7A09 鋁合金電子束焊接接頭的顯微組織與力學(xué)性能

張成聰，王志國，劉 嬌，汪 政，王少剛

（1.上海航天設(shè)備制造總廠有限公司，上海 200245；2.上海船舶設(shè)備研究所，上海 200031；3.南京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，江蘇 南京 211106）

0 引言

7A09 鋁合金屬于Al-Zn-Mg-Cu 系合金，具有低密度、高強度、高韌性以及耐蝕性能好等特點，在航空航天等領(lǐng)域中應(yīng)用廣泛。隨著7A09 鋁合金在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用不斷增多，有關(guān)該鋁合金的焊接工藝及焊接性能研究日益受到人們的廣泛關(guān)注。已有的研究表明，采用傳統(tǒng)的鎢極氬弧焊（Tungsten Inert Gas Welding，TIG）方法焊接7×××系鋁合金，由于焊接熱輸入相對較大，對焊接區(qū)的保護效果相對較差，導(dǎo)致獲得的接頭強度系數(shù)不夠高［1］。激光焊與激光填絲焊用于鋁合金的焊接具有一定適應(yīng)性［2-3］，通常激光焊接頭焊縫的晶粒較細小，但焊縫中易出現(xiàn)氣孔，導(dǎo)致降低接頭的力學(xué)性能。雖然Al-Zn-Mg-Cu 合金攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，F(xiàn)SW）接頭［4-5］具有相對較高的強度，但FSW 工藝過程對接頭的裝配要求較高，難以焊接形狀復(fù)雜的構(gòu)件。相比較而言，電子束焊（Electron Beam Welding，EBW）具有能量密度高、焊接熱輸入小和真空環(huán)境保護等特點，易于獲得高質(zhì)量的接頭。EBW 的工藝參數(shù)易于調(diào)節(jié)，可重復(fù)性好，用于鋁合金的焊接具有較大優(yōu)勢。

實踐表明，在電子束焊接過程中，添加不同波形的電子束掃描，可增強對熔池金屬的攪拌作用，改善熔池金屬的流動性，減輕對焊縫氣孔的敏感性，提高接頭的力學(xué)性能。DINDA 等［6］研究發(fā)現(xiàn)，焊接時添加直徑為1 mm 的圓形電子束掃描，接頭焊縫中的氣孔平均尺寸和數(shù)量都有所減小。CHEN等［7］對厚板2A12 鋁合金的研究顯示，焊接時添加圓形電子束掃描，可有效改善焊縫成形，并使焊縫組織細化，接頭強度提高31.2%。

對Al-Zn-Mg-Cu 系時效強化型鋁合金進行熔化焊，焊態(tài)下接頭區(qū)域會發(fā)生軟化現(xiàn)象，導(dǎo)致接頭的強度系數(shù)不夠高，這是因為焊縫金屬區(qū)處于欠時效，而熱影響區(qū)（Heat-Affected Zone，HAZ）處于過時效。因此，有必要對接頭進行焊后熱處理，以改善接頭區(qū)域的顯微組織，促進強化相的析出，使接頭的強度提高。TEMMAR 等［8］對7075 鋁合金TIG焊接頭進行140 ℃/10 h 時效處理，結(jié)果顯示，與焊態(tài)下的接頭相比，接頭熔合區(qū)與熱影響區(qū)中的顆粒狀析出物增多，使接頭的硬度與拉伸強度都有所提高。?PEKO?LU 等［9］研究表明，對AA7075 鋁合金FSW 接頭進行固溶+時效處理，可使接頭的強度與韌性都有所提高，硬度甚至恢復(fù)到母材水平。BAYAZID 等［10］對7075 攪拌摩 擦焊接 頭進行循環(huán)固溶處理，即在400～480 ℃之間重復(fù)加熱，進行130 ℃/36 h 時效處理，焊縫晶粒未出現(xiàn)異常長大，熱處理后接頭的力學(xué)性能明顯提高。

7A09 鋁合金作為一種典型的高強度7×××系鋁合金，目前國內(nèi)外有關(guān)其電子束焊接及焊后熱處理研究的報道還比較少見。基于此，本文分析研究不同電子束焊工藝及其焊后熱處理對7A09鋁合金電子束焊接頭顯微組織與力學(xué)性能的影響，可為焊接構(gòu)件在工業(yè)生產(chǎn)中的應(yīng)用提供理論指導(dǎo)與技術(shù)支持。

