Microstructure and corrosion resistance of 7075 aluminum alloy welded by TIG
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摘要: 采用自研的7075铝合金焊丝对7075铝合金板材进行焊接试验，研究焊接电流(160 ~ 180 A)对焊缝组织和性能与耐蚀性的影响；同时观察T6热处理(480 ℃ + 1 h，120 ℃ + 24 h)后性能的变化.结果表明，焊缝组织均匀为等轴晶，而且随电流增大晶粒尺寸不断增加，热处理后晶界变窄，明显看出析出相变少；XRD和SEM检测发现焊接后焊缝主要由β相(β-AlCu3)、η相(MgZn2)和少量的AlCuMg相组成，同时检测出有Al13Fe4金属间化合物和少量的Mg2Si；热处理后合金元素固溶溶入基体，时效后并没有析出常见的强化相，仅发现Al13Fe4，Mg2Si和少量的Al5Fe3，SiO2杂质相.通过热处理，元素由热处理前的偏析严重，转变为热处理后的分布均匀，降低焊缝处的自腐蚀电位；同时阻抗和相位角均得到提升，耐蚀性最好的为经过热处理后电流165 A的焊缝.Abstract: In this paper, the self-developed 7075 aluminum alloy welding wire was used to conduct welding experiments on the 7075 aluminum alloy plate, and the effect of welding current (160-180 A) on the microstructure and corrosion resistance of the weld was studied, and the changes in performance after T6 heat treatment (480 ℃+1 h, 120 ℃+24 h) were observed. The microstructure at the weld is uniform isoaxial crystals, and with the increase of the current, the grain size continues to increase, and the grain boundary narrows after heat treatment, which is obviously seen to be less precipitation; XRD and SEM detection found that the weld is mainly composed of β phase (β-AlCu3), η phase (MgZn2) and a small amount of AlCuMg phase, and at the same time, Al13Fe4 intermetallic compounds and a small amount of Mg2Si were detected; after heat treatment, the solid solution of alloying elements dissolved into the matrix, and no common reinforced phase was precipitated after aging. Only Al13Fe4, Mg2Si and a small amount of Al5Fe3 and SiO2 impurity phases were found. Through heat treatment, the elements are severely segregated before heat treatment to uniform distribution after heat treatment, reducing the self-corrosion potential at the weld; at the same time, the impedance and phase angle are improved, and the best corrosion resistance is the weld under the current 165 A after heat treatment.
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0. 序言
钛/铝轻量化复合结构比强度高、耐腐蚀，在航空航天等工业中应用前景广泛. 然而两者熔点、线胀系数等性质相差大，高温下极易形成脆性金属间化合物(IMCs)，传统焊接工艺难以实现钛与铝的可靠连接[1]. 近年来，钛与铝的熔钎焊受到越来越多的关注[2-4]，通过钛与焊缝形成钎焊结合，而铝侧形成熔焊结合的工艺，避免了大量Ti-Al脆性IMCs的形成[5]. 熔化极氩弧焊(MIG)成本低而焊接效率较高，采用MIG焊实现钛与铝的可靠熔钎焊具有重要意义.
随新型高效MIG焊技术的不断发展，MIG焊逐渐被用于钛/铝熔钎焊研究. 文献[6-7]采用脉冲电流MIG焊对钛/铝进行了对接试验，分析了焊接热输入对Ti/Al界面特性的影响，并研究了钛与铝的结合机理，研究结果证实了采用MIG焊实现钛/铝熔钎焊的可行性；通过优化工艺，采用Al-Si和Al-Mg焊丝均实现了钛/铝的无缺陷熔钎焊，接头力学性能良好[8-9]. 采用冷金属过渡(CMT)技术对钛/铝进行搭接，改善了Ti/Al界面冶金反应[10]；在进一步研究中，通过外加磁场的辅助作用，提高了接头的拉剪强度[11]. 采用旁路分流MIG焊进行钛与铝的搭接，发现钛与铝通过形成复杂的金属间化合物实现可靠结合[12]. 前期研究中，研究团队采用一种新型冷弧(Cold arc)MIG焊进行了钛/铝的熔钎焊，所获接头Ti/Al界面的抗拉强度超过铝侧焊接热影响区(HAZ)[13]. 基于先前研究，已获得适合于钛/铝熔钎焊的焊接热输入范围，但钛侧坡口角度及焊丝偏移量等对Ti/Al接头显微组织与力学性能的影响尚不明确.
