7075-T6铝合金搅拌摩擦焊疲劳裂纹扩展特性
铝合金搅拌摩擦焊接头疲劳断裂行为分析_曹丽杰
fatigue crack growth
1991 年 TWI 发明的搅拌摩擦焊接 （ friction stir welding，简称 FSW） 技术主要用于高强铝合金的焊
FSW 为固相连接，焊缝中沉淀相大小和聚集程 度影响 FCGRS 和 ΔKth。沉淀相的聚集、滑移逆转和 裂纹偏向提高 ΔKth。对于未时效状态，沉淀相为聚 集态，内部含有微小的 GP 区，裂纹扩展阻力大，ΔKth 也高。疲劳循 环 时 由 于 位 错 对 聚 集 相 的 剪 切，导 致 反向滑移程度增高，循环塑性好。过时效状态下，反 向滑移程度低，大块的非聚集的沉淀相钉扎住位错， 阻止位错反转，循环塑 性 低。因 此，在 过 时 效 状 态 下，或者存在粗大沉淀相时，FCGRS 会增大。此外， 未时效状态下疲劳裂纹的闭合程度大于过时效状态 的 ，其 FCGRS 低于后者的。
低，虽然可以得到良好的焊接接头，但是焊缝底部金
属塑化程度不够，容易出现“吻接”缺陷。
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2010，Vol． 38，№11
3 铝合金 FSW 接头的疲劳裂纹扩展 速 率 FCGRS （ Fatigue crack growth rates） 和门槛值 ΔKth
为获得缺陷状态下接头的疲劳行为，应用断裂 力学把疲劳 设 计 建 立 在 本 身 存 在 缺 陷 的 基 础 上，按 照裂纹在循环载荷下的扩展规律，估算结构寿命，是 保证结构安全工作的重要途径，同时，也是对传统疲 劳试验分析方法的一个重要补充和发展［9］。FCGRS 是决 定 构 件 疲 劳 行 为 的 一 个 重 要 特 征 参 量，影 响 FSW 接头 FCGRS 的因素有微结构和残余应力、表面 处理方法等。 3． 1 微结构和残余应力对 FCGRS 和 ΔKth的影响
铝合金搅拌摩擦焊接抗拉拔力的影响因素
铝合金搅拌摩擦焊接抗拉拔力的影响因素摘要：搅拌摩擦焊接（FSW）技术由于其固相焊接特征，在焊接铝合金方面具有显著优势。
随着铝合金FSW接头在工业领域的应用越来越广，其腐蚀疲劳性能成为人们的关注重点。
综合评述了铝合金FSW接头腐蚀疲劳的最新研究进展，介绍了铝合金FSW接头腐蚀疲劳研究的必要性及未来发展趋势。
关键词：红松；木榫焊接；旋转焊接；抗拉拔力；木材纹理引言搅拌摩擦焊（FSW）工艺相比于传统焊接方法具有高效优质、焊接变形小、环保等优点，特别是在薄板焊接方面有较大的优越性，并且因其焊缝组织好、接头力学性能优异等优点，被广泛应用在航空航天、船舶、汽车、高速列车等制造领域。
在实际研究或生产制造过程中，FSW接头内可能存在飞边、沟槽、S线、隧道型孔洞、根部未焊合等缺陷。
在不破坏FSW焊缝的条件下，为了实现对焊接接头质量的有效评估，需利用无损检测技术对焊缝中存在的缺陷进行准确的定性、定位和定量。
FSW焊缝区缺陷具有紧贴、细微和取向复杂的特点，而超声检测技术具有灵敏度高、成本低、可以有效地对材料内外部缺陷定位和定量的优点，所以超声检测方法在对接头内部微小缺陷的评价表征方面具有良好的应用前景，FSW接头缺陷的超声检测评价也因此成为了国内外学者的研究热点。
文中讨论了目前FSW接头常用检测方法即超声A信号分析、超声C扫描和超声相控阵的检测能力，为以后的研究工作和工程应用提供参考。
1铝合金搅拌摩擦焊接头腐蚀原因及特点铝合金搅拌摩擦焊接过程中接头各个区域所经历的热循环和力的作用与熔焊过程不同，因此FSW接头各个区域的显微组织演变与熔焊接头存在明显差异，接头腐蚀行为和腐蚀机制也存在明显差异。
此外，FSW过程的温度低于母材熔点，将不易出现强化相偏析聚集形成的“贫铜”现象。
针对2219-T87铝合金的FSW接头强化相演变进行研究，并与用2319焊丝的熔化极气体保护焊接头作了对比，研究发现，接头沉淀相θ在两种焊接接头中的块状聚集现象呈现出不同特征，以此提出了通过θ相来表征接头中的共晶化合物在焊接过程中是否因为焊接温度的高低达到共晶温度而成为液化损伤的起源。
搅拌摩擦焊在航天航空工业中的应用
搅拌摩擦焊在航天航空工业中的应用作者：任敬卫付伟东来源：《科技视界》2013年第31期【摘要】本文分析了搅拌摩擦焊（FSW）这项创新的焊接新技术的工艺特性及在航天、航空结构制造领域的应用，同时介绍了国内搅拌摩擦焊发展现状及对航空制造焊接教学实训的指导意义。
【关键词】摩擦焊的定义及分类；FSW原理及工艺特性； FSW在航天航空工业中的应用；国内发展现状1991年，英国焊接研究所（TWI）发明了搅拌摩擦焊（FSW），这项杰出的焊接技术发明正在为世界制造技术的进步做出贡献。
在国外， FSW已在船舶、轨道车辆、汽车工业、轻型商用飞机、世界宇航等诸多制造领域达到规模化、工业化的应用水平。
作为一种新型制造产业， FSW正在世界范围内兴起！1 摩擦焊的定义及分类在压力作用下，通过待焊工件的摩擦界面及其附近温度升高，材料的变形抗力降低、塑性提高、界面氧化膜破碎，伴随着材料产生塑性流变，通过界面的分子扩散和再结晶而实现焊接的固态焊接方法，叫做摩擦焊。
按与工件的相对运动形式可分为惯性摩擦焊、径向摩擦焊、搅拌摩擦焊、轨道摩擦焊、线性摩擦焊、摩擦堆焊等。
2 搅拌摩擦焊焊接原理及工艺特性2.1 搅拌摩擦焊（FSW）焊接原理FSW焊接过程是由一个高速旋转的圆柱体焊头伸入工件的接缝处与工件摩擦，使连接部位的材料温度升高软化，进行搅拌摩擦来完成焊接的，即防止了塑性状态材料的溢出，同时又起到清除表面氧化膜的作用。
如图1所示。
2.2 搅拌摩擦焊（FSW）的工艺特性2.2.1 FSW工艺参数最重要的参数是：搅拌头的尺寸、圆周速度及与工件的相对移动速度。
表1是几种有色金属常用的焊接速度。
对于铝合金的焊接，焊头的旋转速度可以从几百～几千r/min。
焊接速度在1～15mm/s之间。
所以FSW可以很方便地实现自动控制。
例如，对1100和6061冷轧板进行FSW，板厚6.3mm。
搅拌头的直径为6.3mm，长度为5.8mm。
当焊接速度为1～4mm/s，搅拌头的转速在200～2000r/min的范围改变时，形成优质焊缝的最佳转速是400r/min。
7050铝合金搅拌摩擦焊接头超高周疲劳性能
7050铝合金搅拌摩擦焊接头超高周疲劳性能邓彩艳， 高 仁， 龚宝明， 王东坡(天津大学 材料科学与工程学院，天津 300072)摘 要： 采用超高周疲劳试验系统研究7050-T7451铝合金搅拌摩擦焊接头的超高周疲劳性能. 试验结果表明，焊接接头在107周次以上仍然会发生疲劳失效，S-N 曲线在108周次左右出现转折点，呈折线型下降；通过SEM 对超高周疲劳断口形貌进行观察发现，当应力范围较高时，试件的疲劳裂纹往往在表面萌生，随着应力范围的降低，裂纹有亚表面和内部萌生的倾向；裂纹萌生位置取决于表面起裂和内部起裂相互竞争的结果；试件的断裂位置多为焊接接头的热力影响区和热影响区，EBSD 和接头硬度的分析结果表明断裂位置与接头组织不均匀密切相关.关键词： 铝合金；搅拌摩擦焊；超高周疲劳；断裂位置中图分类号：TG 405 文献标识码：A doi ：10.12073/j .hjxb .20183902840 序 言疲劳断裂是焊接结构失效的一种主要形式. 在焊接结构的失效中，交变载荷引起的疲劳断裂事故占机械结构失效总数的80%~90%，接头具有可靠疲劳性能是保证其结构安全可靠性的关键因素[1].近年来众多试验研究表明，材料在服役疲劳寿命超过107周次后疲劳断裂仍会发生[2]，并不存在传统意义上的疲劳极限. 国际焊接协会(IIW)在制定的钢结构设计规范中也指出，107周次后S-N 曲线(疲劳强度–寿命曲线)以一定的斜率持续下降. 同时超高周疲劳试验方法大大的降低了试验的时间和成本，因而得以对材料的超高周疲劳进行广泛的研究[3].搅拌摩擦焊(friction stir welding ，FSW)作为一种固相连接工艺有效地实现了铝合金的连接，避免了传统熔焊气孔、热裂纹等缺陷，可以获得高质量的焊接接头. 对于铝合金搅拌摩擦焊接头的疲劳问题，Mishra 等人[4]研究表明，虽然FSW 接头疲劳寿命低于母材，但是显著高于激光焊和熔化极惰性气体保护焊. 且当焊件表面缺陷完全移除后，搅拌摩擦焊接头的疲劳强度达到了与母材相同的水平；Sillapasa 等人[5]研究了6N01铝合金搅拌摩擦焊接头的疲劳行为，发现搅拌区圆棒试件的疲劳强度要高于母材圆棒试件，并且包含焊接接头板状试件的疲劳断裂位置易发生在硬度值最低的热影响区. 但相关研究主要集中于铝合金搅拌摩擦焊接头低周或高周范围疲劳性能的研究，其超高周疲劳性能研究相对较少，同时对其萌生机理的阐述以及断裂位置规律的分析还不全面.1 试验方法采用材料为7050-T7451铝合金轧制板材，其化学成分及力学性能如表1和表2所示. 采用搅拌摩擦焊方法将两块板材尺寸为250 mm×150 mm×12 mm 的平板进行焊接. 焊接接头形式为平板对接，焊接方向与板材的轧制方向相同，如图1a 所示. 其焊接工艺参数见表3.