包括冷变形以及随后进行整个焊接区域的焊接后回火的用于通过焊接组装铝合金部件的方法
阅读：48发布：2020-05-13
专利汇可以提供包括冷变形以及随后进行整个焊接区域的焊接后回火的用于通过焊接组装铝合金部件的方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及一种用于组装由 铝 合金 制成的部件(14a，14b)的方法，包括：(I)提供由 铝合金 制成的至少一个第一部件(14a)，其已进行固溶 热处理 、回火、可选地锤硬化、以及自然地在环境 温度 时效处理或预先回火处理，以及提供由铝合金制成的至少一个第二部件(14b)；(II) 焊接 所述部件(14a，14b)以获得具有 焊接区域 (16，19，18，21)的焊接组件；(III)进行整个焊接区域(16，18，19，21)的0.3到5％的冷 变形 ；(IV)对如此变形的焊接组件进行焊接后回火处理以获得最终金相状态。通过本发明的方法获得的焊接组件具有性能改善的 焊缝 ，尤其是在机械强度、抗 腐蚀 性及焊接区域的微结构方面。，下面是包括冷变形以及随后进行整个焊接区域的焊接后回火的用于通过焊接组装铝合金部件的方法专利的具体信息内容。
1.一种用于组装铝合金部件的方法，其中
(i)提供至少一个第一铝合金部件，其处于已被固溶处理、淬火、以及自然地在环境温度下被时效处理或已经历预回火的状态，以及至少一个第二铝合金部件，
(ii)焊接所述第一铝合金部件和所述第二铝合金部件以获得具有一个焊接区域的焊接组件，
(iii)进行整个焊接区域0.3％到5％之间的冷变形，
(iv)对这样变形的焊接组件进行焊接后的回火以获得最终金相状态,所述回火的条件在120到200℃之间,持续10到60小时。
2.根据权利要求1所述的方法，其中
(i)提供至少一个第一铝合金部件，其处于已被固溶处理、淬火、冷加工、以及自然地在环境温度下被时效处理或已经历预回火的状态，以及至少一个第二铝合金部件，(ii)焊接所述第一铝合金部件和所述第二铝合金部件以获得具有一个焊接区域的焊接组件，
(iii)进行整个焊接区域0.3％到5％之间的冷变形，
(iv)对这样变形的焊接组件进行焊接后的回火以获得最终金相状态,所述回火的条件在120到200℃之间,持续10到60小时。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其中通过受控拉伸该焊接组件进行所述焊接组件的冷变形。
4.根据权利要求2所述的方法，其中在焊接前，所述第一铝合金部件处于冷加工小于
1％的T4状态或冷加工小于1％的T3状态。
5.根据权利要求3所述的方法，其中通过受控拉伸进行的焊接组件的所述冷变形在
2％到4％之间。
6.根据权利要求1所述的方法，其中在整个焊接区域上局部地进行所述焊接组件的冷变形。
7.根据权利要求6所述的方法，其中通过压缩在整个焊接区域上局部地进行所述焊接组件的冷变形。
8.根据权利要求2所述的方法，其中在焊接前，所述第一铝合金部件处于T3状态，在焊接前进行冷加工。
9.根据权利要求8所述的方法，其中在焊接前，所述第一铝合金部件处于T3状态，在焊接前进行的冷加工在2％到5％之间。
10.根据权利要求6或7所述的方法，其中局部地进行的所述焊接组件的冷变形在
0.6％到2％之间。
11.根据权利要求1所述的方法，其中所述第一铝合金部件由2XXX系列的铝合金制成。
12.根据权利要求11所述的方法，其中所述2XXX系列的合金是Al-Cu-Li合金。
13.根据权利要求11所述的方法，其中所述2XXX系列的铝合金选自以下列表：
AA2022、AA2094、AA2098、AA2198、AA2195、AA2196、AA2050、AA2039、AA2139、AA2124、AA2219和AA2297。
