黎俊初，周德生，劉大海，劉鴿平

(南昌航空大學(xué)航空制造工程學(xué)院，南昌330063，E-mail:03eagle@sina.com)

2A12鋁合金筋板件T型攪拌摩擦焊工藝及焊后熱處理

黎俊初，周德生，劉大海，劉鴿平

(南昌航空大學(xué)航空制造工程學(xué)院，南昌330063，E-mail:03eagle@sina.com)

為評(píng)價(jià)2A12鋁合金筋板件攪拌摩擦焊工藝并探尋提高接頭強(qiáng)度的途徑，進(jìn)行了2A12鋁合金筋板件的T型攪拌摩擦焊焊接工藝試驗(yàn)，并對(duì)不同人工時(shí)效熱處理下焊接接頭的微觀組織及性能進(jìn)行了研究.研究表明：采用T型攪拌摩擦焊即可實(shí)現(xiàn)2A12鋁合金筋板件的成形，當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為750 r/min、焊接速度60 mm/min時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了315 MPa，為母材強(qiáng)度的70.1%;斷裂出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)，硬度的最低處也在該區(qū)域，說(shuō)明2A12鋁合金攪拌摩擦焊接頭的薄弱點(diǎn)在熱機(jī)影響區(qū).采用退火+固溶+分級(jí)時(shí)效熱處理的方法能顯著改善焊接接頭的強(qiáng)度，接頭的抗拉強(qiáng)度可達(dá)387 MPa，為母材的86.3%;焊接接頭的薄弱點(diǎn)仍在前進(jìn)側(cè)的熱機(jī)影響區(qū).

2A12鋁合金;攪拌摩擦焊;人工時(shí)效;熱處理

壁板類(筋板類)零件是飛機(jī)機(jī)翼和機(jī)身的重要結(jié)構(gòu)件.在現(xiàn)代飛機(jī)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)中，飛機(jī)機(jī)身(含機(jī)翼)的設(shè)計(jì)逐步放棄了傳統(tǒng)鉚接加筋結(jié)構(gòu)，而大量采用高性能整體壁板結(jié)構(gòu)［1］.先進(jìn)飛機(jī)的整體壁板不僅具有復(fù)雜的曲率外形，同時(shí)還具有復(fù)雜的內(nèi)部結(jié)構(gòu)，使得采用傳統(tǒng)成形工藝加工出現(xiàn)瓶頸［2－4］.

針對(duì)整體壁板成形難題，國(guó)際上發(fā)展了時(shí)效成形技術(shù)，該技術(shù)是利用金屬的蠕變特性，將成形與時(shí)效同步進(jìn)行的一種成形方法［2］.歐美等先進(jìn)國(guó)家很早就開(kāi)展了對(duì)時(shí)效成形技術(shù)的相關(guān)研究，并已用于飛機(jī)整體壁板的成形，如B－1B上下蒙皮壁板、彎流IV和彎流V的復(fù)合曲面上翼面蒙皮和大力神IV火箭正交格柵結(jié)構(gòu)的成形中;波音、空客、麥道和洛克威爾公司等在整體壁板時(shí)效成形上取得了顯著成效［2，5－8］.與噴丸成形和增壓彎成形相比，該成形方法適于成形可時(shí)效強(qiáng)化型合金的整體帶筋和變厚度大曲率復(fù)雜外形和結(jié)構(gòu)的整體壁板構(gòu)件，被認(rèn)為是下一代大型民用飛機(jī)特別重要的金屬成形工藝之一［5－6］.