表 1 7050铝合金化学组成成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of 7050 aluminium alloyZn Mg Cu Fe Si Ti Zr Al 6.332.122.180.080.050.030.09余量表 2 7050铝合金力学性能Table 2 Mechanical properties of 7050 aluminium alloy屈服强度R eL /MPa 抗拉强度R m /MPa 弹性模量E /GPa 断后伸长率A (%)4555107211超高周疲劳试验要求试样轴向一阶固有频率与系统相同，试样几何尺寸需进行严格的设计[6]，从板厚中间位置取样，焊缝区域位于试件的中间以保证接头各部位处于同一应力水平，分别采用中间等收稿日期：2017 − 05 − 03第 39 卷 第 11 期2018 年 11 月焊 接 学 报TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTIONVol .39(11):114 − 118November 2018截面的圆柱状和板状试样进行试验，具体尺寸如图1b 所示.(a) 焊接方法12.51515.512.510360R573016.2ϕ10ϕ6(b) 试样尺寸 (mm)搅拌针疲劳试件焊接方向（轧制方向）前进侧后退侧图 1 焊接方法与试样尺寸Fig. 1 Welding process and dimensions of the fatiguespecimen表 3 焊接工艺参数Table 3 welding parameters转速n /(r·min −1)焊接速度v /(mm·min −1)倾角Φ/(°)300952.5°对试样表面进行机械抛光，提高表面光洁度，减少表面缺陷对疲劳裂纹萌生的影响. 试验采用天津大学自行研制的超高周疲劳试验装置施加轴向拉–压对称的循环载荷，应力比R =−1，谐振频率约为19.5 kHz ；在室温下进行试验，采用循环水冷却的方式控制试样因振动而导致的升温现象. 试件通过改变电流的大小来控制应力，由应力幅计算公式得到试件的应力范围，由断裂时间和谐振频率求出试件寿命，从而绘制出S-N 曲线.2 试验结果及分析2.1 疲劳S-N 曲线7050铝合金搅拌摩擦焊接头疲劳试验数据及结果如表4所示，根据数据绘制S-N 曲线如图2所示.表 4 超高周疲劳试验数据Table 4 Experimental data of ultra-high cycle of fatiguetest序号圆棒状板状应力范围Δσ/MPa 疲劳寿命N (106周次)试验结果应力范围Δσ/MPa 疲劳寿命N (106周次)试验结果1130 1 130未断114 1 100未断2136632断裂123368断裂3137 1 200未断131352断裂4144780断裂140279断裂5151801断裂147192断裂6160636断裂158193断裂7167515断裂16687.9断裂8173490断裂173153断裂9176475断裂17597.4断裂10181363断裂184228断裂11181200断裂19072断裂12189212断裂19598.8断裂13195251断裂19917.2断裂1420145.2断裂2054.29断裂1520585.4断裂2122.52断裂1621015.9断裂2134.88断裂172175.34断裂2183.20断裂182262.35断裂2302.22断裂106100120140160180200220240107疲劳寿命 N (周次)圆棒状试样试验点板状试样试验点圆棒状试样 S-N 曲线板状试样 S-N 曲线应力幅度Δσ/M P a 108109图 2 超高周疲劳S-N 曲线Fig. 2 S-N curve of ultrasonic fatigue由图2可以看出，试件在107周次以上仍然会发生疲劳断裂，传统意义上的疲劳极限不存在，随着应力范围的减小，疲劳寿命增加. 疲劳数据涵盖106~109区间, S-N 曲线在108周次左右出现明显的转折点. 在循环周次为106~108时，S-N 曲线连续下降，随着循环周次的增加，疲劳强度缓慢下降；而在这个转折点之后，随着循环周次的增加，试件的疲第 11 期邓彩艳，等：7050铝合金搅拌摩擦焊接头超高周疲劳性能115劳强度下降更加明显，S-N曲线呈现折线型下降，而S-N曲线出现转折点的原因可能与疲劳裂纹萌生机理发生变化有关[7].此外，铝合金焊接接头的疲劳裂纹主要萌生于试件表面，试件的尺寸效应主要体现在危险表面积上.由S-N曲线可知，相比于板状试件，圆棒试件的疲劳强度略高.根据两种类型试件的尺寸计算出圆棒试件的表面积为565.2 mm2，体积为1 695.6 mm3；板状试件的表面积为775.0 mm2，体积为2 062.5 mm3.圆棒试件的表面积和体积均小于板状试件，在试件表面和内部产生裂纹源的可能性低于板状试件，从而导致圆棒试件的疲劳强度较高.2.2 断口形貌与裂纹萌生机理分析为了探究铝合金焊接接头疲劳断裂机理，采用扫描电镜对圆柱状试样的断口表面形貌进行分析，结果表明当应力范围较高时，疲劳裂纹往往从表面起裂，向试样内部扩展.图3a所示为在应力范围为205 MPa加载下的疲劳断口形貌；疲劳断口比较平整，不存在明显的焊接缺陷，疲劳裂纹萌生于试样表面，在循环加载作用下向内部呈辐射状扩展，并最终导致断裂.研究认为，面心立方结构的金属如铝合金在应力较高的循环载荷下，金属表面会产生挤入挤出的痕迹，在一定的循环周次下就会形成表面驻留滑移带(persistent slip band，PSB)，最终引发疲劳裂纹的萌生[8].当应力范围较低时，疲劳裂纹的萌生位置有从表面转向亚表面或内部的倾向；图3b，3c是应力范围为173，160 MPa试样的疲劳断口，裂纹分别从亚表面和内部起裂, 随着应力幅的降低，大多数晶粒处于弹性变形阶段，只有少数存在应力集中的晶粒会产生塑性变形，表面驻留滑移带的形成受到阻碍；Schwerdt等人[9]研究表明随着循环周次的增加，6056和6082铝合金的裂纹萌生位置从低周和高周范围的试样表面转变为超高周范围的亚表面，亚表面的裂纹萌生机制具有解理小刻面的微观形貌.图3d是应力范围为144 MPa 的试样的疲劳断口，当铝合金搅拌摩擦焊接头内部存在尺寸较大的焊接缺陷如夹杂，未熔合等时，其缺陷处容易成为应力集中的区域，从而导致了裂纹源从表面转向内部.扫描电镜的观察结果表明试件的疲劳断裂可分为表面、亚表面和内部起裂.应力范围较高时，裂纹萌生机制以表面起裂为主，随着应力范围的降低，裂纹源有内部萌生的倾向.然而在低应力幅下，内部萌生疲劳裂纹并不是必然，实际的疲劳过程应是表面起裂机制和内部起裂机制相互竞争的结果.(a) 表面起裂1 mm(b) 亚表面起裂1 mm(c) 内部起裂1 mm(d) 夹杂造成的内部起裂1 mm图 3 疲劳试件断口形貌Fig. 3 Fracture morpology of specimen2.3 疲劳断裂位置铝合金搅拌摩擦焊接头分为焊核区、热力影响区(前进侧和后退侧)、热影响区.试验结果表明，焊接接头的各个位置均可以发生疲劳断裂，疲劳试件断裂位置的统计结果如图4所示.116焊 接 学 报第 39 卷−20106107108109−15−10−50515焊缝中心的距离 d /cm热影响区后退侧焊核区前进侧热影响区母材母材圆棒状试样板状试样疲劳断裂循环周次 N (周次)1020图 4 焊接接头的断裂位置Fig. 4 Fracture location of the FSW joints从断裂位置可以看出，试件基本断裂在焊缝区域，仅有两个试件是在母材区域断裂；断裂于焊缝区域的位置主要集中在热影响区和热力影响区，其中前进侧断裂的试件明显多于后退侧；共有五个试件断裂在焊核区域，值得注意的是断裂位置基本分布在焊核区与热力影响区过渡的区域. 疲劳断裂位置具有的倾向性与焊接接头微观组织的不均匀性密切相关. 为了探究这种现象的原因，采用显微硬度计对焊接接头进行硬度测试，结果如图5所示.−20125130140150155135145160−15−10−50515焊缝中心的距离 d /cm热影响区后退侧焊核区前进侧热影响区母材母材显微维氏硬度 H (H V )1020图 5 焊接接头显微硬度分布Fig. 5 Microhardness distribution of FSW joint硬度测试结果显示：接头区域内，焊核区的硬度值最高，从焊核区两端向外逐渐下降，在热力影响区前进侧和热影响区的融合区域达到了整个接头的硬度最低值，前进侧硬度的平均值稍低于后退侧的硬度平均值. 焊核区的硬度高，在应力范围较高的加载情况下，不易发生软化变形，表面PSB 的形成受阻，表面萌生裂纹的难度加大. 同时结合EBSD 的结果分析[10],焊核区经历了高温和强烈的塑性变形，其晶粒多是由动态再结晶形成的细小等轴晶粒，多晶材料中，晶界对位错的运动具有阻碍作用，是抑制裂纹萌生的重要因素. 同时等轴晶粒中有更多的大角度晶界，其中15°以上的大角度晶界约占76%. 大角度晶界作为能量势垒可以阻碍裂纹的扩展，裂纹的扩展阻力大. 因此，相比于焊接接头的其它区域，断裂在焊核区的试件数量较少；热力影响区由于受到热循环和部分塑性变形的作用，晶粒沿着晶界伸长，大角度晶界约占68%；热影响区只受到热循环的作用，并没有发生塑性变形，其晶粒尺寸有一定程度的增大，大角度晶界约占31%；因此在热力影响区和热影响区的过渡段，由于各部分区域晶粒形状和取向的差别，造成了局部区域变形程度的不均匀，从而容易成为应力集中的场所，在疲劳过程中萌生裂纹. 