14.根据权利要求1所述的方法，其中所述最终金相状态是T8或T8X状态。
15.根据权利要求1所述的方法，其中通过摩擦搅拌焊接技术进行焊接。
16.通过根据权利要求1到15中任一项的方法获得的焊接组件，所述方法包括以下步骤：将整个焊接区域冷变形0.3％到5％，以及焊接后回火如此变形的焊接组件以获得最终金相状态。
17.根据权利要求16所述的焊接组件，其中根据标准ASTM G85 A2进行的Mastmaasis试验的抗腐蚀性不小于EA，不出现晶间腐蚀。
18.根据权利要求16或17所述的焊接组件，其中焊接构件由选自以下列表的合金制成：AA2022，AA2094，AA2098，AA2198，AA2195，AA2196，AA2050，AA2039,AA2124，AA2139，AA2219和AA2297，其中在焊接区域、热影响区域、或热机械影响区域中的维克微硬度比非焊接区域的微硬度小至多20％。
19.根据权利要求16到18中任一项所述的焊接组件用于制造交通工具的用途。
20.根据权利要求19的用途，在航空构造中用于制造结构元件。
包括冷变形以及随后进行整个焊接区域的焊接后回火的用
技术领域
[0001] 本发明涉及通过焊接(尤其是通过摩擦搅拌焊接(FSW))组装能通过热处理被硬化的铝合金部件，尤其是通过形变热处理被硬化的合金，所述形变热处理包括固溶处理、淬火、冷变形以及回火(revenu)。
背景技术
[0002] 在制造金属结构中，尤其是在制造旨在用于航空构造的金属结构中，焊接可代替较多传统组装技术(诸如铆接)。焊接方法允许快速组装部件而不会产生孔洞，孔洞常常是裂纹的起始位置。已知一些其中材料发生熔化的焊接方法，尤其例如使用填充金属的氧乙炔焊、使用非自耗电极的电弧焊(TIG)、使用自耗电极的电弧焊或半自动焊接(MIG)、激光焊接、等离子焊接、以及电子束焊接。还已知一些固相焊接方法，诸如摩擦搅拌焊接(英文为Friction Stir Welding，FSW)或摩擦焊接。
[0003] 不幸的是，一定数量的问题限制了焊接的使用，尤其是在航空构造领域。
[0004] 焊接部件通常遇到的第一个问题是：相对于远离焊接区域的金属，该焊接接合部的机械强度会降低。通常，在焊接区域获得的弹性极限水平等于所使用金属的弹性极限的约60％。
[0005] 通常遇到的第二个问题是：焊接区域的腐蚀敏感性增加。
[0006] 遇到的另一问题是：焊接区域的微结构，例如在焊接后固溶处理期间晶粒的异常变大。
[0007] 已提出保护焊接区域来解决腐蚀问题。
[0009] 专利申请WO 2004/014593(Eclipse Aviation)详细描述了在待被组装的表面上应用密封材料(诸如密封/单体粘合材料)从而利用焊接热在焊接位置形成聚合物密封接合部，以保护元件免于焊接腐蚀。
[0011] 已提出各种焊前或焊后热处理顺序来改善焊接接合部或焊接组件的最终特性。
[0012] 专利EP 1625242(Alcan Rhenalu)详细描述了一种方法，其中待焊接的元件在焊接之前以温度T持续至少2t1进行热处理，t1被定义为以温度T进行的导致由AED限定的熔融峰比能小于1J/g的最小处理持续时间。
[0013] 专利EP 1799391(Alcan Rhenalu)详细描述了一种方法，其中焊接组件的各元件之一在焊接之前进行预回火以获得包括具有不同特性权衡的至少两个铝合金部件的结构元件。
[0014] 专利US 6168067(McDonnell Douglas)详细描述了一种方法，其中在已经进行了固溶处理和淬火并且处于不完全金相状态的各部件上进行焊接，以及在焊接后进行额外的析出热处理。
[0015] 专利EP 1334793(Boeing)详细描述了一种摩擦搅拌焊接方法，其中焊接工具被加热，然后再焊接该焊接接合部并且在焊接组件上进行固溶处理和淬火操作。