1 試驗材料及方法

試驗?zāi)覆臑?A09 鋁合金，熱處理狀態(tài)為T6，其化學(xué)成分為：Al-5.71Zn-2.3Mg-1.52Cu-0.13Mn-0.21Fe-0.18Si-0.2Cr-0.04Ti。將母材加工成尺寸為100 mm×50 mm×4 mm 的焊接試樣。焊前對試樣表面進行嚴格清理，以避免試樣表面存在氧化膜和油污等污染物，導(dǎo)致焊接時出現(xiàn)焊縫氣孔等缺陷。采用對接接頭型式，在TETA-6E800M2 型真空電子束焊機上沿試樣長度方向進行對接焊。電子束焊接時，真空室的壓力為5×10-3Pa，加速電壓60 kV，工作距離300 mm。為了增強對熔池的攪拌作用，改善熔池金屬的流動性，作為對比，部分試樣在焊接過程中添加圓形電子束掃描。具體的電子束焊接工藝參數(shù)見表1。焊接完成后，對焊縫表面成形良好、焊態(tài)下拉伸強度較高的接頭進行焊后熱處理。接頭的焊后熱處理工藝為：450 ℃/1 h+480 ℃/1 h 雙級固溶處理，水淬，然后進行140 ℃/20 h 時效處理。

表1 7A09 鋁合金電子束焊接工藝參數(shù)Tab.1 Electron beam welding parameters of 7A09 aluminum alloy

分別對焊態(tài)下和熱處理后的接頭，進行顯微組織分析和力學(xué)性能測試。接頭金相觀察試樣經(jīng)研磨和拋光后，用 Keller 試 劑（2.5%HNO3+1.5%HCl+1%HF+95%H2O）進行腐蝕，采用MM6 型金相顯微鏡和Quanta 200 型掃描電鏡（Scanning Electronic Microscopy，SEM）觀察接頭不同區(qū)域的顯微組織。采用D8 Advance 型X 射線衍射儀（X-ray Diffraction，XRD）對接頭焊縫區(qū)的相結(jié)構(gòu)組成進行測試分析。利用掃描電鏡附帶的能譜儀（Energy Dispersive Spectrometer，EDS）對焊縫微區(qū)的化學(xué)成分進行分析。采用JEM-2100F 型透射電 鏡（Transmission Electron Microscope，TEM）對接頭焊縫區(qū)的微觀亞結(jié)構(gòu)進行觀察與分析。按照國家標準GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗方法》，采用CMT-5105 型電子萬能材料試驗機進行接頭的室溫拉伸試驗，拉伸時的加載速度為1 mm/min。采用HXS-1000A 型顯微硬度計對接頭區(qū)域的顯微硬度進行測量，測試條件為：加載載荷200 g，持續(xù)時間15 s。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 接頭宏觀形貌

未添加電子束掃描獲得的3#接頭和添加圓形電子束掃描獲得的4#接頭焊縫宏觀形貌照片如圖1所示。2 種接頭焊縫表面均成形良好，未發(fā)現(xiàn)有氣孔和微裂紋等缺陷，說明采用的電子束工藝參數(shù)較為合適。3#接頭的焊縫表面有輕微凹陷，如圖1（a）所示；4#接頭的焊縫表面成形更好，焊縫魚鱗紋清晰、分布均勻，焊縫表面無凹陷，如圖1（b）所示，表明焊接時添加圓形電子束掃描可進一步改善焊縫成形。由于焊接接頭的力學(xué)性能與焊縫形貌及其顯微組織等密切相關(guān)，本文主要對4#接頭的顯微組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能進行分析研究，并與3#接頭的進行對比，分析焊后熱處理對4#接頭顯微組織與力學(xué)性能的影響。

圖1 電子束焊接頭焊縫宏觀形貌Fig.1 Macrograph of electron beam welded joints

2.2 接頭微觀組織結(jié)構(gòu)