同时过渡区域的软化现象也利于疲劳裂纹的萌生，相比于后退侧，前进侧的硬度值更低，在疲劳载荷作用下，滑移会在较软部分启动，因此热力影响区的前进侧更容易成为发生疲劳断裂的区域；整体来说，搅拌摩擦焊焊接接头组织的不均匀使热力影响区和热影响区成为焊接接头的薄弱环节.3 结 论(1) 7050铝合金搅拌摩擦焊接接头在107周次以上仍然会发生疲劳失效，S-N 曲线在108周次左右出现明显的转折点，曲线呈折线型下降，其出现转折点的原因与疲劳裂纹萌生机理发生变化有关.(2) 通过SEM 对超高周疲劳断口形貌进行观察发现，当应力范围较高时，断裂试件的疲劳裂纹往往在表面萌生；随着应力范围的降低，裂纹有在亚表面或内部起裂的倾向. 低应力幅下，实际的裂纹萌生是表面起裂和内部起裂相互竞争的结果.(3) 试件的断裂位置主要位于焊接接头的热力影响区和热影响区，其中前进侧断裂的试件多于后退侧；疲劳断裂的位置与搅拌摩擦焊接接头的组织不均匀性密切相关.参考文献：佟建华, 张 坤, 林 松, 等. 搅拌摩擦焊和熔化极气体保护焊6082铝合金疲劳性能分析[J]. 焊接学报, 2015, 36(7): 105 −108.Tong Jianhua, Zhang Kun, Lin Song, et al . Comparison of fatigue property of 6082 aluminum alloy joint by friction stir welding and metal inert-gas welding[J]. Transactions of the China Welding In-stitution, 2015, 36(7): 105 − 108.[1]何 超, 崔仕明, 刘永杰, 等. 气孔对铝合金焊接接头超长疲劳[2]第 11 期邓彩艳，等：7050铝合金搅拌摩擦焊接头超高周疲劳性能117寿命的影响[J]. 焊接学报, 2014, 35(11): 18 − 22.He Chao, Cui Shiming, Liu Yongjie, et al . Effect of pore on super long fatigue life of aluminum alloy welded joint[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2014, 35(11): 18 − 22.王清远. 超高周加速疲劳实验研究[J]. 四川大学学报, 2002,34(3): 6 − 11.Wang Qingyuan. Accelerated fatigue testing by ultrasonic load-ing[J]. Journal of Sichuan University (Engineering Science Edi-tion), 2002, 34(3): 6 − 11.[3]Mishra R S, Ma Z Y. Friction stir welding and processing[J]. Ma-terials Science & Engineering R Reports, 2005, 50(1): 1 − 78.[4]Sillapasa K, Surapunt S, Miyashita Y, et al . Tensile and fatiguebehavior of SZ, HAZ and BM in friction stir welded joint of rolled 6N01 aluminum alloy plate[J]. International Journal of Fatigue,2014, 63(63): 162 − 170.[5]吴良晨, 王东坡, 邓彩艳, 等. 超长寿命区间16Mn 钢焊接接头疲劳性能[J]. 焊接学报, 2008, 29(3): 117 − 120.Wu Liangchen, Wang Dongpo, Deng Caiyan, et al . Fatigue prop-erties of welded joints of 16Mn steel in super long life region[J].Transactions of the China Welding Institution, 2008, 29(3): 117 −[6]120.Mughrabi H. On ‘multi-stage’ fatigue life diagrams and the relev-ant life-controlling mechanisms in ultrahigh-cycle fatigue[J]. Fa-tigue & Fracture of Engineering Materials & Structures, 2002,25(8-9): 755 − 764.[7]Takahashi Y, Yoshitake H, Nakamichi R, et al . Fatigue limit in-vestigation of 6061-T6 aluminum alloy in giga-cycle regime[J].Materials Science & Engineering A, 2014, 614(614): 243 − 249.[8]Schwerdt D, Pyttel B, Berger C. Fatigue strength and failuremechanisms of wrought aluminium alloys in the VHCF-region considering material and component relevant influencing factors[J]. International Journal of Fatigue, 2011, 33(1): 33 − 41.[9]Deng C, Wang H, Gong B, et al . Effects of microstructural hetero-geneity on very high cycle fatigue properties of 7050-T7451 alu-minum alloy friction stir butt welds[J]. International Journal of Fatigue, 2016, 83: 100 − 108.[10]作者简介：邓彩艳，女，1979年出生，博士研究生，副教授，硕士研究生导师. 主要研究方向为焊接结构断裂及疲劳行为. 发表论文50余篇.Email: dengcy@tju .edu .cn通讯作者：龚宝明，男，副教授. Email: gongbm@tju .edu .cn[上接第113页]Abaqus/CAE User ’s Guide. Abaqus 6.13 Student edition[Z].Abaqus 6.13 Online Documentation, 2013.[10]Fang H Y, Wang T, Jun Feng H U, et al . Node dynamic relaxa-tion method: principle and application[J]. Frontiers of Materials Science, 2011, 5(2): 179 − 195.[11]李雪冰, 王国栋, 王黎明. 网格重画分技术在锥形橡胶堆大变形计算中的应用[J]. 铁道车辆, 2010, 48(11): 5 − 8.Li Xuebing, Wang Guodong, Wang Liming. Application of the remeshing technology in the great deform calculation of cone rub-ber stack[J]. Rolling Stock, 2010, 48(11): 5 − 8.[12]Abaqus Analysis User's Guide. Abaqus 6.13 Student edition[Z].Abaqus 6.13 Online Documentation, 2013.[13]陈连山, 陈兵辉, 安金平. 304L 不锈钢氩弧焊接工艺特点及常见缺陷的防治措施[J]. 石油工程建设, 2008, 34(3): 49 − 50.Chen Lianshan, Chen Binghui, An Jinping. Technological fea-tures of 304L stainless steel argon arc welding and defect preven-tion measures[J]. Petroleum Engineering Construction, 2008,34(3): 49 − 50.[14]IGCAR Data Book. Material properties for design[M]. UK:Uni-versity of Oxford, 1999.[15]王能庆, 童彦刚, 邓德安. 热源形状参数对薄板焊接残余应力和变形的影响[J]. 焊接学报, 2012, 33(12): 97 − 100.Wang Nengqing, Tong Yangang, Deng Dean. Effect of welding heat source parameters on residual stress and distortion in thin plate joint[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2012,33(12): 97 − 100.