文中采用冷弧MIG焊对TA2/5A05Al进行了对接研究. 通过改变钛侧坡口角度θ及焊丝偏移量d，对不同工艺下的接头成形、Ti/Al界面组织及接头抗拉强度进行了对比；对优选工艺的Ti/Al界面组织结构进行了深入分析. 目的是获得TA2/5A05Al异质合金最佳冷弧MIG焊工艺匹配，并揭示最佳工艺匹配下钛/铝异质合金的结合机理. 研究内容对实现钛/铝的可靠MIG熔钎焊，推动钛/铝复合结构的应用提供试验和理论基础.
1. 试验材料及方法
选用尺寸150 mm × 100 mm × 2.5 mm 的TA2钛和5A05Al铝合金作为母材，选用ϕ1.2 mm的SAl 5183焊丝，主要成分见表1. 采用EWM-Alpha Q351焊机的脉冲冷弧焊模式进行钛与铝的对接. 焊缝正面用80%Ar + 20%He (体积分数)混合气体保护，流量20 L/min，背面99.999% (体积分数)高纯Ar保护，流量15 L/min. 其它主要参数为：平均焊接电流80 ~ 86 A，平均电弧电压15.7 ~ 17.8 V，焊接速度0.7 m/min，送丝速度4.0 m/min.
表 1 母材及焊丝主要化学成分(质量分数，%)Table 1. The chemical compositions of the base materials and the filler材料 Si Fe C Mg Cu Zn Mn Ti Al TA2 ≤ 0.15 ≤ 0.30 ≤ 0.10 − − − − 余量 − 5A05Al ≤ 0.50 ≤ 0.5 − 4.8 ~ 5.5 ≤ 0.05 ≤ 0.2 0.3 ~ 0.6 − 余量 SAl 5183 0.40 0.40 − 4.3 ~ 5.2 0.10 0.25 0.5 ~ 1.0 0.15 余量 首先研究钛侧坡口角度θ对接头显微组织与力学性能的影响，设计见图1. 为了减少钛的熔化，初步设定焊丝偏铝侧0.5 mm，坡口角度范围0° ~ 50°，见表2. 焊后对焊缝成形、Ti/Al界面特性及接头抗拉强度进行对比分析，获得最佳坡口角度θ0. 然后固定θ0，进行焊丝偏移量d的对比试验. 设定焊丝偏铝侧为“+”，偏钛侧“−”，见表3.
表 2 钛侧坡口角度θ设计Table 2. Design for the bevel angle θ in titanium参数1 参数2 参数3 参数4 参数5 参数6 参数7 参数8 0 10° 20° 30° 35° 40° 45° 50° 表 3 焊丝偏移量d设计(mm)Table 3. Design for the wire offset d参数1 参数2 参数3 参数4 参数5 参数6 参数7 −1.0 −0.5 0 +0.5 +1.0 +1.5 +2.0 通过焊缝成形、Ti/Al界面特性及接头抗拉强度对比，获得θ与d的最佳匹配. 选择最佳匹配工艺下的Ti/Al接头进行界面组织结构分析. 采用X射线衍射(XRD)分析Ti/Al界面附近物相组成；采用扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDS)分析焊接区微观结构，揭示钛/铝异质合金的结合机理.