2.2.1 熱處理前后接頭區(qū)域的顯微組織及EDS分析

對焊態(tài)接頭區(qū)域的顯微組織進行觀察，接頭焊縫區(qū)及過渡區(qū)的顯微組織如圖2 所示。圖2（a）和圖2（b）分別為未添加電子束掃描的3#接頭和添加電子束掃描的4#接頭過渡區(qū)顯微組織。圖中可見，接頭HAZ 與熔合區(qū)（Fusion Zone，F(xiàn)Z）組織差異較為明顯。熱影響區(qū)保留原始母材的纖維狀組織結(jié)構(gòu)，熔合線處的晶粒沿垂直于熔合線的方向生長，形成典型的柱狀晶組織。焊接時添加電子束掃描使4#接頭焊縫組織中柱狀晶的尺寸和數(shù)量都有所減?。?1］。隨著柱狀晶的生長，在接頭焊縫中心，液態(tài)金屬達到結(jié)晶溫度，形成許多晶核，同時沿各個方向生長，在熔合區(qū)形成典型的等軸狀枝晶組織。在電子束焊接過程中，添加電子束掃描，可改善焊縫的結(jié)晶形態(tài)，使液態(tài)金屬中形成的晶核數(shù)目增加。因此，添加電子束掃描的4#接頭熔合區(qū)晶粒尺寸較細小，如圖2（d）所示。

為了研究接頭熔合區(qū)中的析出相成分及其分布，對焊態(tài)下的接頭進行SEM 觀察和EDS 分析。拍攝接頭區(qū)域的SEM 照片如圖3 所示，在柱狀晶和等軸晶的晶界處存在一些析出相的聚集，形成共晶組織。對圖3（a）中的熔合區(qū)（FZ）局部進行放大，發(fā)現(xiàn)熔合區(qū)內(nèi)的析出相在晶界處呈連續(xù)分布，在晶粒內(nèi)呈點狀分布，如圖3（b）所示。對圖3（b）中的不同區(qū)域進行EDS 分析，A 點晶界相的EDS分析結(jié)果如圖3（c）所示，B 點基體的EDS 分析結(jié)果如圖3（d）所示。圖中可見，晶界相內(nèi)含有較多的Cu、Zn、Mg 元素，Al 基體中除了含有Zn、Mg 元素外，未檢測到其他合金元素。較多的合金元素在晶界處聚集，可能形成多種復(fù)雜結(jié)構(gòu)的析出相，這些析出相的尺寸較大，將減弱彌散強化效果，導(dǎo)致晶界的塑性降低，對接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。

圖3 焊態(tài)接頭焊縫SEM 圖片及EDS 分析Fig.3 SEM images and EDS analyses of welded joint in AW condition

為了改善接頭區(qū)域的顯微組織，促進接頭焊縫區(qū)中強化相的析出，以提高焊接接頭的強度系數(shù)，對焊縫成形較好的4#接頭進行焊后熱處理。熱處理后接頭區(qū)域的顯微組織如圖4 所示。熱處理后接頭焊縫區(qū)及熱影響區(qū)的晶粒內(nèi)形成了大量細小的黑色顆粒相，如圖4（a）所示，在接頭過渡區(qū)，柱狀晶逐漸向等軸晶轉(zhuǎn)變。同時，接頭熔合區(qū)內(nèi)大量的初生相發(fā)生溶解，晶粒變細小，如圖4（b）所示，有利于提高接頭的力學(xué)性能。

圖4 熱處理后接頭區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructure of welded joint after post-weld heat treatment（PWHT）

對熱處理后的接頭焊縫區(qū)進行SEM 觀察與EDS 分析，結(jié)果如圖5 所示。與焊態(tài)下的接頭SEM分析結(jié)果相比（如圖3（a）所示），熱處理后晶界處呈連續(xù)分布的析出相消失。如圖5（b）所示，晶界處的析出物呈彌散分布，有利于提高接頭的抗拉強度。在受到拉伸應(yīng)力作用時，微孔首先在彌散析出物處形核，在外力的持續(xù)作用下，基體內(nèi)微孔發(fā)生聚集，微孔連接在一起導(dǎo)致發(fā)生斷裂。分別對熱處理后接頭焊縫區(qū)的彌散析出物和基體進行EDS 分析，A點處晶界析出物的EDS 分析結(jié)果如圖5（c）所示，B點處基體的EDS 分析結(jié)果如圖5（d）所示。與焊態(tài)下的接頭相比（如圖3（c）所示），晶界析出物中的Zn、Mg、Cu 元素含量有所減少，F(xiàn)e 元素的含量增多，出現(xiàn)了少量的Mn 元素；基體中的Zn、Mg 元素的含量有所增加。這是因為在接頭焊后熱處理的固溶過程中，Zn、Mg、Cu 等元素充分溶入基體，并在隨后時效過程中原子擴散，均勻分布在基體中，合金元素偏析降低。由于Fe 元素在鋁中的固溶度很小，在熱處理過程中難以溶入基體，會吸收周圍的溶質(zhì)原子，在冷卻后形成顆粒相。

