ZL114A合金冷態焊接微觀組織與力學性能

樊振中，萬 佟，王端志，王鯤鵬，王勝強，賀篤鵬

(1中國航發北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進鋁合金材料及應用工程技術研究中心，北京 100095；3 北京宇航系統工程研究所，北京 100076)

鋁硅合金材料比強度/比剛度高、密度低、耐蝕性與加工性能優異[1-2]，經冷/熱加工成型與熱處理后，具有較佳的綜合力學性能與物理-化學性能[3]，同時Si元素的添加提高了合金材料的工藝流動性能[4-5]，可用于成形制造復雜薄壁孔腔結構件，在軌道交通、航空航天、機械化工等領域得到了廣泛的應用[6]。與Al-Zn系和Al-Cu系相比，Al-Si系合金材料密度更低，且技術成熟度較高，批量化生產合格率可高達72%～84%，尤其適用于航空航天批量化武器裝備的生產制造，在國防軍工行業應用廣泛。

由于結構形狀復雜且空腔管路較多，導彈艙體多選用鋁硅系合金材料進行研制，受制于現有的無損檢測設備與檢測水平，凝固成形制造的導彈艙體毛坯內部存在著檢測盲區，尤其是結構交接的厚大部位，經機械加工后的檢測誤差往往較大，導彈艙體經機械加工進行無損檢測復檢時，易在復雜結構交接區域檢測到疏松、氣孔、夾渣等缺陷，如直接報廢則資金周期浪費嚴重；結構設計在評估此類缺陷對艙體靜載結構強度損傷影響時，沒有量化數據可供參考[7]。國內外針對鋁硅系合金材料的研究多集中于合金熔體純凈化制備[8-9]、共晶硅相變質處理、超聲波機械振動或懸浮晶粒細化[10]、凝固成形工藝數值仿真計算、熱處理參數優化調控與材料疲勞力學性能研究等[11-14]；針對鋁合金開展的焊接工藝研究多偏重于不同鋁合金材料對焊后的界面組織與性能評價[15-17]、TIG焊接、激光焊接、攪拌摩擦焊等特種焊接工藝焊后接頭部位的組織與性能研究[18-20]以及焊接工藝參數對鋁合金氬弧焊后組織與性能的影響等[21-22]，以往研究成果表明鋁合金大面積焊接后經重復熱處理焊縫區域的力學性能可達到母材的84%～92%[23]，但針對鋁硅系合金材料缺陷組織損傷性能評估與冷態焊接工藝性能評價開展的研究較少，現有研究成果無法用于指導鋁硅系合金構件的缺陷性能評價，不具有工程應用價值。

本工作以導彈艙體本體剖切加工的板片拉伸試樣為研究對象，采用氬弧焊分別進行了ZL114A與ZL205A絲材的冷態焊接，借助FEM有限元計算方法對冷態焊接過程的溫度場分布進行了仿真計算，對比研究了ZL114A合金材料T6態冷態焊接下缺陷區域的微觀組織與力學性能，完成了鋁硅系ZL114A合金材料的缺陷性能評估。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料為ZL114A合金，其化學成分見表1。合金熔煉采用300kg電阻熔化爐，首先加入高純鋁錠，升溫熔化至液態，繼續加熱至760℃加入Al-12Si中間合金與純Mg鑄錠、攪拌10min；降溫至735～740℃加入Al-5Ti-B中間合金，之后采用C2Cl6與TiO2完成精煉除氣除渣。ZL114A合金材料熱導率為152W/(m·℃)，比熱容為963J/(kg·℃)。

表1 ZL114A合金化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of ZL114A aluminum alloy (mass fraction/%)