2. 试验结果及分析
2.1 坡口角度对接头显微组织与力学性能的影响
根据焊缝成形，不同坡口角度θ所获接头可分三类，取θ = 0°，35°，50° 3个代表试样进行分析，结果见图2. 当θ ≤ 20°时(图2a)，焊缝正、背面成形差异大：焊缝正面较宽(约13 mm ± 0.5 mm)，母材表面形成少量飞溅；焊缝背面成形较窄，局部未焊透. 分析认为，当θ较小时，液态金属沿钛表面由上至下流动铺展，到达接头根部时温度迅速下降、黏性增大，在表面张力作用下无法充分润湿钛表面，导致未焊透缺陷.
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图 2 θ对焊缝正、背面成形的影响Figure 2. Influence of θ on the top and back views of the welds. (a) θ = 0°; (b) θ = 35°; (c) θ = 50°当θ在30° ~ 45°范围内时(图2b)，正、背面焊缝成形均匀、连续，未发现未填满、未焊透等成形缺陷，也未发现气孔、裂纹等表面缺陷；正面焊缝宽度为10 mm ± 0.5 mm，背面焊缝宽度为6 mm ± 0.5 mm.
当θ > 45°时(图2c)，焊缝出现了未填满、下塌等缺陷；背面焊缝宽度较大(约7.0 mm). 分析认为坡口角度较大，增加了焊接间隙，焊接时液态金属未能填满间隙；由于钛表面距电弧较远，电弧能量集中加热铝侧，铝过度熔化，导致焊缝局部下塌，背面焊缝宽度增大.
对上述3组接头，垂直于焊接方向取样，磨制抛光后采用体积比HF∶HNO3∶H2O = 1∶1∶10的混合酸溶液进行金相显蚀. 在3组接头的上部及根部选取相同位置进行Ti/Al界面SEM显微组织分析，结果如图3所示.
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Figure 3. Influence of θ on the Ti/Al interfacial microstructures. (a) top parts for θ = 0°; (b) top parts for θ = 35°; (c) top parts for θ = 50°; (d) root partsfor θ = 0° (be) root partsfor θ = 35°; (f) root partsfor θ = 50°当θ = 0°时，接头上部Ti/Al界面处形成厚度超过30 μm的熔合区，且熔合区内存在大量显微裂纹，如图3a所示. 分析认为，θ较小时，钛侧母材与焊接电弧中心距离过小，受焊接电弧与液态熔滴的双重加热作用，该区温度超过铝母材熔点，钛发生局部熔化并与液态铝发生剧烈反应. 根据Ti-Al二元合金相图，推测该区形成了大量Ti-Al 脆性IMCs. 而钛与铝线胀系数相差较大，受焊接热循环影响，Ti/Al界面两侧金属体积膨胀与收缩不同，沿界面处产生了较大的残余应力，在残余应力作用下，脆性IMCs发生开裂形成显微裂纹. 接头根部钛合金不受焊接电弧的直接加热，仅通过液态金属传热作用，因此热输入相对较小，钛与液态金属冶金反应时间较短，仅形成了厚度约0.4 μm的界面反应层. 因此，θ较小时，上部与根部Ti/Al界面显微组织差异较大.
当θ = 35°时，接头上部钛合金未发现熔化现象；Ti/Al界面处形成厚度约1.5 μm的均匀层和厚度约5 ~ 6 μm的芽状层双层结构；根部界面处仅形成约1 μm厚的芽状层结构. 与θ = 0°相比，接头厚度方向Ti/Al界面显微组织差异明显减小. 分析认为，当θ相对合理时，接头上部钛母材距焊接电弧中心较远，虽然受焊接电弧与液态熔滴的双重加热作用，但加热温度未超过钛合金的熔点. 钛与高温液态金属发生固-液界面冶金反应形成了图中所示双反应层结构；液态金属在钛侧坡口面由上之下顺序铺展，液态金属流动至接头根部时，由于两侧金属的传热作用，温度已经显著下降，因此钛与液态金属的冶金反应比上部缓和，反应时间也较短，仅形成一层较薄的反应层.
当θ = 50°时，接头上部钛侧未发现熔化现象，Ti/Al界面处形成了厚约1 μm均匀层+ 3 μm芽状层双层结构；根部界面形成了一层厚度约只有0.5 μm的芽状层. 分析认为，当θ较大时，钛侧坡口面与电弧中心距离较远，与θ = 35°时相比，Ti/Al界面处总的焊接热输入相对减小. 无论是接头上部还是根部，钛与液态金属通过冶金反应形成的界面反应层相对较薄.