圖5 熱處理后接頭SEM 觀察與EDS 分析Fig.5 SEM images and EDS analyses of welded joint after PWHT

2.2.2 熱處理前后接頭焊縫區(qū)XRD 分析及TEM觀察

對熱處理前后的7A09 鋁合金電子束焊接頭焊縫金屬區(qū)進行XRD 分析，結(jié)果如圖6 所示。從圖6（a）中可以看出，焊態(tài)下接頭焊縫區(qū)主要為α-Al基體相，還存在Mg32（Al，Zn）49、Al7Cu2Fe 和Al2CuMg 相，原始母材中的主要強化相MgZn2的數(shù)量較少。分析可知，在電子束焊接過程中，熔池金屬凝固時先結(jié)晶形成α-Al 固溶體，由于冷卻速度較快，焊態(tài)下焊縫金屬處于欠時效，使得析出MgZn2相的數(shù)量較少，部分合金元素在晶界處和晶內(nèi)發(fā)生聚集，導(dǎo)致形 成Mg32（Al，Zn）49、Al7Cu2Fe 和Al2CuMg 相。從圖6（b）中可以看出，經(jīng)過焊后熱處理（PWHT），接頭焊縫區(qū)中強化相MgZn2的數(shù)量增多，Mg32（Al，Zn）49、Al2CuMg 和Al7Cu2Fe 相的數(shù)量有所減少。這是由于在焊后固溶處理過程中，大量的初生相溶入鋁基體，形成過飽和固溶體，在隨后的時效過程中，并未形成尺寸較大的顆粒相，而是形成了細小彌散的MgZn2強化相。同時，焊縫區(qū)中還形成了少量的Al6Mn 相，晶界處的Al6Mn 相可以對晶界起到釘扎作用，有效阻礙位錯運動和晶界遷移，阻礙晶粒長大，細化晶粒。

圖6 熱處理前后接頭焊縫區(qū)XRD 分析Fig.6 XRD analyses of weld metal before and after PWHT

對焊態(tài)接頭焊縫區(qū)進行TEM 觀察與分析，拍攝的接頭焊縫區(qū)TEM 圖像如圖7 所示。從圖7（a）中可以看出，晶界處存在共晶組織，對該區(qū)域進行放大觀察，發(fā)現(xiàn)共晶組織內(nèi)含有大量的初生相，如圖7（b）所示。在鋁基體晶粒內(nèi)強化相的數(shù)量較少，只存在少量尺寸較大的球狀初生相，如圖7（c）所示。在受到外力作用時，位錯將以切割方式通過這些初生相，析出強化效果較弱，使得焊態(tài)下接頭的強度和硬度有所降低。

圖7 焊態(tài)接頭焊縫區(qū)TEM 圖像Fig.7 TEM images of weldment in AW condition

對熱處理后接頭焊縫區(qū)進行TEM 觀察與分析，拍攝接頭焊縫區(qū)的TEM 圖像如圖8 所示。Al-Zn-Mg-Cu 合金中第二相的析出順序如下［12］：過飽和固溶體（SSSα）→GP 區(qū)→亞穩(wěn)η（′MgZn2）相→穩(wěn)定η（MgZn2）相。從圖8（a）中可以看出，熱處理后晶界處的初生相溶解，可避免產(chǎn)生應(yīng)力集中，減少裂紋萌生。從圖8（b）中可以看出，熱處理后晶內(nèi)生成了較多的強化相顆粒，主要為尺寸6～10 nm 的橢球狀η′相［13］。接頭焊縫區(qū)析出的細小η′強化相，根據(jù)Orowan 機制，當運動位錯與其相遇時，將會受到阻礙作用，位錯只能繞過強化相顆粒，其強化效果表示如下［14］：