1.2 實驗方法

按照QJ 3185-2003《航天用鋁合金ZL205A、ZL114A鑄件規范》規定，導彈艙體Ⅱ類鑄件經機械加工至2.5～4.0mm壁厚尺寸時，零件表面允許存在的最大氣孔與夾渣直徑應≤4mm。實驗通過在板片拉伸試樣中心位置加工出φ4mm的圓孔，用以表征評價ZL114A合金構件去除缺陷后的力學性能，并在圓孔區域進行冷態焊接，完成ZL114A合金材料冷態焊接微觀組織與力學性能評價研究。ZL114A板片拉伸試樣FEM網格剖分示意圖如圖1所示。拉伸試樣長度為146mm，寬度為32mm，厚度為1.0mm。冷態焊接由DONSUN WSME-315型逆變直流氬弧焊機完成，焊接電壓為20V，焊接電流為24A，冷態焊接線速度為2.5mm·s-1。板片拉伸試樣冷態焊接過程采用SYSWELD軟件進行了FEM仿真計算，板片拉伸試樣網格剖分尺寸為1.0mm，網格剖分數量為2240；冷態焊接圓孔區域網格剖分尺寸為0.4mm，網格剖分數量為684；冷態焊接過程的換熱系數設置為1850W/(m2·K)。

圖1 FEM網格剖分示意圖Fig.1 Schematic diagram of FEM meshing

1.3 測試與表征

ZL114A合金冷態焊接后的力學性能測試在WDW-100KN萬能試驗機上完成，夾頭移動速率為2mm/min；維氏硬度在FM-700型數控顯微硬度計上進行，試樣尺寸為4mm×4mm×1mm，測試前銑削精磨試樣上下端面并達到金相測試標準，實驗載荷選擇0.245N，壓頭為金剛石四棱錐，持續時間為25s，取3次測量平均值作為實驗測試值。合金微觀組織OM測試由AX10ZIESS光學顯微鏡完成，金相腐蝕劑選用低濃度混合酸，體積比HF∶HCl∶HNO3∶H2O=2∶3∶5∶195，晶間腐蝕劑為1L H2O,57g NaCl,10mL H2O2。拉伸試樣的斷口形貌利用FEI-Quanta 600掃描電子顯微鏡分析，使用IN-CAx-sight 6247能譜分析儀對拉伸斷口進行面元素含量標定。表2所示為ZL114A合金材料的T6熱處理工藝參數。

表2 ZL114A合金T6熱處理工藝參數Table 2 T6 heat treatment process parameters of ZL114A alloy

2 實驗結果與分析

2.1 焊接溫度場FEM仿真分析

合金材料的力學性能受合金組織狀態影響顯著，且薄壁類ZL114A合金鑄件經焊接連接后的結構承重能力與焊接組織熱影響區密切相關，通過對冷態焊接溫度場進行FEM仿真計算，可以有效評估焊縫區域的微觀組織狀態與焊接熱影響區的大小。圖2所示為ZL114A板片試樣冷態焊接過程溫度場分布FEM仿真計算結果。經機械加工后的ZL114A合金構件狀態為T6態，時效熱處理溫度為170℃。在冷態焊接過程中，當焊點區域的溫度分布≥400℃時，ZL114A合金將發生二次固溶，導致合金材料的強度與硬度下降，伸長率上升；當焊點區域的溫度分布>180℃而整體低于240℃時，合金材料將繼續進行時效，材料狀態由T6態轉變為T7過時效態，合金材料的強度與硬度上升，伸長率急劇下降，因此ZL114A合金經T6熱處理后進行冷態焊接處理時，焊接區域的溫度場分布直接決定了該區域的力學性能與微觀組織狀態。由圖2(a)可知：ZL114A-T6態氬弧焊冷態焊接引弧瞬時溫度峰值為442℃，隨著冷態焊接過程的持續進行，板片試樣焊點區域整體受熱升溫，最大熔池直徑約為6mm，焊接至0.4s時峰值溫度為486℃。之后焊弧熱量分別沿二維方向進行熱量的輸送與傳導，板片試樣溫度整體吸熱升高，當焊接至0.8s時，峰值溫度區域集中分布于焊點附近，峰值溫度約為512℃，材料組織狀態由T6態轉變為固溶態，之后板片試樣整體與空氣進行對流與輻射熱量傳導，板片試樣逐步依序完成凝固冷卻。當冷卻至1.2s時，焊點區域的峰值溫度已降為312℃，如圖2(f)所示。由圖2冷態焊接溫度場分布FEM仿真計算結果可知：ZL114A合金T6態冶金缺陷區域選用氬弧焊進行冷態焊接處理后，合金材料組織狀態由T6時效態轉變為固溶空冷態，焊點區域的時效強化元素將在冷態焊接高溫作用下重新固溶于初生α-Al基體內部，沿晶界分布的時效強化相將隨二次固溶過程的發生顯著減少。