整體壁板結(jié)構(gòu)的時(shí)效成形，通常是基于銑切式或焊接式平面壁板結(jié)構(gòu)［6－7，9］.采用銑切式加工存在兩個(gè)主要問(wèn)題:一是高度依賴新型高速高效數(shù)控切削機(jī)床，致使零件加工費(fèi)用高、加工周期長(zhǎng);二是材料利用率低，通常材料利用率不足10%，大量的金屬材料通過(guò)切削加工變成廢料而被拋棄［8］.因而面向于高效率焊接技術(shù)的整體焊接壁板件的時(shí)效成形成為機(jī)身低成本制造的一個(gè)重要研究方向［5－7，9］.在焊接領(lǐng)域，攪拌摩擦焊是焊接成形中的一種新技術(shù)，對(duì)于鋁合金構(gòu)件的焊接具有結(jié)合可靠、焊接變形小、焊縫組織性能優(yōu)良等特性，在飛機(jī)制造業(yè)中正顯示出良好的應(yīng)用前景［9］.為此，探索基于攪拌摩擦焊技術(shù)的整體壁板結(jié)構(gòu)的時(shí)效成形工藝，為飛機(jī)機(jī)翼的低成本制造探索一種全新的方法.歐盟在“FP5”計(jì)劃(the Fifth Framework Programme)中專門設(shè)置了“時(shí)效成形”的跨國(guó)聯(lián)合研究項(xiàng)目，主要開(kāi)發(fā)時(shí)效成形在機(jī)翼和機(jī)身方面的應(yīng)用.針對(duì)整體銑削壁板加工周期長(zhǎng)、材料利用率低的問(wèn)題，明確列出了攪拌摩擦焊構(gòu)件的時(shí)效成形研究課題［5，7，9］.

攪拌摩擦焊整體壁板時(shí)效成形中，焊接接頭區(qū)的時(shí)效特性是其研究的關(guān)鍵，目前，關(guān)于這方面的研究還不夠深入，僅局限于少量報(bào)道.Alenia Aeronautica公司研究員［9－10］和王希靖等［11］對(duì)平板對(duì)接方式下攪拌摩擦焊接頭的時(shí)效特性進(jìn)行了評(píng)價(jià)，研究表明，盡管存在變形和組織的不協(xié)調(diào)性，攪拌摩擦焊接頭區(qū)表現(xiàn)出較好的時(shí)效應(yīng)力松弛行為和強(qiáng)度.而關(guān)于整體壁板件攪拌摩擦焊T型焊接及其時(shí)效特性還鮮有文獻(xiàn)報(bào)道.為此，本文基于鋁合金整體壁板件攪拌摩擦焊——蠕變時(shí)效復(fù)合成形的新思路，試驗(yàn)研究了2A12鋁合金筋板件T型攪拌摩擦焊工藝及焊后熱處理對(duì)接頭組織和性能的影響，為實(shí)現(xiàn)該復(fù)合工藝在機(jī)翼壁板零件方面的應(yīng)用奠定理論基礎(chǔ)和提供試驗(yàn)支持.

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)材料為航空用2A12鋁銅系高強(qiáng)硬鋁合金，熱處理狀態(tài)為T42，其化學(xué)成分和拉伸力學(xué)性能見(jiàn)表1和表2.筋板焊接試驗(yàn)件如圖1所示，其中板料尺寸為φ 300 mm×1.5 mm，筋條尺寸為300 mm×5 mm×13 mm.其中，平板和筋條通過(guò)攪拌摩擦焊進(jìn)行交叉T型焊接.

表1 2A12鋁合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

表2 2A12鋁合金板材的拉伸力學(xué)性能

試驗(yàn)攪拌頭由攪拌針和軸肩組成，為鎳基高溫合金材料.攪拌針為圓臺(tái)型，圓臺(tái)直徑分別為4.0 mm和4.5 mm，長(zhǎng)度為2 mm;軸肩直徑為13 mm，軸肩為凹面.焊接時(shí)攪拌針中心軸前進(jìn)傾角為2o，軸肩下壓量為0.15 mm.

焊接前用丙酮擦除試樣表面油污，然后把試樣裝夾在自行研制的夾具上，選定合適的焊接參數(shù)進(jìn)行焊接.焊接后制取拉伸、金相和硬度試樣，拉伸試樣按 GB/T2651－2008制成標(biāo)準(zhǔn)件在WDW－50微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行［12］，拉伸速度為1 mm/min;對(duì)金相試樣進(jìn)行磨制、拋光后，用混合酸(1 mL HF+1.5 mL HCL+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)溶液進(jìn)行腐蝕，然后在光學(xué)顯微鏡下對(duì)焊縫組織進(jìn)行觀察和分析;硬度在401MVD數(shù)顯顯微硬度計(jì)上進(jìn)行維氏硬度測(cè)試.