由显微组织对比分析可知，当θ = 35°时接头厚度方向的Ti/Al界面冶金反应相对充分，显微组织差异相对较小.
对不同θ所获接头，垂直于焊接方向截取200 mm × 10 mm × 2.5 mm试样进行拉伸测试，抗拉强度如图4所示，接头断裂位置如图5所示. 当θ ≤ 30°时，接头平均抗拉强度均低于165 MPa，且均断裂于Ti/Al界面附近，呈Ti/Al界面 + 焊缝复合型断裂方式，如图5a所示. 根据前文分析，θ较小时，接头上部钛侧熔合区存在大量裂纹，成为潜在的断裂源；接头根部Ti/Al界面冶金反应不够充分，存在未焊透缺陷，界面结合强度低，易启裂. 拉伸时在正应力作用下，裂纹由熔合区或根部Ti/Al界面处启裂，主要沿Ti/Al界面扩展延伸，在扩展过程中尖端受阻偏转进入焊缝，部分断裂于界面附近的焊缝中，形成Ti/Al界面 + 焊缝复合型断裂.
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图 4 θ对Ti/Al接头抗拉强度的影响Figure 4. Influence of θ on the tensile strength of the Ti/Al joints![]()
图 5 θ对Ti/Al接头拉伸断裂位置的影响Figure 5. Influence of θ on the broken area of the Ti/Al joints. (a) θ = 0°; (b) θ = 35°; (c) θ = 50°θ在30° ~ 45°范围时，接头平均抗拉强度均大于170 MPa，且大多断于铝母材中，如图5b所示. 根据前文分析，θ在此范围内时，接头厚度方向Ti/Al界面显微组织差异相对较小，均形成了可靠的界面冶金结合，保证了接头的力学性能.
θ > 45°时，接头抗拉强度显著下降(低于160 MPa)，且所有接头均断裂于Ti/Al界面附近，呈Ti/Al界面+焊缝复合型断裂，见图5c. 分析认为θ过大时，虽然接头上部Ti/Al界面冶金结合良好，但根部界面处形成的冶金反应层厚度较小，结合强度较低；另外由于焊缝出现了未填满间隙、下塌等缺陷，共同降低了接头的力学性能.
综上，当θ = 35°时接头焊缝成形良好，接头厚度方向Ti/Al界面组织差异相对较小，力学性能最佳，接头平均抗拉强度可达198 MPa，因此取θ0 = 35°，进行焊丝偏移量d对接头显微组织与力学性能的影响研究.
2.2 焊丝偏移量对接头显微组织与力学性能的影响
取θ0 = 35°，在相同工艺下研究焊丝偏移量d对接头显微组织与力学性能的影响. 发现不同d获得的接头成形也分为三类，取d = −1.0 mm(图6a)，+0.5 mm (图2b)，+2.0 mm (图6b) 3个代表试样进行分析.
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图 6 d对焊缝正、背面成形的影响Figure 6. Influence of d on the top and back views of the welds. (a) d = −1.0 mm; (b) d = +2.0 mm当d ≤ −0.5 mm时(图6a)，正面焊缝成形均匀，宽度较大，但背面焊缝宽度过窄，出现未焊透缺陷. 分析认为焊丝向钛侧偏移时，熔化的焊丝金属首先在钛侧上表面润湿铺展，然而采用的焊接热输入无法大量熔化钛合金，因此，液态金属在钛侧铺展时形成的正面焊缝宽度较大；液态金属沿钛侧坡口面由上至下填充间隙，液态金属流动至中、下部时温度显著下降，粘性增大，不能充分润湿钛合金，导致未焊透缺陷.
当d 在0.0 ~ 1.0 mm范围内时，焊缝成形如图2b所示. 正、背面焊缝成形均匀，未出现未填满、未焊透等缺陷.