圖2 焊接溫度場FEM計算結果 (a)0.2s；(b)0.4s；(c)0.6s；(d)0.8s；(e)1.0s；(f)1.2sFig.2 Temperature FEM simulation results of welding process (a)0.2s；(b)0.4s；(c)0.6s；(d)0.8s；(e)1.0s；(f)1.2s

2.2 力學性能測試分析

表3所示為冷態焊接前后不同狀態ZL114A板片試樣的力學性能測試結果。由表3結果可知：ZL114A合金正常T6態板片試樣的平均抗拉強度、屈服強度、伸長率與硬度分別為334,276MPa,7.4%與68HV；當ZL114A合金內部存在明顯的氣孔與夾渣缺陷后，通過在板片試樣中心加工出4mm直徑的圓孔，排除了氣孔與夾渣缺陷對板片試樣力學性能的影響，其平均抗拉強度、屈服強度、伸長率與硬度分別為225,212MPa,5.2%與65HV，各自降低約32.6%，23.2%，29.7%與2.9%，由于此時材料的組織狀態仍為T6態，因此維氏硬度基本保持不變。ZL114A板片試樣切取4mm直徑圓孔且經ZL114A合金冷態焊接后，平均抗拉強度、屈服強度、伸長率與維氏硬度分別為156,108MPa,12.8%與60HV，與ZL114A合金常規T6態相比，強度分別下降53.3%與60.9%，伸長率提高了72.9%，經ZL114A氬弧焊冷態焊接處理后，焊點區域的組織狀態由T6態轉變為固溶態，大量沿晶界彌散分布的細小時效強化相數量明顯減少，導致維氏硬度略有降低。ZL114A板片試樣經ZL205A冷態焊接處理后，合金材料的平均抗拉強度、屈服強度、伸長率與硬度分別為232,218MPa,3.8%與51HV，與ZL114A合金常規T6態相比，抗拉強度、屈服強度與伸長率分別下降30.5%,21.1%與48.6%，此時合金材料的整體力學性能優于經ZL114A冷態焊接處理后的性能值，與板片試樣切取4mm直徑圓孔后的力學性能值基本相當，但其平均硬度僅為51HV，為所有測試試樣中的最低值。

表3 ZL114A合金T6態冷態焊接力學性能測試結果Table 3 Mechanical properties test results of ZL114A alloy under the T6 and cold welding states