鋁合金焊接接頭內(nèi)部常存在焊接余應(yīng)力和不穩(wěn)定的微觀組織，焊接殘余應(yīng)力在焊后會(huì)逐漸松馳，不穩(wěn)定的微觀組織也會(huì)自發(fā)分解，這兩個(gè)因素會(huì)導(dǎo)致焊接件尺寸不穩(wěn)定并發(fā)生變形，降低了其性能［13－14］，而熱處理是提高鋁合金綜合性能的有效手段.據(jù)此，研究中選擇退火、固溶和時(shí)效等組合成不同的熱處理方案對(duì)焊縫進(jìn)行熱處理，其熱處理?xiàng)l件見(jiàn)表3.

圖1 筋板焊接件

表3 試樣的熱處理?xiàng)l件

2 焊接結(jié)果與分析

本文試驗(yàn)條件下獲得的攪拌摩擦焊整體壁板件如圖1所示.此類壁板結(jié)構(gòu)，生產(chǎn)中多采用雙束激光焊的方法來(lái)實(shí)現(xiàn)［9－10］，本文采用單獨(dú)的攪拌摩擦焊技術(shù)完成該類型壁板件的成形成為可能.由于攪拌摩擦焊接頭區(qū)為此類零件的典型結(jié)構(gòu)區(qū)，研究中從接頭的組織、強(qiáng)度等方面對(duì)其焊接性能進(jìn)行評(píng)價(jià).

2.1 接頭的宏觀形貌

圖2為鋁合金筋板件攪拌摩擦焊T型接頭的宏觀橫截面.整個(gè)焊接接頭橫截面不同區(qū)域的組織有明顯的不同，因此，可將焊縫組織分為A、B、C、D的4個(gè)區(qū)域.A區(qū)為母材區(qū)(Base Metal，BM)，焊接過(guò)程中沒(méi)有受到熱影響，也沒(méi)發(fā)生熱變形;B區(qū)為熱影響區(qū)(Heat Affect Zone，HAZ)，該區(qū)域的材料因受熱循環(huán)的影響，微觀組織和力學(xué)性能均發(fā)生變化，但沒(méi)有發(fā)生塑性變形;C區(qū)為熱機(jī)影響區(qū)(Thermo-mechanically Affected Zone，TMAZ)，該區(qū)域發(fā)生明顯的塑性變形，但由于攪拌針的旋轉(zhuǎn)作用，左右兩邊的流線方向不同;D區(qū)為焊核區(qū)(Weld Nugget，WN)，由于受到攪拌針高速旋轉(zhuǎn)和擠壓作用，該區(qū)域的材料發(fā)生了劇烈的變形，組織結(jié)構(gòu)發(fā)生較大的變化.焊接接頭區(qū)的這種典型分區(qū)使得接頭區(qū)呈現(xiàn)組織上的不協(xié)調(diào)性，從而使得接頭和母材在微觀組織上的差異性，并在一定程度上影響該區(qū)域的宏觀性能［10－11，15－16］.