当d ≥ 1.5 mm时(图6b)，由于电弧热源中心距钛侧坡口面较远，液态金属未能填满坡口间隙，出现未填满缺陷；且由于热源集中加热铝合金，液态金属流动性过大，焊缝出现下塌，局部焊缝出现烧穿现象.
对上述3组接头上部和根部相同位置的Ti/Al界面显微组织进行对比分析，结果如图3及图7所示. 当d = −1.0 mm时(图7)，由于焊丝偏向钛侧，电弧集中的加热使上部钛发生熔化，Ti/Al界面形成了厚度大于10 μm熔合区，界面附近焊缝中形成大量棒状、岛状析出相；而接头根部钛与液态金属反应时间较短，仅形成了厚度约0.4 μm的反应层. 接头厚度方向Ti/Al界面组织差异较大，不利于接头的性能.
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图 7 d对接头Ti/Al界面组织的影响Figure 7. Influence of d on the Ti/Al interfacial microstructures. (a) top parts for d = −1.0 mm; (b) top parts for d = +2.0 mm; (c) root parts for d = +2.0 mm; (d) root parts for d = −1.0 mmd = +0.5 mm (图3)，接头上部Ti/Al界面处形成了1.5 μm均匀层+ 5 ~ 6 μm芽状层的双层结构；接头根部则形成了厚度约1 μm芽状反应层. 与d = −1.0 mm相比，接头厚度方向Ti/Al界面组织差异明显减小.
d = +2.0 mm时(图7)，接头上部Ti/Al界面处也形成了均匀层 + 芽状层双层结构；根部也仅形成一芽状反应层. 然而与d = +0.5 mm相比，电弧向铝偏移量较大，对钛侧加热作用相对较小，Ti/Al界面焊接热输入有所降低，因此无论是接头上部还是根部，形成的界面反应层厚度相对较小.
对不同d的接头进行拉伸测试，所获接头抗拉强度如图8所示，断裂位置如图5b、图9所示. 当d < 0.0 mm时(图9a)，接头抗拉强度均低于160 MPa，呈Ti/Al界面 + 焊缝复合型断裂. 分析认为，当焊丝向钛侧偏移时，接头上部钛发生了局部熔化，形成脆性较大的熔合区；而根部未焊透，影响了接头的力学性能和断裂方式.
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图 8 d对Ti/Al接头抗拉强度的影响Figure 8. Influence of d on the tensile strength of the Ti/Al joints![]()
图 9 d对Ti/Al接头拉伸断裂位置的影响Figure 9. Influence of d on the broken area of the Ti/Al joints. (a) d = −1.0 mm; (b) d = +2.0 mm当0.0 mm ≤ d ≤ +1.0 mm时(图5b)，接头平均抗拉强度均大于190 MPa，多数试样断于铝母材中. 分析认为，d在合理范围内时，接头厚度方向Ti/Al界面组织差异相对较小，均形成了良好的界面冶金结合，保证了接头的力学性能.
当d > +1.0 mm时(图9b)，接头抗拉强度明显下降且均低于170 MPa，呈Ti/Al界面 + 焊缝复合断裂. 原因应是焊丝向铝偏移量过大，导致焊缝未填满、下塌及烧穿等缺陷；加之接头根部Ti/Al界面反应层较薄，结合相对较弱，影响了接头的力学性能.
综合分析θ和d对接头成形、Ti/Al界面特性及力学性能的影响，试验工艺下，获得的优化匹配工艺为θ = 35°，d = +0.5 mm.
2.3 Ti/Al界面组织结构分析
取最佳θ和d工艺下获得的Ti/Al接头进行XRD物相分析和EDS元素分析，研究接头的微观结构及结合机理. Ti/Al界面附近焊接区XRD分析结果见图10. 除Ti，Al外，焊接区仅检测到Ti3.3Al和TiAl3两种IMCs.