[0016] 专利申请US2007/0138239(Sumitomo Light Metals)教导了一种通过摩擦搅拌焊接进行组装的方法，其中以T4的状态组装各构件，其中在组装步骤之前或之后进行回复处理(traitement de réversion)。应注意，用于回复处理的时间段不长于300s。
[0017] 专利申请FR 2 868 084 A1(Pechiney Rhenalu)教导了一种包括以下步骤的方法：a)固溶处理一种中间产物，b)可选地受控拉伸，c)回火处理。根据该申请，该发明的主要方面是在具有热梯度的熔炉中进行回火处理。该申请教导了将该要求权利的方法应用于焊接组件，这在焊接前导致焊接组件或各构件上的固溶处理和回火处理。
[0019] 专利申请WO 03/082512或相应申请US2005/0224562A1(Surface Technology)提出了一种旨在用于金属(诸如铝、钛或钢)组装的方法，该方法使用具有焊接工具和压缩工具的焊接设备，所述压缩工具在该工艺的最后步骤期间沿焊接线的表面能够引发表面残余压缩应力层，并在所有热标记区域中应用特定量的冷加工(écrouissage àfroid)和表面淬火。
[0020] 在这最后一篇文件中，没有构想在由形变热处理硬化的铝合金的生产工艺中增加包括以下相继步骤的焊接操作的特定问题：固溶处理、淬火、冷变形和回火。
[0021] 因此，对于某些铝合金，尤其是2XXX系列，在该类的形变热处理之后获得优化特性。所获得的金相状态为标准EN 515中定义为T8的状态。该标示适用于被固溶处理、冷加工以及回火的产品，其在固溶处理之后进行冷加工从而改善机械强度，或者其中在机械特性极限中表现出与平整或拉直有关的冷加工的效果。在T8状态尤其有利的合金中，2XXX系列的若干合金值得注意，尤其是铝铜锂合金。
[0022] 专利申请EP 0 227 563 A1(CEGEDUR)教导了一种针对含锂铝合金的特殊欠回火处理(traitement de sous-revenu)，以降低对脱落腐蚀的敏感性。
[0023] 通过焊接组装这些产品的方法引起一些特定问题，因为其必须设立在适宜进行焊接步骤的阶段，相对于固溶处理、淬火、冷加工以及回火工艺的各步骤。
[0024] 例如，如专利US 5259897(Martin Marietta)描述的，可对状态T3或状态T8的各部件执行焊接操作。
[0025] 尽管在机械强度或抗腐蚀性方面所获得的结果通常相对令人满意，但是对于特定应用，进一步改善焊接接合部所获得的性能特性，尤其是机械强度和抗腐蚀性，仍将会是有用的。
[0026] 本发明的目标是解决铝合金、尤其是最终金相状态为T8的铝合金的焊接问题，从而改善焊接接合部的特性，尤其是在机械强度、抗腐蚀性和焊接区域的微结构方面。
发明内容
[0027] 本发明的第一个目标是一种用于组装铝合金部件的方法，其中
[0028] (i)提供至少一个第一铝合金部件，其处于已被固溶处理、淬火、可选地冷加工、以及自然地在环境温度下被时效处理或已经历预回火的状态，以及提供至少一个第二铝合金部件，
[0029] (ii)焊接所述部件以获得具有一个焊接区域的焊接组件，
[0030] (iii)进行该整个焊接区域0.3％到5％之间的冷变形，
[0031] (iv)对该这样变形的焊接组件进行焊接后的回火以获得最终金相状态。
[0032] 本发明的另一个目标是一种通过本发明的方法能获得的焊接组件，所述方法包括以下步骤：冷变形该整个焊接区域的0.3％到5％，以及焊接后回火该如此变形的焊接组件以获得最终金相状态。
