM）觀察母材和焊接接頭的微觀組織。用SANS-CMT 5205型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)量母材和焊接接頭的拉伸性能，拉伸速率為2 mm/min，拉伸性能為2個(gè)試樣的算術(shù)平均值。母材拉伸試樣的厚度為板材的初始厚度，拉伸試樣的長(zhǎng)軸垂直于擠壓方向，標(biāo)距長(zhǎng)度為30 mm，寬度為25 mm。為了評(píng)估工程應(yīng)用條件下焊接接頭的拉伸性能，將焊接試樣在室溫放置30 d以穩(wěn)定微觀組織，但是不進(jìn)行任何機(jī)加工。焊接接頭拉伸試樣的長(zhǎng)軸垂直于擠壓方向，標(biāo)距長(zhǎng)度為60 mm，寬度為25 mm，厚度為焊接接頭的初始厚度。

用RDL50型慢應(yīng)變速率拉伸（SSRT）試驗(yàn)機(jī)評(píng)估焊接接頭在腐蝕溶液中的應(yīng)力腐蝕敏感性，應(yīng)變速率為1×10-6 s-1，每個(gè)狀態(tài)取2個(gè)點(diǎn)，取其測(cè)量值的算術(shù)平均值。在距離焊縫上表面1/4處切取慢應(yīng)變速率拉伸試樣，其長(zhǎng)軸垂直于擠壓方向，標(biāo)距長(zhǎng)度為30 mm，寬度為6 mm，厚度為3 mm。將試樣用水磨砂紙逐級(jí)打磨至2000#，再用乙醇脫脂去油后干燥處理。應(yīng)力腐蝕敏感性指數(shù)為[14]

其中，δair和δsol為合金在空氣和溶液中的伸長(zhǎng)率。越大，表明合金在實(shí)驗(yàn)條件下的耐應(yīng)力腐蝕性能越差。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 母材的微觀組織和拉伸性能

圖1給出了Al-Zn-Mg-（Sc）合金板材邊緣處的金相組織。可以看出，0.00Sc合金微觀組織中含有一定量的再結(jié)晶晶粒，而0.06Sc合金中并未發(fā)現(xiàn)大尺寸的再結(jié)晶晶粒，基體主要由擠壓纖維組成。0.00Sc合金和0.06Sc合金邊緣組織中的纖維寬度約為37 μm和10 μm。對(duì)比結(jié)果表明，添加鈧能抑制合金在熱擠壓過(guò)程中的再結(jié)晶，降低擠壓板材邊緣部位的纖維條帶寬度。

圖1   Al-Zn-Mg-（Sc）板材邊緣的金相組織

圖2給出了Al-Zn-Mg-（Sc）擠壓板材邊緣處的TEM形貌及衍射譜。可以看出，在兩種合金中均分布著大量細(xì)小的基體析出相（圖2a,b）。在<110>Al入射方向的電子衍射花樣中，α-Al點(diǎn)陣之間的衍射條紋以及2/3{220}位置處的衍射斑點(diǎn)都為η′相的特定衍射斑點(diǎn)[15]，表明兩種峰時(shí)效態(tài)Al-Zn-Mg合金中的基體析出相以η′相為主。

圖2   Al-Zn-Mg-（Sc）板材邊緣的TEM形貌和衍射譜

通過(guò)對(duì)比還發(fā)現(xiàn)，0.06Sc合金的晶粒尺寸比較細(xì)小，基體中分布著許多咖啡豆?fàn)畹腁l3（Sc, Zr, Ti）相，衍射譜中也能觀察到這些顆粒的超結(jié)構(gòu)點(diǎn)陣，表明它們與鋁基體呈共格關(guān)系[16]。

表2給出了Al-Zn-Mg-（Sc）合金板材的室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果。與未添加Sc的15 mm厚板材相比，0.06Sc合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率都比較高。添加0.06%的Sc使Al-Zn-Mg合金的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提高了21 MPa、15 MPa和1%。圖3給出了擠壓板材的拉伸斷口形貌?？梢钥闯觯瑑煞N合金的斷口表面差異不大，都由大量的韌窩組成，斷裂模式均為塑性斷裂。