据前文分析，接头中存在两种Ti/Al界面，采用EDS分别对两种界面进行元素分析. 接头上部Ti/Al界面呈双层结构，如图11a所示，分别选图中A，B区域进行元素分析，结果见表4. A区Ti∶Al原子比约为3∶1. 结合XRD分析结果，推测该区应主要由Ti3.3Al组成；B区Ti∶Al原子比约为1∶3，可推知此区主要由TiAl3组成. 横跨Ti/Al界面进行EDS线分析，扫描路径及结果如图11a所示. 界面处Ti3.3Al均匀层的厚度约为2 μm；芽状TiAl3层的平均厚度约为5 μm.
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图 11 Ti/Al界面反应层EDS分析Figure 11. EDS analysis for the Ti/Al interfacial reaction zone.(a) top parts; (b) root parts表 4 选区EDS元素分析结果(原子分数，%)Table 4. Results of EDS analysis for the selected regions试验点 Ti Al Mg A 72.26 27.49 0.25 B 22.77 76.77 0.46 C 28.20 71.20 0.60 接头中、下部Ti/Al界面处仅存在一层芽状反应层，如图11b所示. 选C区进行EDS元素分析，结果见表4. Ti∶Al原子比约为1∶3，推测反应层应由TiAl3组成[14]. 横跨Ti/Al界面进行EDS线分析，扫描路径及结果如图11b所示，界面处TiAl3反应层平均厚度约为1 μm.
分析认为，焊接时，受焊接电弧与液态金属的共同加热作用，接头上部Ti/Al界面处焊接热循环峰值温度较高，Al向钛母材中发生了大量热扩散，形成过固溶α-Ti(Al)，焊后冷却过程中，过固溶的α-Ti(Al)发生固态转变α-Ti(s) →Ti3.3Al(s)，形成了厚度均匀的Ti3.3Al层. 在热循环影响下，Ti向熔融液态金属中发生熔解扩散并富集于界面附近；根据Ti-Al二元合金相图，TiAl3的形成温度较低，因此在界面处极易发生Ti(l) + 3Al(l) → TiAl3(s)转变，形成芽状TiAl3反应层[14].
接头中、下部Ti/Al界面仅受到温度已经大幅降低的液态金属的传热作用，界面处焊接热循环峰值温度虽超过TiAl3的形成温度，但相对较低. Al向钛母材的热扩散相对较少，因此，难以发生α-Ti(s) →Ti3.3Al(s)转变，界面附近液态金属中发生Ti(l)+3Al(l) → TiAl3(s)反应，仅形成一层芽状TiAl3.
综上，在试验最佳工艺下，钛与焊缝通过固-液界面反应形成了可靠的钎焊结合，实现了TA2钛与5A05Al异质合金的熔钎焊.
3. 结论
(1)钛/铝冷弧MIG焊试验中，钛侧坡口角度θ过小时，接头上部钛局部熔化而根部结合不良，Ti/Al界面组织差异大；θ过大则出现焊缝下塌；θ控制在30° ~ 45°范围，接头成形良好；钛与焊缝界面结合良好.
(2)焊丝偏向钛侧时，接头上部钛局部熔化而根部结合不良，Ti/Al界面组织差异大；焊丝向铝侧偏移过大则出现焊缝未填满、下塌等缺陷；焊丝向铝偏移量d控制在0 ~ 1 mm范围内，接头成形良好且Ti/Al界面组织差异相对较小.
(3)试验获得的优化匹配工艺为θ = 35°，焊丝偏铝d = 0.5 mm，接头平均抗拉强度可达198 MPa. 接头上部钛与焊缝通过形成Ti3.3Al+TiAl3双层IMCs结构实现钎焊结合；接头中、下部钛与焊缝则通过形成一层TiAl3实现钎焊结合.