圖8 熱處理后接頭焊縫區(qū)TEM 圖像Fig.8 TEM images of weldment after PWHT

式中：Δσ為強度增量；c為常數(shù)；f為強化相的體積分數(shù)；r為強化相的半徑。

位錯線繞過強化相發(fā)生彎曲形成位錯環(huán)，留下的位錯環(huán)將對位錯源作用，產(chǎn)生一個相反方向的應(yīng)力，材料受到外力作用發(fā)生變形時，必須增大外加應(yīng)力以克服此應(yīng)力作用，表現(xiàn)為接頭的力學(xué)性能進一步提高。

2.3 接頭的力學(xué)性能及拉伸斷口分析

2.3.1 熱處理前后接頭區(qū)域的顯微硬度

對焊態(tài)下的3#接頭與4#接頭區(qū)域的顯微硬度進行測量，相鄰測量點之間的距離為0.2 mm，測試結(jié)果如圖9所示。接頭區(qū)域的硬度分布沿焊縫中心對稱，其中熔合區(qū)（FZ）的硬度最低，平均硬度為115 HV，與母材區(qū)（Base Metal，BM）的硬度（154 HV）相比有所降低。接頭熱影響區(qū)（HAZ）的硬度分布為：隨著與焊縫中心之間的距離增大，硬度呈先升高后降低的變化趨勢，最低硬度值約為130 HV。從圖中還可以看出，與未添加電子束掃描的3#接頭相比，添加圓形電子束掃描的4#接頭熔合區(qū)由于晶粒相對較細?。ㄈ鐖D2（d）所示），產(chǎn)生細晶強化作用，使其硬度值略高于3#接頭熔合區(qū)。

圖9 熱處理前后接頭區(qū)域的顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution of weld zone before and after PWHT

7A09 鋁合金母材具有較高的強度和硬度，主要是由于第二相析出強化所致。由前述的接頭顯微組織結(jié)構(gòu)分析可知，電子束焊接時的快速加熱及冷卻過程，使得焊態(tài)下焊縫金屬處于欠時效狀態(tài)，焊縫區(qū)只存在少量尺寸較大的沉淀相，原始母材中的主要強化相如MgZn2等的數(shù)量較少，因此接頭熔合區(qū)的硬度最低。受到焊接時的熱循環(huán)作用，接頭熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，處于過時效狀態(tài)，該區(qū)域中MgZn2相的尺寸和間距增大，導(dǎo)致第二相的強化效果減弱［15］。因此，HAZ 的硬度有所降低。

對4#接頭熱處理后（PWHT）接頭區(qū)域的顯微硬度進行測試，并與焊態(tài)下（AW）的接頭進行對比。經(jīng)過熱處理后接頭熔合區(qū)的硬度明顯提高，在焊后熱處理過程中，熔合區(qū)中的晶界初生相熔入Al 基體，隨后形成強化相，使焊縫區(qū)硬度提高至150 HV。熱影響區(qū)的軟化現(xiàn)象消除，基本恢復(fù)到接近母材的硬度水平。熱處理后熔合區(qū)仍然是整個接頭區(qū)域硬度最低的部位，主要原因是電子束焊接時熔池的溫度超過Zn、Mg 等元素的沸點，可能導(dǎo)致部分合金元素發(fā)生蒸發(fā)燒損，與原始母材相比，焊縫區(qū)析出強化相的數(shù)量有所減少。

2.3.2 熱處理前后接頭的拉伸性能及斷口分析

對母材及不同焊接工藝條件下獲得的接頭進行拉伸試驗，測試結(jié)果見表2。原始母材的抗拉強度為495.8 MPa，斷后伸長率為8.7%。與母材本身的強度相比，在不同焊接工藝條件下獲得接頭的抗拉強度均有所降低，接頭拉伸斷裂均發(fā)生在熔合區(qū)。從表2 中可以看出，在未添加電子束掃描的接頭中，在保證焊透的情況下，采用電子束流16.5 mA，焊接速度12 mm/s 獲得的3#接頭強度最高，為302.4 MPa。焊接時添加電子束掃描可以改善接頭焊縫區(qū)的顯微組織，提高接頭的力學(xué)性能。焊態(tài)下添加電子束掃描獲得的4#接頭具有最高的抗拉強度，為327.7 MPa，這與前述的接頭區(qū)域微觀組織分析（如圖2 所示）相吻合。