表2   Al-Zn-Mg-（Sc）板材的室溫拉伸性能

圖3   Al-Zn-Mg-（Sc）板材的拉伸斷口形貌

2.2 焊接接頭的外觀形貌和微觀形貌

圖4給出了Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭的外觀形貌及X射線探傷結(jié)果。從圖4可見(jiàn)，兩種合金的焊接接頭成型美觀，沒(méi)有裂紋和咬邊等宏觀缺陷（圖4a,b），只出現(xiàn)少量的氣孔（圖4c, d），整體上質(zhì)量較好。

圖4   Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭的外觀形貌

圖5給出了Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭的顯微組織?？梢钥闯?，兩種合金的焊縫區(qū)（Welding zone, WZ）都為典型的柱狀晶組織，平均晶粒尺寸無(wú)明顯差別，約為50 μm（圖5a,b）。在熔合線（Fusion line, FL）附近兩種合金的組織差別很大，0.00Sc合金在距熔合線300 μm范圍內(nèi)的熱影響區(qū)（Heat affected zone, HAZ）組織沿?cái)D壓方向晶粒異常長(zhǎng)大，基體由大尺寸的再結(jié)晶晶粒組成，而且距熔合線300 μm以外的熱影響區(qū)也發(fā)生了嚴(yán)重的再結(jié)晶（圖5c）。但是，0.06Sc合金距熔合線附近約150 μm范圍內(nèi)的熱影響區(qū)組織并未發(fā)生晶粒的異常長(zhǎng)大，基體由小尺寸的再結(jié)晶晶粒組成，并且距熔合線150 μm以外的熱影響區(qū)仍較好的保留了纖維組織，只是局部發(fā)生了輕微的再結(jié)晶。同時(shí)，與0.00Sc合金相比，0.06Sc合金熔合線附近的焊縫區(qū)晶粒較小。

圖5   Al-Zn-Mg-（Sc）板材焊接接頭焊縫區(qū)的顯微組織和焊縫區(qū)-熱影響區(qū)過(guò)渡區(qū)的顯微組織

圖6給出了Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭的TEM形貌和衍射譜。可以看出，在焊接接頭的焊縫區(qū)兩種合金基體中均未觀察到析出相（圖6a,b），為典型的鑄態(tài)組織形貌。在熱影響區(qū)母材中原本析出的高密度η′相消失了（圖6c,d），且在衍射譜中也未發(fā)現(xiàn)它們的特定衍射斑點(diǎn)（圖6e,f），表明焊接熱作用使接頭熱影響區(qū)中的基體析出相溶解到α-Al中。但是在0.06Sc合金接頭熱影響區(qū)的組織中卻還分布著一定數(shù)量的Al3（Sc, Zr, Ti）相，與基體依舊呈共格關(guān)系，焊接熱輸入并未使它們完全溶解。

圖6   Al-Zn-Mg-（Sc）板材焊接接頭焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的TEM形貌和衍射譜

2.3 焊接接頭的拉伸性能

Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭的拉伸性能列于表3。與0.00Sc合金相比，0.06Sc合金焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了18 MPa和28 MPa，伸長(zhǎng)率雖略有降低但仍高于14%。

表3   Al-Zn-Mg-（Sc）板材焊接接頭的拉伸性能

圖7給出了Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭拉伸斷裂試樣的宏觀照片?？梢钥闯?，兩種合金焊接接頭的斷裂位置大多在熔合線附近，部分接頭區(qū)域斷裂發(fā)生在焊縫區(qū)或熱影響區(qū)，因而斷口表面即有焊縫區(qū)組織也有熱影響區(qū)組織。Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭的拉伸斷口形貌如圖8所示。可見(jiàn)在斷裂表面焊縫區(qū)組織斷口中有許多大尺寸韌窩，為典型的塑性斷裂。由于該處組織為凝固組織，因而并未發(fā)現(xiàn)沿?cái)D壓方向擇優(yōu)分布的韌窩和撕裂脊。而在斷裂表面熱影響區(qū)組織斷口中，除小尺寸的韌窩外還觀察到沿?cái)D壓方向的微孔聚集長(zhǎng)大。斷裂表面焊縫區(qū)和熱影響區(qū)斷口形貌的差異，主要與其材料有關(guān)。焊縫區(qū)為ER5356焊絲的鑄態(tài)組織，而熱影響區(qū)為Al-Zn-Mg-（Sc）合金的擠壓變形組織。