2.3 微觀組織測試

圖3所示為不同狀態板片試樣的OM組織測試結果。圖3(a)所示為ZL114A合金常規T6態微觀組織測試結果，由于Mg元素的添加量僅為0.55%(質量分數)左右，因此沿晶界彌散分布的Mg2Si析出強化相數量較少，強化效果有限，起主要強化作用的是沿晶界分布的初生與二元共晶Si相，經T6熱處理后，Si相形貌多數呈球狀，少數Si相仍呈板片狀形貌。圖3(b)所示為板片試樣本體切取4mm直徑圓孔后的T6態微觀組織測試結果，與圖3(a)類似，由于板片試樣未經冷態焊接處理，因此材料組織狀態仍保持為T6態，沿晶界分布的初生與二元共晶Si相仍主要呈球狀形貌。板片試樣經ZL114A合金冷態焊接后的微觀組織形貌見圖3(c)。結合圖2冷態焊接過程的溫度場分布計算結果可知：在冷態焊接過程中焊點區域的峰值溫度可高達512℃，在此溫度下臨近焊點區域的微觀組織已由T6態轉變為固溶空冷態，焊點位置的微觀組織受焊接熱源影響，一致保持為固溶空冷態；在瞬時固溶高溫作用下，沿晶界析出分布的強化元素重新固溶進入初生α-Al基體內部，同時沿晶界分布的初生與二元共晶Si相受高溫作用團聚在一起，遠離焊點區域的初生與二元共晶Si相仍呈彌散均勻分布，如圖3(c)中的矩形線框位置所示。圖3(d)所示為板片試樣經ZL205A冷態焊接后的微觀組織測試結果。ZL205A為Al-Cu系合金材料，具有較高的強度與塑韌性，為高強韌鑄造合金材料，選用Al-Cu系合金進行冷態焊接可有效提高焊接區域的力學性能，但Al-Cu系合金的凝固結晶溫度范圍較寬，可高達89℃，易產生氣孔與微觀疏松焊接缺陷，如圖3(d)中的箭頭位置所示。經ZL205A合金冷態焊接后，焊接區域的晶粒細小，平均晶粒尺寸僅為36μm，呈現為典型的焊接組織形貌；但在冷態焊接區域內存在大量的微氣孔與微觀疏松焊接缺陷，合金組織致密性較低，導致經ZL205A冷態焊接后板片試樣的平均伸長率僅為3.8%，平均硬度僅為51HV。

圖3 微觀組織OM分析 (a)T6態；(b)T6態+圓孔；(c)T6態+ZL114A冷態焊接；(d)T6態+ZL205A冷態焊接Fig.3 OM analysis of microstructures (a)T6 treatment state;(b)T6 treatment state with round hole;(c)T6 treatment state withcold welding of ZL114A alloy;(d)T6 treatment state with cold welding of ZL205A alloy

2.4 斷口形貌與組織分析

不同狀態板片試樣的斷口形貌SEM測試結果見圖4。圖4(a)所示為ZL114A板片試樣常規T6態斷口形貌測試結果，斷裂機制為韌窩斷裂為主，附帶一定數量的沿晶斷裂，在斷口表面殘留了大量的細小微觀韌窩，見圖4(a)箭頭所示。板片試樣切取4mm圓孔后的T6態斷口形貌與圖4(a)相似，斷裂機制仍以韌窩斷裂為主，本體試樣切取4mm圓孔后，臨近圓孔區域的有效承載面積隨之減小，在實驗加載力作用下易產生應力集中，沿晶界處分布的初生與二元共晶Si相的破碎顆粒延伸擴展，沿晶斷裂數量有所增加，見圖4(b)。圖4(c)所示為板片試樣經ZL114A冷態焊接后的T6態斷口形貌SEM測試結果。結合圖2與圖3(c)可知：在冷態焊接過程中，焊點區域的組織狀態已由T6態轉變為固溶空冷態，部分沿晶界分布的初生與二元共晶Si相受高溫作用團聚在一起，大量時效強化元素重新固溶進入初生α-Al基體內部，合金材料承受應力的載體主要以初生α-Al基體為主，具有較佳的塑韌性，斷裂機制以韌窩斷裂為主，發生斷裂后在斷口表面殘留了大量細小的微觀韌窩，見圖4(c)箭頭位置所示。板片試樣經ZL205A冷態焊接后的T6態斷口形貌SEM測試結果見圖4(d)。結合圖3(d)可知：由于ZL205A合金的凝固結晶溫度范圍較寬，經冷態焊接后合金內部殘存了一定數量的微氣孔與微觀疏松缺陷，削弱了材料的強度與塑韌性，伸長率降至3.8%，斷裂機制為沿晶斷裂，在斷口表面可以觀察到大量的微觀疏松缺陷，見圖4(d)箭頭所示。