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图 2 热处理前不同电流金相组织形貌
Figure 2. Metallographic diagram of different current before heat treatment. (a) 160 A; (b) 165 A; (c) 170 A; (d) 175 A; (e) 180 A
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图 3 热处理后不同电流金相组织形貌
Figure 3. Metallographic diagram of different current after heat treatment. (a) 160 A; (b) 165 A; (c) 170 A; (d) 175 A; (e) 180 A
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图 4 165 和180 A焊缝热处理前后XRD
Figure 4. XRD patterns of welds at 165 and 180 A before and after heat treatment. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment
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图 5 165 A热处理前后EDS结果
Figure 5. 165 A EDS results before and after heat treatment. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment
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图 6 180 A热处理前后EDS结果
Figure 6. 180 A EDS results before and after heat treatment. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment
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图 7 热处理前后165和180 A点扫描形貌
Figure 7. Sweeping pictures of 165 and 180 A before and after heat treatment. (a) 165 A before heat treatment; (b) 165 A after heat treatment; (c) before 180 A heat treatment; (d) 180 A heat treatment
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图 8 焊缝热处理前后各电流的Tafel曲线
Figure 8. Tafel curve of each current of weld before and after heat treatment. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment
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图 9 焊缝热处理前后电流的Nyquist曲线
Figure 9. Nyquist curves of the current of the weld before and after heat treatment. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment
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图 10 焊缝热处理前后各电流的Bode 图
Figure 10. Bode diagram of the current of the weld before and after heat treatment. (a) before heat treatment; (b) after heat treatment
表 1 7075丝材和7075板材的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical composition of 7075 wire and sheet
材料 Zn Mg Cu Ti Mn Fe Cr Si Al 丝材 5.3 2.3 1.5 0.2 0.2 0.1 0.2 0.2 余量 板材 5.6 2.55 1.4 0.02 0.06 0.2 0.2 0.08 余量 
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表 2 EDS面扫结果元素占比(质量分数，%)
Table 2 Proportion of elements in EDS surface scan results
工艺条件 Zn Mg Cu Fe Cr Si Al 热处理(165 A) 5.7 2.4 1.4 0.2 0.2 0.1 余量 热处理(180 A) 5.7 2.2 1.5 0.2 0.3 0.1 余量 热处理后(165 A) 5.9 2.5 1.6 0.1 0.2 0.1 余量 热处理后(180 A) 5.7 2.6 1.6 0.3 0.2 0.1 余量
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表 3 热处理前后165和180 A焊缝EDS(原子分数，%)
Table 3 EDS results of weld 165 and 180 A before and after heat treatment
编号 Zn Mg Cu Fe Cr Si Al 1 2.0 16.9 0.6 0 0.1 11.6 余量 2 8.8 12.8 5.2 0 0 0.1 余量 3 8.8 11.4 5.6 0.1 0 0 余量 4 8.3 10.1 5.1 0.1 0 0 余量 5 1.6 2.5 1.2 3.6 0.2 0 余量 6 1.5 2.3 2.2 7.3 0.3 0.3 余量 7 1.7 2.3 1.8 4.4 0.5 0.7 余量 8 1.6 13.4 0.4 0 0.1 10.4 余量 9 9.6 11.9 6.4 0 0 0.1 余量 10 9.6 12.1 6.1 0 0 0.1 余量 11 10.8 14.7 7.0 0.1 0.1 0.2 余量 12 3.9 0.6 3.4 6.2 0.6 0.2 余量 13 1.2 24.3 0.3 0 0 13.2 余量 14 1.2 1.9 2.1 9.0 0.5 0.5 余量 15 1.3 15.9 0.4 0 0 11.7 余量 16 1.5 2.3 2.1 7.7 0.2 0.2 余量
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表 4 热处理前后及其不同电流下的腐蚀电位和腐蚀电流
Table 4 Corrosion potential and corrosion current before and after heat treatment and under different currents
电流
I/A腐蚀电位Ecorr/VSCE 腐蚀电流Icorr/(μA·cm−2) 热处理前 热处理后 热处理前 热处理后 160 −1.104 −0.750 1.288 0.977 165 −0.803 −0.755 0.107 0.339 170 −0.739 −0.767 0.646 0.398 175 −0.838 −0.722 0.141 0.562 180 −0.844 −0.777 0.158 0.407
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