[16]Attarha M J, Sattari-Far I. Study on welding temperature distribu-tion in thin welded plates through experimental measurements and finite element simulation[J]. Journal of Materials Processing Tech,2011, 211(4): 688 − 694.[17]Abaqus Keywords Reference Guide. Abaqus 6.13 Studentedition[Z]. Abaqus 6.13 Online Documentation, 2013.[18]田锡唐. 焊接结构[M]. 哈尔滨: 哈尔滨工业大学出版社, 1980.[19]作者简介：孙鲁阳，男，1993年出生，硕士研究生. 主要研究方向为奥氏体不锈钢焊接残余应力测试与预测. 发表论文1篇. Email ：sunluyang93@通讯作者：李晓延，男，教授，博士研究生导师. Email ：xyli@bjut .edu .cn118焊 接 学 报第 39 卷。
搅拌摩擦焊技术（四）－FSW焊接接头的力学性能-工程
搅拌摩擦焊技术（四）－FSW焊接接头的力学性能-工程在一般情况下，搅拌摩檫焊焊接接头的力学性能，大约与母材和MIG焊接接头性能相当，。
（一）接头的抗拉强度和弯曲性能最近英国焊接研究所（TWI）认为，2000、5000、7000等系铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头的常态强度与母材等强度，但也有的低于母材。
表2-2给出了铝合金搅拌摩檫焊焊接接头的力学性能数据。
表2-2 铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头的拉伸试验结果注：PM－断裂在母材，WM－断裂在焊缝，HAZ－断裂在热影响区，HAZ/ PM－断裂在热影响区和母材交接处Kluken等对采用各种焊接方法和搅拌摩檫焊焊接的A6005铝合金接头的静态强度进行了比较，从表2-2中可以看出，等离子弧小孔焊焊接接头的抗拉强度值最高，为194MPa；搅拌摩檫焊最低，为175Mpa，而接头的延伸率却最高，为22%。
但是搅拌摩檫焊焊接接头没有气孔、裂纹等缺陷。
2000系铝合金的搅拌摩檫焊焊接接头，断裂发生在热影响区。
铝合金分为热处理型和非热处理型。
对于热处理型合金来说，采用熔焊时，焊接接头性能发生改变是一个大问题。
飞机制造用的2000、7000系硬铝，时效后进行搅拌摩檫焊，或搅拌摩檫焊之后进行时效处理，两者焊接接头的静态抗拉强度约为母材的80~90%。
6000系的6N01-T6铝合金广泛用于日本的铁路车辆制造。
焊接和时效处理顺序对机械性能有很大的影响。
表2-3是12mm的6No1-T6铝合金在大气中和水冷中进行搅拌摩檫焊，焊接接头的抗拉强度试验结果。
从试验结果可以看出，经时效处理后，焊接接头的抗拉强度得到了提高。
表2-3 焊接中冷却方式和时效处理对抗拉强度的影响摩擦焊的焊接强度和板厚的关系:特别是在水冷中焊接的试件经时效处理后，改善效果最为显著。
这是因为，水冷使软化区变小，采用这样的时效处理，硬度回复效果特别好。
在一边水冷一边进行搅拌摩擦焊的情况下，接头强度的大小和被焊金属的厚度有关，如图2-26所示。
激光_电弧复合焊接7075_T6铝合金疲劳断裂特性_吴圣川
第33卷第10期2012年10月焊接学报TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTIONVol．33No．10October2012收稿日期：2011－08－10基金项目：国家自然科学基金资助项目（51005068）；牵引动力国家重点实验室自主课题资助项目（2012TPL_T18）；汽车车身先进设计制造国家重点实验室开放基金资助项目（31115030）激光－电弧复合焊接7075-T6铝合金疲劳断裂特性吴圣川1，2，徐晓波1，张卫华2，李正1，徐道荣1（1．合肥工业大学材料科学与工程学院，合肥230009；2．西南交通大学牵引动力国家重点实验室，成都610031）摘要：研究激光－电弧复合焊接2mm 板7075-T6铝合金在不同应力比R 和应力幅σa 下的疲劳裂纹扩展行为．结果表明，优选的复合焊工艺参数激光功率3kW 、电流110A 和焊接速度3m /min 条件下接头和母材的疲劳裂纹扩展速率曲线存在交叉现象，即当应力强度因子幅#K 小于15．6MPa ·m 1/2时，接头的疲劳裂纹扩展速率小于母材，反之则接头的疲劳裂纹扩展速率大于母材．而对应同一#K 值，高应力比下的疲劳裂纹扩展速率快于低应力比条件下的扩展速率．应力幅或平均应力是影响疲劳裂纹扩展特性的主要因素．关键词：激光－电弧复合焊；7075高强铝合金；疲劳断裂；微观组织；软化效应中图分类号：TG456．7文献标识码：A文章编号：0253－360X （2012）10－0045－04吴圣川0序言近年来，运载工具的“轻量化”引起各国重视，高强铝合金以优异的综合力学性能成为重要的优选结构材料．激光－电弧复合焊是当前最具发展潜力的轻合金熔焊技术，在高速列车结构制造中具有广阔的发展应用前景［1，2］．然而在复杂的服役载荷下，熔焊缺陷如裂纹和气孔的缺口效应持续增强并发展，导致关键结构部件的失效，成为高速列车运营的重大安全隐患［3，4］．疲劳裂纹扩展速率是损伤容限设计的主要性能指标［5］，迄今仍少见激光－电弧复合焊7075-T6铝合金接头疲劳特性的研究．文中通过母材与接头的疲劳裂纹扩展速率、断口形貌、组织观察以及显微硬度等来深入研究高强铝合金熔焊7075-T6接头和母材的疲劳断裂性能，为结构设计与工程应用提供技术支持．1试验方法材料为2mm 厚T6态的7075铝合金轧制板材．填充焊丝型号为ER5356，直径1．2mm．拉伸试验获得的力学性能为：接头屈服强度R eL =210MPa ，抗拉强度R m =280MPa ；母材屈服强度R 'eL =437MPa ，抗拉强度R 'm =525MPa．由接头和母材的拉伸试验可知，接头的屈服强度约为母材的48%，抗拉强度是母材的53%．再由熔焊接头失配度M =接头R eL /母材R 'eL ，可知7075-T6铝合金激光－电弧复合焊接头的M ＜1，属于低匹配．然而，焊接接头的疲劳性能并不能简单的根据强度大小来判断，已有大量的研究表明，铝合金的裂纹扩展速率受强度的影响并不明显．在光纤激光－电弧复合焊平台上对接焊，优化的焊接参数为：激光功率P =3kW ，电流I =110A ，焊接速度v =3m /min ，送丝速度v 1=5．3m /min ，离焦量－1mm ，氩气流量为150L /min．此外，为防止铝合金表面反射出的激光对光纤的损伤，激光束偏移试板的法向约10$，电弧偏移法线约20$．依照国家标准GB /T 6398—2000《金属材料疲劳裂纹扩展速率试验方法》制取紧凑拉伸（CT ）试样．先用粗砂纸磨去焊缝背面的毛刺，再用细砂纸将试样表面磨至平整光亮，以消除几何不平整的影响．在MTS-809型电液伺服材料试验机上预制裂纹，然后施加正弦恒幅载荷．试验载荷频率f =10Hz ，以峰值载荷P max =1600N 作为预制裂纹峰值载荷并连续逐级降载至真实试验载荷1200N ，预制裂纹长度1．5mm 以上即可．试验条件为室温和大气环境，裂纹长度采用10倍放大镜监测，用目测法测量，每隔0．5mm 读一次循环周次．母材和接头疲劳46焊接学报第33卷断口形貌观察在JSM －6490LV 型扫描电镜上进行．2试验结果与分析由复合焊缝CT 断口形貌可知，裂纹沿焊缝中心垂直于荷载方向扩展，只是随着裂纹的扩展裂纹面稍稍地偏转了一个角度．2．1疲劳裂纹扩展速率图1为接头的疲劳裂纹扩展速率d a /d N 随裂纹长度的关系曲线．可见，在约2/3的寿命区内，d a /d N 变化不明显．而在剩余1/3寿命区（以#a =9mm 为临界点）中，d a /d N 明显加快，表明材料抵抗疲劳裂纹扩展的内在抗力大幅降低．图1复合焊接头裂纹扩展速率与裂纹扩展长度的关系Fig.1Relationship between crack growth rate and crack-ing extension of welded joint裂纹稳定扩展阶段（即疲劳裂纹扩展第Ⅱ阶段）是焊接接头的主要寿命区间，对应的应力强度因子幅#K 较大（#K th ＜#K #K C ）．此外，d a /d N 正比于应力强度因子幅#K ，在对数坐标下，d a /d N 和#K 的关系为一直线［6］．将稳定扩展阶段的d a /d N 和#K 分别取对数，绘制在以lg （d a /d N ）为纵轴、lg （#K ）为横轴的双对数坐标图上，见图2．由图2看出，母材和接头在同样加载条件下的疲劳裂纹扩展速率曲线存在交叉现象．在低于应力强度因子幅约15．6MPa ·m 1/2时，接头的裂纹扩展速率慢于母材；反之则快于母材，表明焊缝为结构的危险区域．试验表明，当对接头施加的载荷使焊缝处裂纹尖端的#K ≤15．