圖7   Al-Zn-Mg-（Sc）板材焊接接頭拉伸斷裂位置的正面和側(cè)面照片

圖8   Al-Zn-Mg-（Sc）板材焊接接頭拉伸斷口中焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的形貌

2.4 焊接接頭的應(yīng)力腐蝕行為

作為一種典型的7000系鋁合金，Al-Zn-Mg合金的抗應(yīng)力腐蝕性能直接關(guān)系到高速列車的運(yùn)營(yíng)安全。圖9給出了1×10-6 s-1應(yīng)變速率下Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭在空氣和中性3.5% NaCl溶液中的典型應(yīng)力應(yīng)變曲線。由圖9可見(jiàn)0.00Sc合金和0.06Sc合金焊接接頭在空氣中的伸長(zhǎng)率分別為13.2%和13.0%，而在溶液中的伸長(zhǎng)率分別為12.8%和12.7%。與在空氣中的情況相比，焊接接頭在溶液中的伸長(zhǎng)率僅輕微降低。計(jì)算結(jié)果表明，0.00Sc合金和0.06Sc合金焊接接頭的應(yīng)力腐蝕敏感性分別為3.0%和2.3%，說(shuō)明Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭都具有良好的耐應(yīng)力腐蝕性能。對(duì)比結(jié)果表明，在母合金中添加少量Sc元素并未對(duì)焊接接頭的應(yīng)力腐蝕性能產(chǎn)生明顯影響。其原因是，兩種合金焊接接頭在空氣和溶液中拉伸時(shí)斷裂都發(fā)生在由ER5356焊絲填充料組成的焊縫區(qū)。圖10給出了兩種焊接接頭在空氣和溶液中的斷口形貌，可見(jiàn)其在溶液中的斷口均由大量韌窩組成，為典型的塑性斷裂，表明兩種焊接接頭的抗應(yīng)力腐蝕性能優(yōu)良。

圖9   Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭在空氣中和3.5% NaCl溶液中的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖10   Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭在空氣中和3.5% NaCl溶液中的斷口形貌

3 分析和討論

Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭由焊縫區(qū)、熔合線和熱影響區(qū)組成。焊縫區(qū)由ER5356焊絲填充材料組成，為典型的凝固組織，因此兩種合金焊縫區(qū)的晶粒尺寸相似，約為50 μm。在焊接熱的影響下擠壓板材中的變形存儲(chǔ)促進(jìn)了再結(jié)晶的形核和長(zhǎng)大，使0.00Sc合金焊接接頭熔合線附近的熱影響區(qū)發(fā)生嚴(yán)重的再結(jié)晶和晶粒異常長(zhǎng)大。但是，在母材中添加Sc能顯著細(xì)化焊接接頭熱影響區(qū)的微觀組織。添加0.06%的Sc并未引入初生Al3（Sc, Zr, Ti）顆粒[5]，因此兩種合金焊接接頭熔合線和熱影響區(qū)組織的差異可能與二次Al3（Sc, Zr, Ti）相有關(guān)。

使用熱力學(xué)軟件計(jì)算了Al-Zn-Mg-（Sc）合金中的析出相隨溫度的變化規(guī)律，結(jié)果如圖11所示?？梢钥闯觯逯禃r(shí)效態(tài)合金中析出相MgZn2的溶解溫度約為320℃，而Al3（Sc, Zr, Ti）相的溶解溫度高達(dá)615℃。在焊接熱輸入的影響下鋁合金熔合線附近的溫度約為600℃[17]，使Al-Zn-Mg-（Sc）合金中的時(shí)效析出相完全溶解，因此在焊后熱影響區(qū)的TEM組織中并未觀察到基體析出相（圖6c,d）。但是，在0.06Sc合金焊后熱影響區(qū)組織中仍可觀察到一些二次Al3（Sc, Zr, Ti）相（圖6d）。良好的熱穩(wěn)定性使二次Al3（Sc, Zr, Ti）相在焊接過(guò)程中并未完全溶解，其對(duì)晶界的釘扎抑制了再結(jié)晶晶粒的形核和長(zhǎng)大過(guò)程。因此，含鈧Al-Zn-Mg合金焊接接頭熔合線附近150 μm范圍內(nèi)的組織為細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，且熔合線150 μm以外的熱影響區(qū)仍較好的保留了纖維組織，只在局部發(fā)生了輕微的再結(jié)晶。