圖5所示為不同狀態板片試樣斷口表面元素分布分析測試結果。由圖5(a)可知：ZL114A板片試樣常規T6態斷口表面的元素分布主要為Al,Si與Mg，其中Al為基體元素，Si元素主要以初生與二元共晶Si相的形式沿晶界均勻分布，Mg元素一部分固溶在初生α-Al基體內部，另一部分以Mg2Si時效強化相的形式沿晶界析出分布，Mg元素與Si元素的疊加分布區域即為時效強化相的析出區。與圖5(a)相似，板片試樣本體切取4mm圓孔后的T6態斷口表面元素分布仍以Al元素為主，Mg元素主要與Si元素疊加分布在晶界區域，見圖5(b)。板片試樣經ZL114A冷態焊接后的T6態斷口表面元素分布測試結果見圖5(c)。由于此時焊點區域的材料狀態已由T6態轉變為固溶空冷態，在焊接過程(即固溶發生過程)中部分Si元素與Mg元素重新固溶進入初生α-Al基體內部，與圖5(a)，(b)相比，斷口表面可觀察到的Si,Mg元素略有下降。圖5(d)所示為板片試樣經ZL205A冷態焊接后的T6態斷口表面元素分布測試結果。由于僅在焊點區域選用ZL205A進行了冷態焊接處理，因此斷口表面的元素分布主要仍以Al元素為主，Cu,Cd與V等強化元素含量較低，斷口表面僅可觀察到Al元素與Si元素的分布。圖6所示為斷口表面經機械拋光處理后的EDS測試結果。4mm圓孔區域經ZL205A冷態焊接處理后，材料組織狀態已由T6態轉變為固溶空冷態，Cu,V,Mn等元素在焊接加熱過程中固溶進入初生α-Al基體內部，如圖6(b)所示；在之后的冷卻過程中沿晶界析出部分Al2Cu強化相，見圖6(a)。

圖4 斷口SEM分析 (a)T6態；(b)T6態+圓孔；(c)T6態+ZL114A冷態焊接；(d)T6態+ZL205A冷態焊接Fig.4 SEM analysis of fractures (a)T6 treatment state;(b)T6 treatment state with round hole;(c)T6 treatment state with coldwelding of ZL114A alloy;(d)T6 treatment state with cold welding of ZL205A alloy

3 結論

(1)ZL114A冷態焊接選用20V電壓、24A電流下，焊接峰值溫度約為512℃，最大熔池直徑為6mm，合金組織狀態由T6時效態轉變為固溶空冷態，沿晶界彌散分布的強化元素將在焊接高溫下重新固溶于初生α-Al基體內部。

(2)ZL114A本體試樣T6態平均抗拉強度、屈服強度、伸長率與硬度分別為334，276MPa，7.4%與68HV，經ZL114A冷態焊接處理后分別為156,108MPa,12.8%與60HV，強度分別降低53.3%與60.9%，伸長率提高了72.9%；經ZL205A冷態焊接處理的力學性能與本體試樣中心加工4mm圓孔后基本相當，平均抗拉強度、屈服強度與伸長率約為232,218MPa與3.8%，經ZL205A冷態焊接后的平均硬度僅為51HV。

(3)ZL114A板片試樣T6態下沿晶界分布的初生與二元共晶Si相形貌主要呈球狀，斷裂機制以韌窩斷裂為主，附帶一定數量的沿晶斷裂，經冷態焊接處理后的材料組織狀態由T6態轉變為固溶空冷態，ZL114A冷態焊接后沿晶界分布的Si相受焊接高溫作用團聚在一起，Mg與Si元素疊加分布在晶界區域，加載應力沿晶界處分布的初生與二元共晶Si相的破碎顆粒延伸擴展，應力承受載體以初生α-Al基體為主，具有較佳的塑韌性。ZL205A冷態焊接后的平均晶粒尺寸僅為36μm，易在焊接熔池附近產生微氣孔與微觀疏松缺陷，Cu,V,Mn等元素在焊接加熱過程中固溶進入初生α-Al基體內部，之后隨著冷卻過程的進行沿晶界析出部分Al2Cu強化相。