圖2 焊接接頭橫斷面的宏觀形貌

2.2 接頭的微觀組織

接頭不同區(qū)域的微觀組織形貌如圖3所示.母材為典型的軋制狀態(tài)，微觀形貌為板條狀組織，焊接前后沒(méi)發(fā)生變化，如圖3(a)所示.焊核區(qū)為細(xì)小、均勻的等軸晶粒(圖3(b)).焊核區(qū)為攪拌針直接攪拌磨擦的區(qū)域，產(chǎn)生大量的摩擦熱和強(qiáng)烈的塑性變形，攪拌針對(duì)晶粒的破碎作用使得該區(qū)晶粒更加細(xì)小，屬于典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒［11，17－19］.焊縫區(qū)的前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)的分界線不同，前進(jìn)側(cè)分界線比較明顯，熱機(jī)影響區(qū)的塑性流動(dòng)痕跡也非常清晰，后退側(cè)分界面相對(duì)模糊些，有時(shí)由于過(guò)度均勻而不易分辨［11，16］(圖3(c)和(d)).這是由于焊接過(guò)程中，攪拌頭經(jīng)過(guò)的區(qū)域金屬處于完全塑性狀態(tài)，兩側(cè)金屬隨著攪拌針的旋轉(zhuǎn)而不斷地塑性流動(dòng)，兩側(cè)金屬根據(jù)離攪拌頭距離的遠(yuǎn)近不同而處于不同的塑性狀態(tài)，但兩側(cè)受攪拌的程度和流動(dòng)方向是不一致的［11，15－16］.在前進(jìn)側(cè)，母材塑性變形方向向前，與焊接方向一致;在后退側(cè)，母材塑性變形方向向后，與焊接方向相反;在焊縫內(nèi)，由于攪拌針旋轉(zhuǎn)過(guò)程中不斷地旋轉(zhuǎn)擠壓作用，以及塑化金屬沿螺紋軸向流動(dòng)，在攪拌針后方產(chǎn)生了瞬時(shí)的空腔，使得攪拌區(qū)內(nèi)前進(jìn)面的金屬沿軸肩或攪拌針的外表面被逆時(shí)針地?cái)D壓到攪拌針后方，而后退面金屬被順時(shí)針擠壓到后方.因此，前進(jìn)側(cè)焊縫內(nèi)金屬塑性流動(dòng)方向與母材金屬塑性流動(dòng)方向相反，使焊縫金屬和母材金屬之間存在很大的變形差，形成明顯的分界線;而后退側(cè)焊縫金屬與母材金屬塑性流動(dòng)相同，分界線相對(duì)模糊［11，16，18，20］.

2.3 接頭的抗拉強(qiáng)度

不同焊接工藝參數(shù)下焊接接頭的拉伸力學(xué)性能如表4所示.研究表明，攪拌摩擦焊焊接參數(shù)影響接頭的焊接強(qiáng)度［16，21］.當(dāng)攪拌頭旋轉(zhuǎn)速度為750 r/min、焊接速度為60 mm/min時(shí)，焊件的抗拉強(qiáng)度最好，為315 MPa，達(dá)到了母材強(qiáng)度的70.1%.對(duì)接頭進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試發(fā)現(xiàn)，幾乎所有試樣的拉斷位置均為焊縫前進(jìn)側(cè)，表明該位置是焊縫的最薄弱處.

2.4 接頭的顯微硬度

圖4為焊縫不同區(qū)域的硬度值，從圖4可知焊縫過(guò)渡區(qū)硬度低于母材，硬度最低值出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)的熱機(jī)影響區(qū)，由于該區(qū)域在焊接過(guò)程中發(fā)生了較大塑性流動(dòng)，且與母材區(qū)域的金屬流動(dòng)相反而形成較大的變形梯度，同時(shí)受到機(jī)械攪拌熱的影響，使組織增大，降低其硬度，這與拉伸斷裂位置相一致，表明該區(qū)域?yàn)楹缚p的薄弱區(qū).熱影響區(qū)的硬度略低于母材，由于該區(qū)域焊接過(guò)程中沒(méi)機(jī)械攪拌作用，受熱作用溫度升高，晶粒有長(zhǎng)大現(xiàn)象，硬度相比熱機(jī)影響區(qū)高些.焊核區(qū)硬度大于熱機(jī)影響區(qū)而小于其他區(qū)域的硬度，該區(qū)受攪拌頭的直接作用，溫度較高且變形速率大，形成了典型的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核，并發(fā)生有限的長(zhǎng)大，形成了均勻細(xì)小的組織，因而硬度略升高.

圖3 焊接接頭的微觀組織

表4 初始時(shí)效前接頭的拉伸力學(xué)性能

圖4 焊接接頭顯微硬度分布

3 熱處理結(jié)果與分析

2A12鋁合金是熱處理可強(qiáng)化鋁合金，時(shí)效強(qiáng)化是其最重要的一種強(qiáng)化機(jī)制.由于焊接接頭的引入，研究中采用不同的時(shí)效熱處理方案對(duì)其進(jìn)行處理，研究接頭區(qū)組織和性能變化，尋求提高攪拌摩擦焊接頭強(qiáng)度的方法.從前文的拉伸和硬度試驗(yàn)結(jié)果可知，焊縫前進(jìn)側(cè)、后退側(cè)是焊接件的薄弱區(qū)域.因?yàn)樵搮^(qū)域在焊接過(guò)程不僅受到攪拌針的高速旋轉(zhuǎn)擠壓而發(fā)生劇烈的扭曲變形，而且受到焊接熱的影響，特別是前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)，其焊縫內(nèi)塑性金屬流動(dòng)方向和焊接方向相反，產(chǎn)生了很大的變形差.而焊后熱機(jī)影響區(qū)域內(nèi)的晶粒出現(xiàn)突變現(xiàn)象，由焊核的細(xì)小晶粒變?yōu)闊嵊绊憛^(qū)的粗大晶粒.熱處理只能優(yōu)化其性能，但不能消除其缺陷.下述研究針對(duì)該區(qū)域的組織和性能開(kāi)展和分析.