圖11   Al-Zn-Mg-（Sc）合金中析出相質(zhì)量分?jǐn)?shù)與溫度的關(guān)系

在Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭中焊縫區(qū)為典型的鑄態(tài)組織且有嚴(yán)重的偏析和夾雜物，因此是焊接接頭的薄弱區(qū)。例如，去除焊縫余高的焊接接頭在慢應(yīng)變速率拉伸時(shí)均斷裂在焊縫區(qū)，其抗拉強(qiáng)度約為303 MPa（圖9）。但是，帶余高的0.00Sc合金和0.06Sc合金焊接接頭卻在熔合線附近發(fā)生斷裂（圖7），斷裂處抗拉強(qiáng)度分別為307 MPa和325 MPa。這表明，兩種焊接接頭焊縫區(qū)和熔合線附近的抗拉強(qiáng)度相差不是很大，但是焊接接頭處存在余高，使焊縫厚度比母材基體的厚度大2 mm左右（圖12）。因此，焊縫余高對(duì)焊縫區(qū)的補(bǔ)充強(qiáng)化使焊接接頭在熔合線附近發(fā)生斷裂。

圖12   Al-Zn-Mg-（Sc）合金焊接接頭截面的形貌

因抑制了焊接過(guò)程中的再結(jié)晶，二次Al3（Sc, Zr, Ti）相顯著降低了熔合線附近熱影響區(qū)和焊縫區(qū)的晶粒尺寸。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系[18]，細(xì)化晶?？商岣邚?qiáng)度。同時(shí)，熔合線附近未溶解的二次Al3（Sc, Zr, Ti）相也產(chǎn)生彌散強(qiáng)化效果。因此，添加0.06%的Sc可提高Al-Zn-Mg合金焊接接頭的強(qiáng)度。

4 結(jié)論

（1） 在峰時(shí)效Al-Zn-Mg合金中基體析出相主要是與基體呈半共格關(guān)系的納米η′相，能阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)而使合金強(qiáng)化。但是MgZn2相的溶解溫度較低（約為320°C），較高的焊接溫度使其溶解而導(dǎo)致焊縫區(qū)的強(qiáng)度明顯較低。

（2） 添加Sc顯著抑制了熔合線附近熱影響區(qū)的再結(jié)晶和晶粒異常長(zhǎng)大，其原因是二次Al3（Sc, Zr, Ti）相的溶解溫度高達(dá)615°C，在焊接過(guò)程中阻礙晶界的遷移而抑制再結(jié)晶晶粒的形核和長(zhǎng)大。

（3） 添加0.06%的Sc使焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了18 MPa和28 MPa，其原因是熔合線附近區(qū)域的細(xì)晶強(qiáng)化和二次Al3（Sc, Zr, Ti）相的彌散強(qiáng)化。

參考文獻(xiàn)

1 ZhuR D, DongW C, LinH Q, et al. Finite element simulation of welding residual stress for buffer beam of CRH2A high speed train [J]. Acta Metall. Sin., 2014, 50: 944

1 朱瑞棟, 董文超, 林化強(qiáng)等. CRH2A型動(dòng)車組緩沖梁結(jié)構(gòu)焊接殘余應(yīng)力的有限元模擬 [J]. 金屬學(xué)報(bào), 2014, 50: 944

2 HuangY, DengY L, ChenL, et al. Microstructure, texture and property of extruded 7N01 aluminum alloy plates [J]. Chin. J. Mater. Res., 2014, 28: 541

2 黃 英, 鄧運(yùn)來(lái), 陳 龍等. 7N01鋁合金擠壓板的微結(jié)構(gòu)、織構(gòu)和性能 [J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2014, 28: 541

3 DengY L, WangY F, LinH Q, et al. Effect of extrusion temperature on strength and fracture toughness of an Al-Zn-Mg alloy [J]. Chin. J. Mater. Res., 2016, 30(2): 87

3 鄧運(yùn)來(lái), 王亞風(fēng), 林化強(qiáng)等. 擠壓溫度對(duì)Al-Zn-Mg合金力學(xué)性能的影響 [J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2016, 30(2): 87)