[0034] 图1示出了通过摩擦搅拌焊接获得的焊接区域的结构。(14a)：第一构件，(14b)：第二构件，(16)：热机械影响区域，(18)：热影响区域，(19)：核心(noyau)，(21)：焊接区域的界限。
[0035] 图2示出了对于较厚的初始产品、通过摩擦搅拌焊接获得的焊接区域的结构。
[0036] 图3示出了对于样品1和4、在焊接区域中的微硬度(micro-dureté)曲线。
[0037] 图4示出了对于样品10、11和12、在焊接区域中的微硬度曲线。
具体实施方式
[0038] 合金依照本领域技术人员已知的铝协会(AA)的规定来命名。金相状态的定义在欧洲标准EN 515中示出。
[0039] 除非另外指出，通过按照标准EN 10002-1的拉伸试验(该试验的取样和方向由标准EN 485-1限定)来确定静态机械特性，也就是拉伸强度(résistance àla rupture)Rm、0.2％伸长的屈服极限(limite d’élasticité)Rp0.2以及断裂伸长A。
[0040] 本发明涉及制造焊接组件，所述焊接组件包括至少一个可通过热处理硬化的铝合金部件，所述铝合金部件在固溶处理之后经历冷加工以尤其是减轻应力和/或改善其机械特性。本发明对于如下焊接组件尤其有利，所述焊接组件包括至少一个可通过热处理硬化的铝合金部件，所述铝合金部件在固溶处理后被冷加工以改善机械强度、或者其中在机械特性极限中表现出与平整或拉直有关的冷加工的效果，即，其最终金相状态已知为T8或T8X，8后面的该第二字符用于指示固溶处理后的冷加工的生长量或者对于T8类型的特定状态，该第二字符可用于指示欠回火的不同程度。
[0041] 在本发明的方法中，提供至少一个第一铝合金部件，其处于已被固溶处理、淬火、可选地冷加工并自然地在环境温度被时效处理或者已经历预回火的状态，以及至少一个第二铝合金部件。如果该第一部件的金相状态是一种自然地在环境温度下被时效处理的状态，则其为金相状态T3(固溶处理、冷加工以及时效处理至基本稳定状态)或T4(固溶处理以及时效处理至基本稳定状态)。如果该第一部件的金相状态是一种预回火的状态，则该状态不相应于最终金相状态，而是如同最终金相状态——在焊接后的回火之后获得——为预回火和焊接后的回火的结果的状态。
[0042] 还提供至少一个第二铝合金部件。有利地，所述第二部件由选自与所述第一部件相同系列的合金制成。优选地，所述第二部件由与所述第一部件相同系列的合金制成，并具有与所述第一部件相同的金相状态。
[0043] 所提供的这些部件随后被定位和焊接。所述部件可以是平整的或直的，诸如板材或型材或已经历成形操作以形成例如飞机机身的部件。所述部件可具有相同厚度或具有不同厚度。组装不同厚度的部件是有利的，因为其可限制在该焊接组件的最终加工期间产生铝屑。所述部件可被成形加工有例如沟槽、切口和额外的结瘤部(excroissance)用于辅助相对定位。各部件还可对接焊接、角焊或借助任何常用的焊接方法焊接。
[0044] 其中发生材料熔化的焊接方法，尤其诸如使用填充金属的氧乙炔焊、使用非自耗电极的电弧焊(TIG)、使用自耗电极的电弧焊或半自动焊接(MIG)、激光焊接、等离子焊接、以及电子束焊接，可在本发明的范围内使用。然而，优选是固相焊接方法。摩擦搅拌焊接是一种优选的焊接方法，尤其因为不存在焊条而使得能够进行形变热处理，所述形变热处理对焊接区域和母体金属中的合金是优化的。
[0045] 在焊接操作之后，焊接区域被限定为包括焊接核心和焊接热影响区域。焊接区域的宽度可例如通过该焊接接合部的表面微硬度测量值来确定。在本发明的范围内，认为该焊接区域延伸贯穿该组装材料的整个厚度，即使在一些情况下，如此限定的区域包括一个未被热影响的区域，如图1和2所示。
[0046] 图1示出了一个在两个相同或不同的铝合金部件(14a和14b)之间通过摩擦搅拌焊接被焊接的区域内侧及周围的金相结构的实施例。除了远离该焊接的保持完全不受影响的区域外，可区分出3个不同的区域，