表2 母材及不同焊接工藝下獲得接頭的拉伸試驗結(jié)果Tab.2Results of tensile tests for base metal and joints under different welding processes

由于7A09 鋁合金屬于典型的時效強化型合金，在焊態(tài)下電子束焊接頭焊縫金屬處于欠時效、熱影響區(qū)處于過時效狀態(tài)，對接頭進行焊后熱處理（PWHT），可促進接頭區(qū)域的強化相析出，提高接頭的力學(xué)性能。對熱處理后的4#接頭進行拉伸性能測試，并與焊態(tài)接頭（AW）和母材（BM）進行比較，經(jīng)過焊后熱處理，接頭的抗拉強度達到400.6 MPa，斷后伸長率達到3.8%，分別為母材的80.8%和43.7%。與焊態(tài)下的接頭相比，熱處理后接頭的抗拉強度提高，與原始母材相比，焊縫金屬區(qū)仍是接頭區(qū)域的薄弱環(huán)節(jié)，接頭拉伸斷裂發(fā)生在焊縫處。

為了探討接頭的拉伸斷裂機制，對焊態(tài)下的3#接頭與4#接頭斷口進行掃描觀察與分析，拍攝接頭的拉伸斷口SEM 照片如圖10 所示。

圖10 焊態(tài)下接頭的拉伸斷口掃描照片F(xiàn)ig.10 SEM images of tensile fracture for joints in AW condition

從圖10（a）中可以看出，未添加電子束掃描的3#接頭斷口表面分布有較多韌窩，但部分區(qū)域同時存在少量光滑平面，接頭斷口整體呈韌-脆混合斷裂模式；從圖10（b）中可以看出，添加電子束掃描的4#接頭斷口表面分布有許多大小不一的韌窩，接頭斷口呈明顯的韌性斷裂特征。

對熱處理后的4#接頭拉伸斷口進行掃描觀察與分析，拍攝接頭斷口的SEM 圖片如圖11 所示。從圖11（a）中可以看出，接頭斷口表面分布較多大且深的韌窩，放大觀察，可以發(fā)現(xiàn)在韌窩底部分布有細小的顆粒相，如圖11（b）所示。斷口表面韌窩的數(shù)量越多，深度越深，接頭的塑性和韌性越高。接頭焊縫區(qū)彌散分布的第二相顆粒能有效阻礙位錯運動，這是熱處理后接頭強度和塑性提高的主要原因。

圖11 熱處理后接頭拉伸斷口掃描照片F(xiàn)ig.11 SEM images of joint tensile fracture after PWHT

3 結(jié)束語

對7A09 鋁合金進行電子束焊，并對獲得的接頭進行焊后熱處理。通過對熱處理前后接頭的顯微組織與力學(xué)性能進行對比分析，可得到以下結(jié)論：

1）與未添加電子束掃描的接頭相比，焊接時添加電子束掃描可改善接頭焊縫成形。在電子束流16.5 mA，焊接速度12 mm/s，聚焦電流580 mA，并添加掃描頻率500 Hz、掃描幅值2%的圓形電子束掃描獲得的接頭強度最高，焊態(tài)下接頭的抗拉強度為327.7 MPa。

2）焊態(tài)下接頭熔合區(qū)由柱狀晶和等軸狀枝晶組成，初生相在晶界處聚集，形成共晶組織，焊縫區(qū)主要為α-Al 相，還存在Mg3（2Al，Zn）49、Al7Cu2Fe 和Al2CuMg 相，原始母材中的主要強化相MgZn2的數(shù)量較少。經(jīng)過焊后熱處理，接頭焊縫區(qū)中強化相MgZn2的數(shù)量增多，Mg3（2Al，Zn）49和Al7Cu2Fe 相的數(shù)量減少，在焊縫區(qū)形成了少量的Al6Mn 相。

3）對電子束焊接頭進行雙級固溶+人工時效處理，接頭熔合區(qū)晶界處的初生相消失，在晶粒內(nèi)有大量的MgZn2相生成，接頭的抗拉強度提高至400.6 MPa，達到母材強度的80.8%。與焊態(tài)下相比，熱處理后接頭熔合區(qū)的硬度明顯提高，熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象得到消除。熱處理后接頭的拉伸斷口表面分布有許多大且深的韌窩，呈明顯的韌性斷裂特征。