3.1 不同熱處理后接頭微觀組織及分析

圖5 單級(jí)時(shí)效處理

圖5至圖8分別為不同時(shí)效熱處理方案下焊接接頭焊縫前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)微觀形貌.進(jìn)行單級(jí)時(shí)效處理后的組織有長(zhǎng)大的趨勢(shì)，同時(shí)也有溶質(zhì)原子析出，如圖5所示，但這對(duì)焊縫的性能影響不大.從圖6可知，經(jīng)退火+時(shí)效處理的熱機(jī)影響區(qū)前進(jìn)側(cè)、后退側(cè)分界線更加明顯，晶粒大小變化較大，退火雖然降低了焊接殘余應(yīng)力，但也降低了固溶體的飽和度，這必然會(huì)降低焊接接頭的綜合性能.而經(jīng)退火+固溶+時(shí)效處理的熱機(jī)影響區(qū)前進(jìn)側(cè)、后退側(cè)分界線十分模糊，晶粒大小變化比較均勻，由于經(jīng)過(guò)了重新固溶，提高了過(guò)飽和粒子的濃度，有利于進(jìn)一步時(shí)效強(qiáng)化，而分級(jí)時(shí)效處理后的試樣在過(guò)渡區(qū)析出的溶質(zhì)原子相對(duì)單級(jí)時(shí)效處理多些，分布也均勻，這都有利于提高接頭的力學(xué)性能，如圖7、圖8所示.

圖6 退火+單級(jí)時(shí)效處理

圖7 退火+固溶+單級(jí)時(shí)效處理

圖8 退火+固溶+分級(jí)時(shí)效處理

3.2 不同熱處理后接頭抗拉強(qiáng)度分析

表5所示為采用不同熱處理方案下試樣的拉伸力學(xué)性能.經(jīng)單級(jí)時(shí)效處理后的強(qiáng)度變化不大，由于單級(jí)時(shí)效對(duì)焊縫區(qū)域的組織大小、析出溶質(zhì)原子的數(shù)量產(chǎn)生的影響不大;經(jīng)退火+單級(jí)時(shí)效處理后，焊接試樣強(qiáng)度沒(méi)有提高，反而低于熱處理前的焊接件強(qiáng)度，這是由于退火處理不僅能降低焊接殘余應(yīng)力，而且降低溶質(zhì)原子的濃度，不利于時(shí)效強(qiáng)化處理，同時(shí)也使得微觀組織進(jìn)一步長(zhǎng)大，特別是熱機(jī)影響區(qū)的晶粒大小不一、變化突然，降低了其綜合性能.而經(jīng)過(guò)退火+固溶+時(shí)效熱處理后的焊接試樣，接頭強(qiáng)度都得到了較大的提高，分級(jí)時(shí)效處理后強(qiáng)度為387 MPa，達(dá)到母材強(qiáng)度的86.5%.這是因?yàn)橥嘶鹉芙档蜌堄鄳?yīng)力和穩(wěn)定組織，經(jīng)過(guò)重新固溶處理后能提高溶質(zhì)原子的飽和度和合金元素的濃度，采用人工時(shí)效處理后有利于溶質(zhì)原子的析出和第二相的生成，特別是分級(jí)時(shí)效更有利于形成高密度的G..P.區(qū)，分布更加均勻，起到提高彌散強(qiáng)化效果的作用，提高了鋁合金的綜合性能［13－14，19，22］.