[0047] -(19)：受到最严重塑性变形的区域被称为“核心”。该核心为拌合区域，其塑性变形并以细粒再结晶。焊接操作期间，在该处的温度为最高，在470℃到580℃之间。根据各合金、待焊接厚度、及所使用的焊接参数，所述温度显著不同。
[0048] -(16)：在核心的每一侧的第二区域是热机械影响区域(TMAZ)。其是在核心和热影响区域之间的界线区域，并且比核心变形更少，其可能具有再结晶的表现。
[0049] -(18)：热影响区域(HAZ)，其围绕前述塑性变形区域并经历与升高温度相关的金相转变(尤其是析出)。
[0050] 被认为在本发明范围内的焊接区域由界限(21)限定，例如通过微硬度测量值在表面上确定，并且延伸贯穿所述部件的整个厚度。
[0051] 如此，在图2中，尽管该焊接区域被认为延伸贯穿所述材料的整个厚度，但是相对于核心的尺寸，所述材料是厚的。
[0052] 根据本发明，在整个焊接区域的0.3％到5％之间执行冷变形。冷变形可通过压缩和/或拉伸和/或滚压例如沿与焊接线平行的方向和/或沿垂直方向进行。本发明的重要方面在于，该冷变形步骤结合该焊接组件随后的回火处理进行。
[0053] 在第一有利实施方案中，通过受控拉伸该焊接组件进行该冷变形。允许通过受控拉伸进行冷变形的焊接组件的几何结构为如下几何结构，即在收到受控拉伸时，整个焊接组件经历基本相同的变形。拉应力优选地平行于焊接线的方向被施加。因此，在该第一实施方案中，该0.3％到5％之间的冷变形不仅在焊接区域上而且在该焊接组件的其他区域上进行。
[0054] 在该实施方案中，有利地，所述第一部件在焊接前，处于金相状态T4或处于略微冷加工的T3金相状态——冷加工优选小于1％。优选地，在该实施方案中通过受控拉伸进行的该焊接组件的冷变形在2％到4％之间。
[0055] 在第二有利实施方案中，该在0.3％到5％之间冷变形操作局部地通常通过压缩进行。在该第二实施方案中的局部冷变形基本在于使该焊接区域变形。
[0056] 尤其是当该焊接组件的几何结构不允许以满意的条件进行通过受控拉伸的变形时，进行该第二实施方案。该工艺具有的缺点是要求多个连续的压缩步骤，但是其具有的优点是能够应用于多数情况。
[0057] 在该第二实施方案中，有利的是在焊接前，所述第一部件处于金相状态T3，使得母体金属在焊接前已被冷加工，从而能够获得期望的最终金相状态。有利地，在该第二实施方案中，在焊接之前进行的冷加工在2％到5％之间。本发明人注意到，出乎预料地，即使该焊接区域的通过压缩的小变形也会得到该焊接接合部在抗腐蚀性方面的显著改善。对于最低的变形率——小于0.6％，本发明人观察到在Mastmaasis试验中，在一些情况下可在该焊接核心的深度观察到晶间腐蚀。由此，有利地，在该第二实施方案中在焊接之后局部进行的冷变形在0.6％到2％之间。
[0058] 当至少所述第一部件由2XXX系列的铝合金(优选地如果其选自：AA2022，AA2094，AA2098，AA2198，AA2195，AA2196，AA2050，AA2039，AA2139，AA2124，AA2219和AA2297)制成时，本发明的方法尤其有利。
[0059] 一般来说，当至少所述第一部件由2XXX系列的Al-Cu-Li铝合金(优选地包括2到5重量％的铜以及0.8到2.5重量％的锂)制成时，本发明的方法尤其有利。有利地，该使用的Al-Cu-Li合金还包含0.1到0.6重量％的银以及0.1到1重量％的镁。
[0060] 在冷变形该焊接组件之后的步骤中，进行焊接后的回火以获得最终金相状态。所述第一部件的最终金相状态优选为T8或T8X，尽管其他金相状态也是可构想的，尤其是在7XXX合金的情况下的T7X51状态。该回火的条件优选在120到200℃之间，优选地在140℃到200℃之间，甚至更优选地在140℃到165℃之间，该回火持续10到60小时。回火条件意味着可包括若干步骤的回火的至少一个步骤具有所述持续时间和温度的回火条件。