6MPa ·m 1/2时，接头断裂性能优于母材，否则接头将面临失稳断裂危险．实际服役过程中，应注意并合理调整焊缝布置、结构设计和极限荷载，以避免灾难性事故发生．用最小二乘法线性回归得到疲劳裂纹参数．则由d a /d N =C （#K ）n，且应力比R =0．3时：C =3.445ˑ10－14，n =6．022；而母材在R =0．3和0．1图2母材及复合焊接头的lg （d a /d N ）-lg （#K ）关系Fig.2Relationships between crack growth rate and SIF range for hybrid welded joint and base metal时，C =4．002ˑ10－10，n =2．615与C =1．071ˑ10－10，n =2．902．对比分析R =0．1和0．3下母材的裂纹扩展行为，发现对同一#K 值，R =0．3时的裂纹扩展速率快于R =0．1．由Forman 公式d a /d N =C （#K ）n/［（1－R ）K C －#K ］可知，在相同#K 值下，随着R 增加，裂纹扩展加快．其实质是裂纹顶端往后所遗留的塑变“尾迹”效应．当最大峰值应力σmax 卸载到最小应力σmin 时，裂尖材料从卸载初期尚有少量的残余拉应力过渡进入压缩状态，最终使裂尖区产生残余压应力．当下一个拉伸循环开始时，裂尖处拉应力须先克服上个循环结束时所产生的压应力，然后才可使裂纹继续张开并向前扩展，实际上控制材料裂纹扩展特性的是裂尖的有效应力强度因子#K eff ．由于闭合效应会降低裂纹尖端的局部扩展驱动力，而高的应力比（或平均应力）不利于裂纹闭合，会加速疲劳裂纹的扩展，所以R =0．3时的疲劳裂纹扩展速率位于在R =0．1时曲线上方．表1为母材在初始裂纹长度a 0、峰值载荷P max 、载荷幅#P ，R =0．1和0．3的寿命数据．结果表明，应力幅对材料的疲劳寿命影响比应力比R 大．表1同一峰值载荷不同应力比下母材的疲劳数据Table 1Fatigue parameters under different conditions应力比R 峰值载荷P max /N 载荷幅#P /N 裂纹扩展长度a 0/mm 循环周次N /周0．11200108019．3270190．3120084018．7438452．2疲劳断口形貌图3和图4分别为母材和接头在P max =1200N ，R =0．3时的疲劳断口形貌．其中图3a ，b 为裂纹扩展的稳定阶段，在图3a 中可看到较多塑性疲劳条第10期吴圣川，等：激光－电弧复合焊接7075-T6铝合金疲劳断裂特性47带（如椭圆标示），也有少量脆性疲劳条带，整体看上去又似羽毛状结构．从图3b 中可清楚看到疲劳条带，它是裂纹扩展时留下的微观痕迹，是一系列基本上相互平行的条纹，条带方向与局部裂纹扩展方向垂直并且条纹沿着局部裂纹扩展方向向外凸．母材瞬断区断口形貌与静载拉伸断口类似，特征是呈现较浅的等轴韧窝和拉长韧窝，如图3c 所示．图4a ，b 分别为稳定扩展阶段的气孔和疲劳条带，可见与母材的扩展形貌明显不同．图4a 中有大小不一、密集分布的气孔，这些气孔往往成为疲劳裂纹萌生源，是导致接头承载能力下降的原因之一．图4b 是不同平面上的疲劳条带，表明焊后材料内组织和应力状态差异较大，从而导致应力循环时裂纹由一个平面攀移至另一个平面，并最终影响d a /d N 的大小．图4c 为瞬断区形貌，可观察到大量的韧窝，与静载拉伸断口类似．2．3显微组织复合焊接头的显微组织如图5所示．图5a 为熔合区（FZ ）的组织形貌，可以清楚看出，熔合区晶粒尺寸较小，具有典型的铸造组织特征．图5b 为部分熔合区（PMZ ），该区的晶粒亦较小，呈现出柱状晶特征，并指向焊缝中心，其生长具有强烈的方向性．5c 为焊缝热影响区（HAZ ），该区晶粒较熔合区的粗大，并且晶粒大小不均匀．由于焊缝晶粒较细，晶界较多，可以有效提高接头的滑移形变抗力，能极大地影响短裂纹的扩展，而通常晶界对长裂纹的扩展只有很小的影响．2．4显微硬度接头横截面上的硬度分布如图6所示．可见，硬度在各区的分布很不均匀，熔合区硬度最低，约为母材硬度60%，热影响区硬度可达母材的90%以上，且热影响区的宽度接近焊缝，表明激光－电弧复合焊接7075-T6铝合金接头中存在着严重的软化现象．这种软化效应是热循环致母材强化效果部分消失和非热处理强化填充金属加入的综合效应．3讨论激光－电弧复合焊接7075-T6铝合金接头和母材的疲劳裂纹扩展速率曲线存在交叉现象，这正说明了接头的疲劳裂纹扩展行为受多因素影响．这些因素对裂纹的扩展作用并非步调一致，且在扩展的不同阶段其作用程度不同．由于铝合金的裂纹扩展速率受强度影响很小，且长裂纹的扩展对晶粒尺寸48焊接学报第33卷图5复合焊接7075-T6铝合金接头显微组织Fig.5Microstructures of hybrid welded 7075-T6joint图6复合焊接7075-T6铝合金接头硬度分布Fig.6Hardness distribution of hybrid welded 7075-T6joint变化不敏感［6］，结合图6中复合焊接头的软化现象以及Head 曾提出的包含裂纹尖端塑性区尺寸的裂纹扩展模型，对结果中出现的交叉现象加以解释．式（1）为Head 扩展模型．d a d N =C 1Δσa 3/2（C 2－σ）ω1/20（1）式中：#σ是应力幅值；ω0是裂纹尖端塑性区尺寸，C 1，C 2为常数．显然，由于熔焊接头的软化效应，导致相同条件下裂纹尖端塑性区尺寸较母材的大．由式（1）可知，单独考虑裂纹尖端塑性区尺寸时接头的裂纹扩展速率将小于母材．4结论（1）激光－电弧复合焊接头的裂纹扩展速率为：d a /d N =3．4ˑ10－14（#K ）6．022（R =0．3），母材在应力比R =0．3和0．1时分别为：d a /d N =4．0ˑ10－10（#K ）2．615和d a /d N =1．1ˑ10－10（#K ）2．902．（2）接头和母材的d a /d N 曲线有交叉现象，当#K ≤15．6MPa ·m 1/2时，接头的疲劳裂纹扩展速率小于母材，表明该熔焊接头可以安全服役．（3）同一#K 值条件下，高应力比下的疲劳裂纹扩展速率快于低应力比条件下的扩展速率．（4）应力幅或平均应力是影响疲劳裂纹扩展速率的主要因素，其次才是应力比．必须指出，影响熔焊接头d a /d N 的因素较多，机理复杂．采用粗略的目测法记录#a 是误差源之一．此外熔焊气孔对d a /d N 的影响应成为研究车体关键接头超高周疲劳损伤的重要内容．参考文献：［1］杨璟，李晓延，巩水利，等．铝锂合金YG-MIG 复合焊焊缝成形特征［J ］．焊接学报，2010，31（2）：83－86．Yang Jing ，Li Xiaoyan ，Gong Shuili ，et al ．Characteristics of alu-minium-lithium alloy joint formed by YAG-MIG hybrid welding ［J ］．Transactions of the China Welding Institution ，2010，31（2）：83－86．［2］王炎金．铝合金车体焊接工艺［M ］．北京：机械工业出版社，2011．［3］钟群鹏，赵子华．断口学［M ］．北京：高等教育出版社，2006．［4］王希靖，李树伟，牛勇，等．A7075搅拌磨擦焊疲劳裂纹扩展速率试验分析［J ］．焊接学报，2008，29（9）：5－7．Wang Xijing ，Li Shuwei ，Niuyong ，et al ．Fatigue crack growth rate of A7075FSW ［J ］．Transactions of the China Welding Insti-tution ，2008，29（9）：5－7．［5］蹇海根，姜锋，郑秀媛，等．采用EBSD 研究高强铝合金的疲劳裂纹扩展行为［J ］．材料热处理学报，2011，32（2）：75－80．Jian Haigen ，Jiang Feng ，Zheng Xiuyuan ，et al ．EBSD analysis of propagation behavior of fatigue cracks in high strength aluminum alloy ［J ］．Transactions of Materials and Heat Treatment ，2011，32（2）：75 80．［6］Pearson S．Fatigue crack propagation in metals ［J ］．Nature ，1966，211：1077－1078．作者简介：吴圣川，男，1979年出生，副研究员．主要从事高速列车结构疲劳可靠性及其仿真软件开发等方面的研究工作．发表论文30余篇．Email ：wusc@home．swjtu．edu．cn2012，Vol．33，No．10TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTIONfect of HT250castiron used in diesel engine cylinder was re-paired with inferior-laser instantaneous melting cold-weldingtechnology．