圖5 斷口表面元素分布分析(a)T6態；(b)T6態+圓孔；(c)T6態+ZL114A冷態焊接；(d)T6態+ZL205A冷態焊接Fig.5 Element analysis results of fracture surface(a)T6 state;(b)T6 state with round hole;(c)T6 state with cold welding of ZL114A alloy;(d)T6 state with cold welding of ZL205A alloy

圖6 T6態斷口EDS測試分析 (a)斷口SEM分析；(b)A區EDS分析；(c)B區EDS分析Fig.6 EDS testing results of the T6 state fractures (a)SEM analysis of fractures;(b)EDS analysis of region A;(c)EDS analysis of region B

[1] 王正軍，司乃潮，王俊，等．動態復合細化變質對A356鋁合金顯微組織的影響[J]．材料工程，2017,45(1)：20-26．

WANG Z J，SI N C，WANG J，et al．Effect of dynamic composite refinement and modification on microstructure of A356 aluminum alloy [J]．Journal of Materials Engineering，2017,45(1)：20-26．

[2] 鐘沐春，姜鋒，黃宏鋒．鋁鎂硅合金自然時效的析出強化組織及性能[J]．航空材料學報，2015,35(5)：39-45．

ZHONG M C，JIANG F，HUANG H F．Effect of precipitation strengthening during natural aging in Al-Mg-Si alloy [J]．Journal of Aeronautical Materials，2015,35(5)：39-45．

[3] 代雨成，樊自田，蔣文明，等．Sr變質對ZL114A合金共晶硅形貌和拉伸性能的影響[J]．鑄造，2014，63(3)：221-224．

DAI Y C，FAN Z T，JIANG W M，et al．Effects of Sr modification on the eutectic Si particle characteristics and tensile properties of the ZL114A alloys[J]．Foundry，2014，63(3)：221-224．

[4] 康福偉，劉洪匯，劉凱，等．精煉工藝對ZL114A合金組織及性能的影響[J]．哈爾濱理工大學學報，2015，20(6)：9-13．

KANG F W，LIU H H，LIU K，et al．Effects of refining processing on the microstructures and mechanical properties of ZL114A alloy[J]．Journal of Harbin University of Science and Technology，2015，20(6)：9-13．

[5] 鄒勇志，曾建民，王力軍，等．熔體中氫含量對ZL114A合金沖擊韌度的影響[J]．機械工程材料，2008，32(5)：26-28.

ZOU Y Z，ZENG J M，WANG L J，et al．Effect of hydrogen content in aluminum melt on impact toughness[J]．Materials for Mechanical Engineering，2008，32(5)：26-28．

[6] POURBAHARI B,EMAMY M．Effect of La intermetallics on the structure and tensile properties of thin section gravity die-cast A357 Al alloy[J]. Materials & Design,2016, 94:111-120．

[7] MUELLER M G,FORNABAIO M,ZAGAR G, et al．Microscopic strength of silicon particles in an aluminium-silicon alloy[J]． Acta Materialia,2016,105(15):165-175．

[8] 沈加利，蘆剛，嚴青松，等．超聲功率對金屬型鑄造ZL114A合金致密度的影響[J]．特種鑄造及有色合金，2015，35(2)：9-14．

SHEN J L，LU G，YAN Q S，et al．Effects of ultrasonic power on relative density of metal mold casting ZL114A alloy[J]．Special Casting & Nonferrous Alloys,2015,35(2):9-14．