[0061] 在所述第一实施方案的范围内，例如通过使用在焊接前4％的冷加工的变形，以及在焊接后2％的通过受控拉伸的变形和适当的回火，可获得T86的最终金相状态。
[0062] 通过本发明的方法获得的组件的焊接区域的金相微结构不同于根据现有技术的产品的金相微结构。本发明人相信，焊接后的冷变形及随后的回火允许在焊接区域中产生一种在机械特性和抗腐蚀性两方面均有利的微结构(尤其是析出)。然而，该微结构的定量描述是困难的，尤其依赖于所使用的合金。
[0063] 有利地，对于根据本发明焊接的组件，根据标准ASTM G85 A2进行的Mastmaasis试验的抗腐蚀性不低于EA，不出现晶间腐蚀，该结果在该表面上观察到而不论该表面下的观察深度，尤其是在焊接接合部的芯处。
[0064] 有利地，对于本发明的焊接组件，该接合部的效率系数为至少70％，优选地至少85％，该接合部的效率系数是该焊接接合部沿垂直于焊接方向的拉伸强度与未焊接板材或远离焊接区域的区域的拉伸强度的比值。本发明的焊接组件也可具有以下特征，即，有利地，当组装部件由选自AA2022、A 2094、AA2098、AA2198、AA2195、AA2196、AA2050、AA2039、AA2124、AA2139、AA2219和AA2297的合金制成时，在焊接区域、在热影响区域或在热机械影响区域中维克(Vickers)微硬度比非焊接区域的微硬度小至多20％。
[0065] 例如，对于采用本发明方法对AA2050合金构件进行的摩擦搅拌焊接，焊接区域、HAZ和ZATM的微硬度比非焊接区域小不到20％，并且核心和热影响区域的抗腐蚀性依照Mastmaasis试验至少为EA。
[0066] 本发明的焊接组件对于制造交通工具、尤其对于制造面板或型材是有用的。具体地，本发明的组件对于制造铁路车辆、公共交通车辆、海上运输船、汽车以及飞机是有用的。本发明的焊接组件在航空构造的应用中关于制造结构元件方面尤其有利。术语“结构元件”指的是在机械构造中使用的静态和/或动态机械特性对于该结构的性能和整体性特别重要的元件，并且该元件的结构计算通常有规定或被执行。其通常为一种机械部件，其失效可能会危及所述构造、其使用者、其乘客或其他的安全性。对于飞机而言，这些结构元件尤其是包括构成机身的部件(诸如机身蒙皮、机身加强件、舱壁、周围骨架、机翼(诸如机翼蒙皮、加强件、肋和纵梁)以及构成尾翼单元的部件(尤其是由水平和竖直稳定器构成)，以及地板横梁、座椅导轨和门。
[0067] 实施例
[0068] 实施例1
[0069] 在该实施例中，使用20mm厚的AA2050合金T34状态板，即在淬火后拉伸约4％。所述板沿长度方向边对边地定位，通过摩擦搅拌焊接被焊接至约16mm的深度。
[0070] 一些焊接组件随后沿平行于焊接线的方向被拉伸2.5％。
[0071] 所述焊接组件随后在155℃进行12h到24小时的回火热处理。作为对照，一个拉伸2.5的组件未经历回火。
[0072] 由此获得的焊接组件通过如下方式确定特征，通过沿长度方向(沿平行于焊接线的方向)的张力试验，通过微硬度测量，通过TL方向(垂直于焊接线的方法)在应力下(ASTM G44和G49)的腐蚀试验，以及通过根据Mastmaasis试验的剥落腐蚀(corrosion feuilletante)试验(标准ASTM G85 A2，“干底”条件)。