The cold-welding residual stress was measuredthrough the X-ray diffraction method to study the regularity of re-sidual stress and the relationship between the residual stress anddifferent process parameters．The results show that the stressnear the weld seam is tensile and the stress away from the weldseam is compressive．The cold welding residual stress distribu-tion is quite narrow．The peak stress mainly distributes in therange of5mm from the weld seam center and the residual stressis close to zero in the place of20mm away from the weld seamcenter．Time parameter has little influence on the peak stresswhile the energy parameter's influence is great．Through thechange of time and energy，smaller residual peak stress can beobtained to meet the repair requirements for surface damage onengine remanufacturing parts．Key words：cold-welding；surface residual stress；process parameters；remanufacturingPitting corrosion resistance of PH stainless steel of FV520Band its welding joint ZHANG Min1，ZHANG Enhua1，ZHIJinhua1，2，MENG Qiang1，ZHANG Haicun2（1．School of Mate-rial Science and Engineering，Xi'an University of Technology，Xi'an710048，China；2．Xi'an Shangu Power Co．，Ltd，Xi＇an710075，China）．pp37－40Abstract：The corrosion-resistance of the steel FV520Bhad been tested respectively in the HCl and H2SO4（10%）underthe35ħ．The result showed that under the above condition the base metal and the welding welding joint suffered a much more serious pitting corrosion in the HCl（10%）than that in theH2SO4of the same mass fraction，the chloridion has more seriousdestructive effect on the passivation film of the stainless steel，which causes the deeper corrosive pitting．while the corrosiveeffect of10%mass fraction H2SO4is relatively inferior，the cor-rosion products are different either，but under the different corro-sive environment，all the corrosive level of the weld joint in the welding point is lower than the HAZ．Key words：precipitation sclerosis stainless steel；micro-structure；corrosion resistanceInterfacial microstructure and properties of Si3N4jointsbrazed using TiNi-V eutectic brazing alloy WANG Guox-ing1，SONG Xiaoguo2，3，CHEN Haiyan3，LI Yang1，CAO Jian2，3（1．School of Materials＆Chemical Engineering，Hei-longjiang Institute of Technology，Harbin150050，China；2．School of Materials Science＆Engineering，Harbin Institute of Technology at Weihai，Weihai264209，China；3．State Key Lab of Advanced Welding and Joining，Harbin Institute of Technolo-gy，Harbin150001，China）．pp41－44Abstract：TiNi-V eutectic brazing alloy was fabricated byvacuum arc melting，and its spreadability on the surface of Si3N4ceramic was investigated．The brazing of Si3N4ceramic was a-chieved using TiNi-V brazing alloy．The typical interfacial micro-structure was Si3N4/TiN+Ti-Si compounds/NiV．The effect ofbrazing temperature on the interfacial microstructure and proper-ties of joints was investigated．The results showed that with the increasing of brazing temperature，the reaction between moltenbrazing alloy and Si3N4ceramic intensified and the thickness of TiN+Ti-Si compounds layer increased gradually．Moreover，lots of microcracks were formed in the joints due to the residual stress in joints，which deteriorated the joining properties．The highest shear strength of28MPa was obtained when the specimen was brazed at1200ħfor10min．The joint fractured in TiN+Ti-Si compounds layer，which belonged to brittle fracture．Key words：TiNi-V eutectic brazing alloy；brazing；Si3N4ceramic；interfacial microstructureFatigue fracture behavior of laser-MIG hybrid welded7075-T6aluminium alloys WU Shengchuan1，2，XU Xiaobo1，ZHANG Weihua2，LI Zheng1，XU Daorong1（1．School of Mate-rials Science and Engineering，Hefei University of Technology，Hefei230009，China；2．State Key Laboratory of Traction Pow-er，Southwest Jiaotong University，Chengdu610031，China）．pp45－48Abstract：The influence of stress ratio R and stress range σa on the fatigue crack propagation behavior of high strength 7075-T6aluminum alloy and laser-MIG hybrid welded joint is studied．