3.3 不同熱處理接頭硬度分布

圖9為經(jīng)過(guò)4種不同熱處理和未處理的焊縫硬度分布對(duì)比圖.經(jīng)過(guò)時(shí)效處理后焊縫硬度有一定程度的提高，硬度分布的幅度也得到改善，這是由于:經(jīng)過(guò)時(shí)效處理后在不提高合金元素總含量的前提下提高了固溶體的飽和度，使合金元素的濃度提高，同時(shí)減少了粗大未溶結(jié)晶相，時(shí)效處理后有溶質(zhì)原子析出，從而提高了其綜合性能;經(jīng)退火+時(shí)效處理的硬度最低，除母材區(qū)外，其他各區(qū)域都低于原始焊接試樣的硬度，由于退火使晶粒粗大化和析出物減少等有關(guān);退火+固溶+時(shí)效處理的試樣硬度都得到提高，而且熱機(jī)影響區(qū)和焊核區(qū)的硬度差不多，分布幅度不大，由于這兩個(gè)區(qū)域的組織的長(zhǎng)大、變化均勻，同時(shí)第二相的長(zhǎng)大和過(guò)飽和溶質(zhì)原子的析出、均勻分布，極大地提高了其綜合性能.

表5 不同熱處理方案下接頭的拉伸性能

圖9 不同時(shí)效熱處理方式下接頭硬度分布

4 結(jié)論

1)對(duì)2A12鋁合金筋板件進(jìn)行攪拌摩擦焊試驗(yàn)，選取適當(dāng)焊接參數(shù)時(shí)，可得到良好的焊接接頭，當(dāng)攪拌針的旋轉(zhuǎn)速度為750 r/min，焊接速度為60 mm/min時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度為315 MPa，為母材強(qiáng)度的70.1%.

2)對(duì)焊接接頭進(jìn)行不同的熱處理，退火+時(shí)效處理降低了焊接接頭的強(qiáng)度和硬度，而退火+固溶+時(shí)效能提高焊接接頭的強(qiáng)度和硬度，特別是分級(jí)時(shí)效處理后強(qiáng)度為387 MPa，為母材強(qiáng)度的86.5%.

3)拉伸斷裂出現(xiàn)在前進(jìn)側(cè)熱機(jī)影響區(qū)，焊縫硬度最低值和組織不均勻區(qū)出現(xiàn)在焊縫前進(jìn)側(cè)及后后退側(cè)，這是焊縫的薄弱環(huán)節(jié).

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Friction stir welding and successive heat treatment of T-shaped rib-web parts of 2A12 aluminim alloy

LI Jun-chu，ZHOU De-sheng，LIU Da-hai，LIU Ge-ping
(Shool of Aeronautical Manufacturing Engineeing，Nanchang Hangkong University，Nanchang 330063，China)

To evaluate the friction stir welding(FSW)technique of rib-web parts and to explore the ways of improving the joint strength，the T-shaped FSW process was conducted for the rib-web parts of 2A12 aluminum alloy，and the relative microstructure and mechanical property of welded joints were investigated before and after a series of aritificical aging processes.Results show that the T-shaped FSW technique alone can realize the formation of 2A12 aluminum alloy rib-web parts.And when the rotating speed of stirring joint is 750 r/min and the welding speed is 60 mm/min，the welded joints have a better tensile strength of 315 MPa that is 70.1%of that of the base metals，which are regarded as an ideal parameters under the experimental conditions.The fracture and the lowest hardness appear in the same location in the thermo-mechanically affected zone (TMAZ)of advancing side of joints，which is the weak point of friction stir welding joints for 2A12 aluminum alloy.The welded joints after heat treatment show that a significant improvement upon tensile strength can be observed by using a combined aging process of annealing，solution and step aging.The tensile strength of joints can reach 387 MPa，86.3%of that of the base metals.However，the weak point of joints is still located in the thermo-mechanically affected zone(TMAZ)of advancing side.

2A12 aluminum alloy;friction stir welding;artificial aging;heat treatment

TG146.4 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號(hào)：1005－0299(2011)02－0080－06

2010－11－16.

輕合金科學(xué)與技術(shù)國(guó)防重點(diǎn)學(xué)科實(shí)驗(yàn)室資助項(xiàng)目(GF200901007).

黎俊初(1957－)，男，教授.

(編輯 呂雪梅)