[9] SHARMA A,SHIN Y S,JUNG J P．Influence of various additional elements in Al based filler alloys for automotive and brazing industry[J].Journal of Welding and Joining,2015,33(5):1-8．

[10] LI K,LU F G, GUO S T，et al．Porosity sensitivity of A356 Al alloy during fiber laser welding [J]． Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2015, 25(8):2516-2523．

[11] HURTALOVA L,TILLOVA E.The modified AlSi7Mg0.3 cast alloy mechanical properties changes at different testing temperatures[J].Key Engineering Materials,2014,635:13-17．

[12] TANG Y,ZHANG L J．Diffusivities in liquid and fcc Al-Mg-Si alloys and their application to the simulation of solidification and dissolution processes[J].Calphad,2015,635:58-66．

[13] ZHANG Y X,YI Y P, HUANG S Q,et al．Influence of quenching cooling rate on residual stress and tensile properties of 2A14 aluminum alloy forgings[J].Materials Science and Engineering:A,2016,674:658-665．

[14] 劉芳，于福曉，趙大志，等．時效時間對變形鋁硅合金組織與性能的影響[J]．東北大學學報(自然科學版)，2016，37(1)：34-38．

LIU F，YU F X，ZHAO D Z，et al．Effects of aging time on microstructure and properties of wrought Al-Si alloy[J]．Journal of Northeastern University(Natural Science),2016,37(1):34-38．

[15] 李德成，馮志軍，李玉勝，等．ZL114A大型鋁鑄件焊縫的組織與性能[J]．特種鑄造及有色合金，2001(5)：14-15．

LI D C，FENG Z J，LI Y S，et al．Microstructure and properties of repaired welding area in large aluminum alloy ZL114A castings[J]．Special Casting & Nonferrous Alloys，2001(5)：14-15．

[16] 趙彥玲，周凱，車萬博，等．鋁硅合金軋制中增強體顆粒應力集中數值模擬[J]．材料工程，2013(3)：51-54．

ZHAO Y L,ZHOU K,CHE W B, et al. Numerical simulation of reinforced particle stress concentration in Al-Si alloy rolling [J].Journal of Materials Engineering,2013(3)：51-54．

[17] 呂世雄，李俐群，石經緯，等．ZL101A和LF6異種鋁合金的脈沖交流TIG焊工藝[J]．焊接，2007(9)：42-45．

LV S X，LI L Q，SHI J W，et al．AC pulsed gas tungsten arc welding technology for dissimilar aluminum alloys ZL101A and LF6 [J]．Welding and Joining，2007(9)：42-45．

[18] 李宏偉，姚為，王志敏，等．激光焊接ZL114A/5A06異種鋁合金接頭組織及性能[J]．宇航材料工藝，2010，40(6)：32-36．

LI H W，YAO W，WANG Z M，et al．Microstructure and properties of dissimilar aluminum alloys ZL114A/5A06 joints by laser welding[J]．Aerospace Materials and Technology，2010，40(6)：32-36．

[19] BHATTACHARYA T K,DAS H, PAL T K．Influence of welding parameters on material flow, mechanical property and intermetallic characterization of friction stir welded AA6063 to HCP copper dissimilar butt joint without offset[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2015,25(9):2833-2846．

[20] JAYARAMAN M,BALASUBRAMANIAN V．Effect of process parameters on tensile strength of friction stir welded cast A356 aluminium alloy joints[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2013,23(3):605-615．

[21] POURAHMAD P,ABBASI M.Materials flow and phase transformation in friction stir welding of Al 6013/Mg [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2013,23(5):1253-1261．

[22] SHANG J,WANG K H,ZHOU Q,et al．Effect of joining temperature on microstructure and properties of diffusion bonded Mg/Al joints[J]． Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2012,22(8):1961-1966．

[23] RAO H,GIET S,YANG K,et al.The influence of processing parameters on aluminium alloy A357 manufactured by selective laser melting[J].Materials & Design,2016,109:334-346．