The results show that under the welding parameters of P =3000W，I=110A and v=3m/min，the fatigue cracking growth rate curve of laser-arc hybrid welding joint intersects with that of base metal．That is due to that the fatigue crack growth rate of hybrid welding joint is lower than that of base metal espe-cially when the SIF rangeΔK is less than15．6MPa·m1/2．Un-der the conditions of same SIF rangeΔK，the fatigue cracking growth rate at the higher stress ratio is larger than that of the low-er stress ratio．Furthermore，the stress range is more important than the stress ratio（mean stress）to determine the fatigue cracking growth rate of welding joints．Key words：hybrid laser-arc welding；7075high strength aluminium alloy；fatigue fracture；microstructure；softening effectArc stability of underwater wet flux-cored arc weldingSHI Yonghua，ZHENG Zepei，HUANG Jin（School of Mechani-cal and Automotive Engineering，South China University of Tech-nology，Guangzhou510640，China）．pp49－53Abstract：Standard deviation（SD）and the reciprocal of coefficient of variation（CV）of welding voltage are used as the index of arc stability．The arc stability of underwater wet flux-cored arc welding in different welding conditions was studied based on underwater wet welding experiments．Sensitivity models of arc stability have been built and sensitivities of welding param-eters on arc stability，such as welding current，voltage，speed and water depth，were analyzed．The results showed that the arc stability got worse as water depth increased．Especially in shal-low water，the arc stability decreased dramatically as the water depth increased．Arc stability also decreases with the increasing of welding speed．The welding voltage has a great influence on arc stability and increasing the welding voltage appropriately will improve the arc stability．Key words：underwater welding；arc stability；sensitivity analysisⅢ。
搅拌摩擦连接7075铝合金接头组织及力学性能分析
（a）7075 母材
（b）焊核区
图 1 拉伸试样
2 实验结果及分析
接头连接区成形表面如图 2 所示，在不同工艺 参数下，获得表面成形质量良好，无明显飞边，减薄 量较小的 FSJ 连接区。图 3(a)为 7075 母材金相组 织，因轧制工艺晶粒沿轧制方向呈扁平带状，晶粒 尺寸不均匀。T6 态 7075 铝合金在固溶时效后，铝基 体弥散分布着棒状或板片状的 Mg2Si 析出增强相。 接头焊核区金相组织如图 3(b)所示，晶粒明显细化 呈等轴晶体。主要原因是轴肩作用下，较高的热输 入使得搅拌区晶粒动态再结晶，同时搅拌头前进速 度较高降低了焊核区材料打碎循环重组周期，使得 晶粒细化较为显著。热机影响过渡区如图 3(c)所 示，由图 3(c)中标示的焊核边缘区 W、热影响区 H 和 热机影响区 T 组成，图 3(c)中标示 1 区域和标示 2 区 域 为 热 机 影 响 区 ，两 区 域 晶 粒 发 生 明 显 的 拉 长 变
头拉伸失效机理，优化工艺参数获得力学性能优良 的接头。
1实验
1.1 试样制备
板材选用 100×100×10mm 的热轧制 7075-T6 铝 合金板材，连接面进行砂纸打磨去除氧化层，并用 丙酮和酒精清洗，封存备用。采用北京赛福斯特技 术有限公司研发的 FSW-LM-A10 型搅拌摩擦连接 设备，搅拌针轴肩直径为 24mm，下压量为 0.1mm，主 轴倾角为 0.5°，具体工艺参数见表 1。
借助线切割以接头焊核区为中心，制备 30×10× 10mm 金相试样，先用 320#-1400#砂纸依次打磨，再 用 W0.05 抛光液和抛光膏抛光，然后用超声波酒精 清洗吹干，在未腐蚀前先通过 SEM 能谱点面扫描方 式检测组织成分，再用 Keller 试剂晶界侵蚀，腐蚀时 间约 25s，在 MDS400 光学显微镜下观察接头各区域 晶粒特征。 1.3 拉伸实验
7075-T651铝合金焊接接头疲劳性能研究
现代制造技术与装备
２０１７ 第 １１ 期 总第 ２５２ 期
7075-T651 铝合金焊接接头疲劳性能研究
庞西南 1 陈 辉 2 赵 旭 3
（1. 四川大学 化学工程学院，成都 610065；2. 西南交通大学 材料科学与工程学院，成都 610031； 3. 西南交通大学 牵引动力国家重点实验室，成都 610031）
图 ４ ７０７５ 余高接头调修次数和疲劳极限曲线 图 8 是调修 1 次热影响区的金相组织图，可以观察到清 楚的晶界和晶间析出物主要集中在均匀的热影响区，晶粒分 布均匀。焊缝与热影响区界限清晰，晶粒随着焊缝的远离变 得更加均匀，逐渐变大。图 9 是调修 3 次热影响区的金相组 织图，可以观察到明显的晶界和均匀晶粒，晶间析出物较少。 具体地，靠近焊缝的晶粒较小，中间较大，而后变得更加均 匀规则。图 10 是调修 5 次热影响区的金相组织图，可以观 察到明显的晶界，晶间析出物最少，主要靠近焊缝侧。
在高铁、航空航天、车辆、建筑、桥梁、工兵装备和大型压力 容器等方面 [1]。焊接变形是焊接结构生产制造过程中的普遍 现象 [2]。相对铝合金而言，由于其热导率是钢的 5 倍，线膨 胀系数是钢的 2 倍，所以铝合金的焊接变形比钢更严重 [3]。
试验用材料为国产 7075-T651 铝合金型材，化学成分 如表 1 所示，供货状态 T651（拉伸消除内应力），厚度为 3mm。MIG 焊接试件在 200℃温度下加热 1 次、3 次、5 次，根 据 GB/T 26077-2010 金属材料疲劳试验轴向应力控制方法进
对未断裂试样进行金相取样，经砂纸研磨、机械抛光 和 Keller 试剂（1.0%HF+1.5%HCl+2.5%HNO3+95% 纯净水） 腐蚀后，采用 Axio Observer A1m 金相显微镜观察分析不 同调修次数的焊接接头的焊缝和热影响区的金相组织。 ２ 试验结果与分析 2.1 不同调修次数疲劳性能
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7075-T6铝合金搅拌摩擦焊疲劳裂纹扩展特性1陈加华1，杨新岐1，吴海亮1，栾国红21天津大学材料科学与工程学院，北京 (300072)2中国搅拌摩擦焊中心北京搅拌摩擦焊技术有限公司，北京 (100024)E-mail：chenjiahua2008@!摘要：搅拌摩擦焊（FSW）作为一种新型固相连接技术在铝合金等轻型合金连接方面具有很大的优势，建立合理有效的疲劳评定标准是FSW技术推广和应用的必要条件。
本文通过对7075-T6FSW接头不同位置的疲劳裂纹扩展速率进行实验，来研究铝合金FSW接头的疲劳性能。
实验结果表明：后退边HAZ疲劳裂纹扩展速率最慢，而垂直于焊缝区的扩展速率则最快；焊缝中心区的扩展速率在低△K区会低于前进边HAZ，而到裂纹扩展后期，疲劳裂纹扩展速率会高于前进边HAZ；与IIW标准的推荐值相比，所有区域的疲劳裂纹扩展速率均显著低于推荐值，这说明FSW接头的疲劳性能较好。