4 LiZ M, JiangH C, WangY L, et al. Effect of minor Sc addition on microstructure and stress corrosion cracking behavior of medium strength Al-Zn-Mg alloy [J]. J. Mater. Sci. Technol., 2018, 34: 1172

5 LiZ M, JiangH C, YanD S, et al. Influence of scandium addition on stress corrosion cracking susceptibility of Al-Zn-Mg Alloy in different corrosive environments [J]. Metals, 2018, 8: 225

6 NormanA F, HydeK, CostelloF, et al. Examination of the effect of Sc on 2000 and 7000 series aluminium alloy castings: for improvements in fusion welding [J]. Mater. Sci. Eng., 2003, 354A: 188

7 LathabaiS, LloydP G. The effect of scandium on the microstructure, mechanical properties and weldability of a cast Al-Mg alloy [J]. Acta Mater., 2002, 50: 4275

8 ZakharovV V, RostovaT D. High-strength weldable alloy 1970 based on the Al-Zn-Mg system [J]. Met. Sci. Heat Treat., 2005, 47: 131

9 DengY, PengB, XuG F, et al. Effects of Sc and Zr on mechanical property and microstructure of tungsten inert gas and friction stir welded aerospace high strength Al-Zn-Mg alloys [J]. Mater. Sci. Eng., 2015, 639A: 500

10 GouG Q, HuangN, ChenH, et al. Analysis on corrosion behavior of welded joint of A7N01S-T5 aluminum alloy for high-speed train [J]. Trans. China Weld. Institut., 2011, 32(10): 17

10 茍國(guó)慶, 黃 楠, 陳 輝等. 高速列車A7N01S-T5鋁合金焊接接頭鹽霧腐蝕行為分析 [J]. 焊接學(xué)報(bào), 2011, 32(10): 17)

11 MengL C, KangX, SunY J, et al. Mechanical properties of 7N01 aluminum friction stir welding joint [J]. Trans. China Weld. Inst., 2012, 33(2): 90

11 孟立春, 康 旭, 孫延軍等. 7N01鋁合金攪拌摩擦焊接頭力學(xué)性能 [J]. 焊接學(xué)報(bào), 2012, 33(2): 90)

12 ChaoY J, LiH J, LiQ J. The microstructure effect of welding joint on fatigue fracture of A7N01 alloy [J]. Weld. Technol., 2017, 46(8): 5

12 晁耀杰, 李宏佳, 李欽杰. A7N01鋁合金焊接接頭組織對(duì)疲勞斷裂的影響 [J]. 焊接技術(shù), 2017, 46(8): 5)

13 ZhaoZ H, XuZ, WangG S. Effect of Sc, Zr, Er in ER5356 welding wire on mechanical properties of welded joint of 7A52 aluminum alloy [J]. Chin. J. Mater. Res., 2013, 27: 287

13 趙志浩, 徐 振, 王高松. ER5356焊絲中Sc、Zr、Er對(duì)7A52鋁合金焊接性能的影響 [J]. 材料研究學(xué)報(bào), 2013, 27: 287

14 SunX Y, ZhangB, LinH Q, et al. Correlations between stress corrosion cracking susceptibility and grain boundary microstructures for an Al-Zn-Mg alloy [J]. Corr. Sci., 2013, 77: 103

15 YangW C, JiS X, WangM P, et al. Precipitation behaviour of Al-Zn-Mg-Cu alloy and diffraction analysis from η' precipitates in four variants [J]. J. Alloys Compd., 2014, 610: 623

16 Sch?belM, PongratzP, DegischerH P. Coherency loss of Al3(Sc, Zr) precipitates by deformation of an Al-Zn-Mg alloy [J]. Acta Mater., 2012, 60: 4247

17 ZhangL, LiX Y, NieZ R, et al. Microstructure and mechanical properties of a new Al-Zn-Mg-Cu alloy joints welded by laser beam [J]. Mater. Des., 2015, 83: 451

18 MaK K, HuT, YangH, et al. Coupling of dislocations and precipitates: Impact on the mechanical behavior of ultrafine grained Al-Zn-Mg alloys [J]. Acta Mater., 2016, 103: 153