[0073] 机械试验获得的结果见表1。样品1和2为对照样品，样品3、4和5为根据本发明的样品。图3中比较了样品1和4在焊接区域中的微硬度曲线。本发明的实施例在焊接区域表现出改善的机械特性(Rm、Rp0.2)。本发明样品中，相对于未焊接区域，焊接区域中的维克微硬度低了大约15％，而对于对照样品而言低了大约25％。此外，本发明的样品未呈现晶间腐蚀。
[0074] 表1：在各焊接组件样品上获得的机械特性
[0075]
[0076] 表2：应力腐蚀试验的结果
[0077]
[0078] 表3：在Mastmaasis试验后观察到的抗腐蚀性
[0079]
[0080]
[0081] 晶间腐蚀＝位于晶界处的腐蚀
[0082] 穿晶腐蚀＝位于晶粒内的腐蚀
[0083] 实施例2
[0084] 如在前述实施例中，使用20mm厚的AA2050合金T34状态的板，即在淬火后拉伸约4％。所述板沿长度方向边对边地定位，通过摩擦搅拌焊接被焊接至约16mm的深度(样品
6和样品7)。
6和样品7)。
[0085] 焊接区域(其宽度通过微硬度测量测得)在50到70mm之间。自样品6和7所取得样品在焊接区域随后被80mm宽的工具压缩。
[0086] 样品(在焊接区域局部进行冷变形或未进行冷变形)随后在155℃进行18小时回火热处理，这些样品在从焊接接合部的表面铣削1至11mm后通过根据Mastmaasis试验的剥落腐蚀试验(按标准ASTM G85 A2，“干底”条件)确定特征。
[0087] 所获得的结果见表4。
[0088] 表4：在Mastmaasis试验后观察到的抗腐蚀性
[0089]
[0090]
[0091] 穿晶：穿晶腐蚀。晶间：晶间腐蚀
[0092] 实施例3
[0093] 使用由AA2050 T34状态的合金制成的75mm板，即在淬火后拉伸约4％。所述板沿长度方向边对边地定位，通过摩擦搅拌焊接被焊接至约16mm的深度(样品8和样品9，这类构型通过图2示出)。
[0094] 通过微硬度测量测得的焊接区域的宽度在50到70mm之间。自样品8和9所取得样品在焊接区域随后被80mm宽的工具压缩。
[0095] 样品(在焊接区域局部进行冷变形或未进行冷变形)随后在155℃进行18小时回火热处理，这些样品在从焊接接合部的表面铣削0.2至10mm后通过根据Mastmaasis试验的剥落腐蚀试验(按标准ASTM G85 A2，“干底”条件)确定特征。
[0096] 所获得的结果见表5。
[0097] 表5：在Mastmaasis试验后观察到的抗腐蚀性
[0098]
[0099]
[0100] 穿晶：穿晶腐蚀。晶间：晶间腐蚀
[0101] 借助本发明的方法，未观察到表面晶间腐蚀(观察深度0.2mm)，且仅在焊接区域的最小压缩率(0.47％)的情况下在深度处(观察深度10mm)观察到晶间腐蚀。
[0102] 实施例4
[0103] 在该实施例中，使用3mm厚的AA2198合金T351状态的板材。所述板材沿纵向方向边对边地定位，通过摩擦搅拌焊接被焊接。此外，作为比较，处于T851状态的两片板材(其在焊接前被拉伸2％并在155℃回火14h)沿纵向方向边对边地定位并通过摩擦搅拌焊接被焊接(样品12)。
[0104] 样品11在焊接后拉伸2％，而样品10在焊接后未被拉伸。焊接组件随后在155℃回火14小时。
[0105] 由此获得的焊接组件通过沿LT方向(沿垂直于焊接的方向)的拉伸试验以及通过微硬度测量确定特征。
[0106] 机械试验所获得的结果见表6。图4中比较了样品10、11和12在焊接区域中的微硬度曲线。本发明的实施例在焊接区域表现出改善的机械特性(Rm、Rp0.2)。在本发明样品中，相对于未焊接区域，在焊接区域中的维克微硬度降低约15％，而参考样品降低约30％至40％。
[0107] 表6：在各焊接组件样品上获得的机械特性
[0108]
[0109]
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