关键词：搅拌摩擦焊；铝合金；疲劳裂纹扩展速率；焊接缺陷1．引言进入21世纪，能源问题已经成为世界上所有国家经济发展的制约因素，节约能源成为大家的共识，而构件轻量化是其中重要途径，铝合金的使用能大大减轻构件的重量。
铝合金材料具有比强度高，耐腐蚀和易成形等一系列优点，如7xxx系列，在航空、航天、高速列车和高速舰船等工业制造领域得到越来越广泛的应用。
但是，铝合金具有熔点低、热传导系数较大、热膨胀率高等特点，如采用传统熔焊连接时，将很难保证接头质量[1]。
搅拌摩擦焊（Fiction Stir Welding, 简称FSW）是英国焊接研究所（TWI）1991年发明的新型固相连接技术，并在全世界范围内申请了专利保护[2]，被誉为是继激光焊接后最为革命性的连接方法。
国内外已有大量实验证明：FSW技术能很好地连接铝合金，且接头强度比熔焊有很大提高。
但在国内关于搅拌摩擦焊接头疲劳性能研究的文献还非常之少，尤其是疲劳裂纹扩展速率的文章。
本文将对7075-T6铝合金FSW接头疲劳裂纹扩展速率进行研究，实验结果将给疲劳评定机制的建立提供实验依据。
2．实验原理及方法本试验所采用的材料为铝合金7075-T6，母材热处理状态为T6，其化学成分和基本力学性能见表2-1和2-2。
表2-1铝合金7075 化学成分材料 Zn Mg Cu Cr Mn Fe Si Al7075 5.1~6.1 2.1~2.9 1.2~2.0 0.18~0.28 0.30 0.50 0.40 其余表2-2 铝合金7075力学性能材料断裂强度/MPa 屈服强度/MPa 延伸率/%7075 552±6 520±4 14.4±0.6此次焊接中的焊接参数为：搅拌头旋转速度800~1000r/min；焊接速度 150~250mm/min；搅拌头插入深度4.75mm；倾角3°；压入量0.1~0.2mm；预顶压力1.5~2.5KN。
所有7075-T61本项目是与中国搅拌摩擦焊中心北京赛福斯特技术有限公司的联合研究资助项目（项目编号：cfswt-34-041014）。
铝合金FSW试样均是在焊后自然时效30天后，通过X射线对所有焊缝进行无损探伤检测，结果未发现任何明显焊接缺陷（X射线检测条件下）。
试验过程依照ASTM E647-00规范进行，采用紧凑拉伸（CT）标准试样，从7075-T6铝合金FSW板材中切割下来。
试样共分为4种类型，即预制裂纹位于焊缝中心、位于前进边热影响区（偏离焊缝中心5mm）、位于后退边热影响区和垂直于焊缝，具体试样性状和裂纹位置见图2-1。
试样经线切割切好后，需用800~1000号的金相砂纸打磨光滑，以消除试样表面的加工缺陷对疲劳性能的影响。
疲劳拉伸实验在型号为PLG-20C的高频疲劳机上进行，选用的应力比为R=0.06，载荷为恒福正弦波形[3]。
(a) (b)(c) (d)图2-1 7075-T6铝合金FSW疲劳裂纹扩展速率试验CT试样图(a)预制裂纹位于焊缝中心；(b)预制裂纹位于焊接热影响区（前进边或后退边）；(c)预制裂纹垂直于焊缝；(d)HAZ预制裂纹示意图为了找出7075-T6FSW试样不同位置疲劳性能的差异，在疲劳试验和数据处理后，对试样来进行金相试验。
通过金相试验可以获得焊缝区域的组织形貌特征和缺陷的存在情况，为对应区域的疲劳裂纹扩展情况提供实验解释。
焊接接头区的硬度分布能反映出各区域的强度，而强度又能反映材料的强度，因此我们可以通过7075-T6FSW接头的硬度分布情况来解释疲劳强度的差异。
为了了解7075-T6FSW接头各区域的硬度分布情况，硬度试验所需试样的制备方法与金相试验制备方法类似，经抛光后在Keller试剂下腐蚀，以便清晰分辨出焊缝的不同区域。
硬度试验在型号为HV A-10A手动维氏硬度计上进行，分上、中、下三条线测定横截面不同高度区域的硬度分布。
试验时的加载载荷为10Kg，加载时间为15秒。
3．实验结果及分析3.1 接头显微组织7075-T6铝合金搅拌摩擦焊后焊缝较平整，几乎没有飞边和焊接变形，对焊缝横截面进行观察，无孔洞、裂纹等缺陷。
根据材料的流动性差异而产生的不同区域可以把FSW接头分为以下四个区：焊核区（Weld Nugget）、热机械影响区（Thermal Affected Zone）、热影响区（Heat Affected Zone）和母材区（Base Metal），如图3-1所示。
图3-1 7075-T6铝合金FSW接头切面宏观形貌a母材区（BM），b焊核区（WN）c、d热机械影响区（TMAZ），e热影响区（HAZ）图3-2显示了7075-T6铝合金FSW接头的不同区域显微组织，包括接头的焊核区（WN）、热机影响区的前进边（Advancing side）、后退边（Retreating side）和母材区（BM）。
如图3-2（a）所示，母材区的显微组织为沿轧制方向排列的板条状组织，均匀分布着黑色的强化相。
图3-2（b）是焊核区，由一系列细小的等轴再结晶颗粒组成，母材轧制态下的板条状组织被拉长，并发生强烈的弯曲变形，当弯曲程度超过了其晶界所能承受的上限时，原有的板条状组织晶界被破坏而逐渐消失，板条内的等轴再结晶组织按照最小能量原理重新排列，形成焊态下无序、无方向性的等轴再结晶组织排列[4]。
图3-2（c）和（d）所示为焊缝接头的热机械影响区，其处于焊核区和热影响区之间。
由于焊缝两侧相对于搅拌头的转向不同，而分为前进边（Advancing Side）和后退边（Retreating Side），二者分别对应于旋转的搅拌头在焊接方向的切线速度与搅拌头行进方向相同和相反的侧面。
该区的母材条状的特征被高度扭曲，形成一种高度变形的弧形条状会合于焊核，研究表明这一区域没有发生与焊核区类似的再结晶过程。
(a) (b)(c) (d)图3-2 7075-T6铝合金FSW接头切面宏观形貌(a) 母材(BM)，(b) 焊核区(WN)，(c) 前进边(A.S.)，(d )后退边(R.S.)3.2 接头硬度分布7075-T6铝合金FSW接头的显微硬度分布如图3-3所示，从图中可以看出焊缝区硬度的分布近似呈“W”形。
“W”形接头显微硬度分布是搅拌摩擦焊的又一显著特征，从硬度的变化可以有效地反映出接头各区域的组织性能变化。
7075-T6铝合金母材的硬度约为168HV，而在焊核区硬度达到了接近160HV；在焊缝中心两侧6mm处热影响区内出现了软化区，特别是在前进边一侧，温度下降到接近100HV；，从热影响区向两侧看，硬度逐渐增大，直到与母材的硬度值基本一致。
图3-4 7075-T6铝合金FSW接头硬度分布示意图3.3 疲劳裂纹扩展速率结果为了便于比较分析，将四条da/dN-△K曲线集中到一起进行比较，另外再和IIW推荐的铝合金疲劳裂纹扩展标准进行对比。
表3-1是7075-T6铝合金FSW接头不同区域的疲劳裂纹扩展速率的试验处理结果，图3-5所示为不同区域的da/dN-△K曲线位于同一对数坐标系中。
表4-1 7075-T6铝合金FSW 接头不同区域疲劳裂纹扩展速率试验结果裂纹位置 m Cm Cu Cl 焊缝中心 3.84 5.46×10-12 9.64×10-12 3.08×10-12前进边HAZ 2.98 5.67×10-11 1.38×10-10 2.32×10-11 后退边HAZ 3.30 1.35×10-11 2.16×10-11 8.40×10-12 垂直于焊缝 2.44 4.92×10-10 9.86×10-10 2.45×10-10 IIW 标准推荐值 3.0 4.28×10-9101010101010图4-1 7075-T6铝合金FSW 接头不同位置的da/dN-△K 曲线对比图从图4-1我们可以看出，在所有位置的疲劳裂纹扩展试验中，后退边HAZ 疲劳裂纹扩展速率最慢，这其中的原因是多方面的，可以从以下几个方面来分析：（1）由于受到摩擦热的影响，后退边热影响区晶粒长大，强化相发生时效，强度有所下降，对此处的疲劳性能会有所影响。
而焊核区是有细小等轴晶组成，Jata 认为细小等轴晶对焊核区的疲劳性能有害，导致疲劳裂纹扩展速率加快[5]；（2）由于焊后在试样周围会有残余应力，这也会对接头的疲劳裂纹扩展速率造成影响，Pao 认为铝合金FSW 接头处的压缩残余应力会有助于抵抗疲劳裂纹的扩展和明显提高△Kth 值[6]；（3）前进边和后退边在显微组织上的差异也是一个重要原因，在前进边晶粒拉长且晶粒尺寸变化急剧，而后退边则比较缓和，见图3-2。
在图4-1中还可以看出，当应力强度因子幅值△K 较小时，也即裂纹扩展初始阶段，7075-T6铝合金FSW 接头焊缝中心的疲劳裂纹扩展速率是比较慢的，要低于前进边影响区，而当应力强度因子△K 逐渐变大时，焊缝中心的疲劳裂纹扩展速率逐渐增大，并超过前进边热影响区，而和垂直于焊缝区的速率很接近。
这是因为在疲劳裂纹扩展初期，焊缝中心的疲劳断裂为沿晶断裂形式，而焊核区是由细小等轴晶组成，这种微观组织对阻止疲劳裂纹初期的扩展是不利的；但是HAZ 的晶粒比较粗大，这对阻止疲劳裂纹初期的扩展是有利的[7]。
再有就是残余应力的影响，其中横向应力（垂直于焊缝）会对沿焊缝扩展的裂纹有影响，焊缝中心受压缩残余应力，在疲劳裂纹扩展初期，这会显著降低疲劳裂纹的扩展速率；而在HAZ 受到拉伸残余应力的作用，会加快疲劳裂纹的扩展。
这两个因素的综合作用，在低△K 区域，焊缝中心疲劳裂纹扩展速率低于前进边HAZ 。
另外，我们还可以发现，垂直于焊缝的试样疲劳裂纹扩展速率是所有位置中最快的，如图4-1所示。