吳程浩，劉 濤，高 嵩*，石 磊，劉洪濤

(1 齊魯工業(yè)大學(山東省科學院) 機械與汽車工程學院，濟南 250353；2 山東大學 材料液固結構演變與加工教育部重點實驗室，濟南 250061；3 山東省輕質(zhì)高強金屬材料重點實驗室，濟南 250014)

在航空航天、汽車、船舶制造等領域中，輕量化結構件的使用可以有效降低能耗，節(jié)約成本。相關文獻表明，對于傳統(tǒng)燃油汽車，每減重100 kg，百公里油耗可降低0.4 L、二氧化碳排放可減少1 kg；對于純電動汽車，質(zhì)量每降低10%，電耗可降低5.5%，續(xù)航里程增加5.5%[1]。異種金屬連接是輕量化的研究方向之一。鋁合金具有密度小、耐腐蝕性好、易于加工等特點；鋼的強度高，塑性、耐熱性、韌性好。因此，鋁/鋼異種金屬的連接具有廣泛的應用前景，但由于鋼和鋁合金的固溶度較低、熱物理性能差異較大，采用傳統(tǒng)熔焊、釬焊等會在焊接過程中生成氧化膜及多種金屬間化合物，降低材料連接的可靠性[2-4]。攪拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)作為一種新型的固相連接技術，工作時利用攪拌工具的摩擦產(chǎn)熱來實現(xiàn)各種材料的連接，具有成本低、效率高、不受軸類零件的限制等特點，在各種輕金屬的連接和增材制造等方面發(fā)揮著重要作用[5-7]。

近年來，各大高校和科研機構對鋁/鋼攪拌摩擦焊進行了大量研究[8-17]。Rest等[9]研究無攪拌針的攪拌頭，采用搭接工藝獲得了高質(zhì)量連接。黃幸等[11]利用6061鋁合金和DP600鋼板進行焊接，研究了不同焊接參數(shù)對鋁/鋼接頭性能的影響。常規(guī)攪拌摩擦焊主要是利用攪拌頭和工件之間的摩擦產(chǎn)熱實現(xiàn)金屬間的連接，在此過程中，焊機必須提供足夠大的軸向力和旋轉(zhuǎn)扭矩才能得到高質(zhì)量的焊接接頭，并且焊接過程中存在裝夾復雜、攪拌頭易損壞等一系列缺點，嚴重限制了焊接速度的提高，降低了焊接效率[18]。為了解決上述問題，國內(nèi)外研究學者提出了輔加激光﹑電弧﹑電熱、超聲等能場的鋁/鋼攪拌摩擦焊新工藝[19-24]。超聲振動作為一種機械能，在焊接過程中沒有雙重熱循環(huán)對焊接接頭產(chǎn)生不利影響，與熱能輔助相比，存在明顯優(yōu)勢。同時，超聲振動能有效地降低焊接區(qū)域的屈服應力，促進焊接金屬的塑性流動，提高焊接速度，從而顯著提高焊接效率。Park等[25-26]研究了將超聲振動施加于攪拌頭的新型工藝，對6061鋁合金平板和1018鋼平板的焊接實驗表明施加超聲可以顯著提高接頭的力學性能。Thom?等[23]利用超聲波強化攪拌摩擦焊，對冷軋深沖鋼DC04平板和鍛造鋁合金EN AW-6061-T6平板進行焊接，研究了超聲波對焊縫組織、微觀結構及其耐腐蝕性能的影響。本工作采用將超聲能量直接施加在待焊工件上的超聲振動強化攪拌摩擦焊(ultrasonic vibration enhanced friction stir welding，UVeFSW)技術[27]，對Al6061-T6/QP980軋制板進行常規(guī)FSW和UVeFSW工藝實驗，通過對比接頭組織和性能的差異，分析施加超聲振動對焊接過程及接頭成形的影響，有望為鋁/鋼輕量化結構焊接技術的應用提供扎實的理論基礎。

1 實驗材料與方法

實驗材料為厚度2.5 mm的6061-T6鋁合金和1.8 mm厚的QP980高強鋼，其主要化學成分如表1和表2所示。焊接前用砂紙打磨試板的上下表面，去除表面油污及氧化膜。

表1 6061-T6鋁合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 6061-T6 aluminum alloy (mass fraction/%)

表2 QP980高強鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 2 Chemical compositions of QP980 high strength steel (mass fraction/%)

焊接實驗采用FSW-3LM-3012龍門式攪拌摩擦焊機及自主設計的超聲輔助裝置，如圖1所示。超聲輔助裝置通過自主設計的夾具固定在焊機頭部，焊接時與攪拌頭保持相對靜止，超聲振動通過工具頭直接施加在攪拌頭前方的待焊工件上。實驗過程中，超聲工具頭與工件水平面夾角為40°，與攪拌頭軸心相距20 mm。超聲頻率為20 kHz，超聲功率為300 W。圖2為鋁/鋼異種金屬攪拌摩擦焊搭接示意圖，焊接前將鋁板置于鋼板上方，鋁板為前進側(cè)，鋼板為后退側(cè)，搭接寬度為35 mm。實驗所用攪拌頭材質(zhì)為鎢錸合金，軸肩直徑為12 mm，攪拌針為圓臺狀并且表面帶右旋錐形螺紋，攪拌針針長為2.5 mm，直徑為2～3.8 mm，其形貌如圖3所示。焊接時，攪拌頭轉(zhuǎn)速為600 r/min，攪拌頭傾角為2.5°，焊接速度分別采用30,60,90 mm/min。

圖1 焊接實驗裝置Fig.1 Welding experimental system

圖2 鋁/鋼異種金屬攪拌摩擦焊搭接示意圖Fig.2 Schematic diagram of lap joint of aluminum/steel dissimilar metal UVeFSW

圖3 焊接攪拌頭形貌(a)及其尺寸(b)Fig.3 Welding tools features (a) and its dimension (b)

焊接結束后，采用CNC線切割機沿垂直于焊縫方向切取金相試樣和拉剪試樣。金相試樣表面經(jīng)過砂紙打磨、機械拋光處理后，分別采用Keller試劑浸蝕鋁合金側(cè)5 min和5%硝酸酒精溶液擦蝕鋼側(cè)15 s，然后在LV150 N型尼康金相顯微鏡下觀察焊縫的宏觀形貌和微觀組織。拉剪試樣用砂紙打磨掉切割痕跡后，在WDW-100AE電子萬能試驗機上進行拉剪實驗，載荷加載速率為1 mm/min，拉剪試樣寬度為15 mm。

2 結果與分析

2.1 焊縫成形

圖4和圖5分別為不同焊接速度與不同下壓量下的鋁/鋼攪拌摩擦焊接頭橫截面宏觀形貌。通過對典型組織的分析，可將焊縫劃分為鋁/鋼界面區(qū)(interface zone,IZ)、焊核區(qū)(weld nugget zone,WNZ)、熱力影響區(qū)(thermo-mechanically affected zone,TMAZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)和母材(base metal,BM)。在焊接過程中，攪拌針對鋼板有“攪拌-擠壓”的復合機械作用，使發(fā)生塑性變形的鋼隨攪拌針的摩擦作用向上運動，形成鉤狀結構；同時，一部分大小不均勻的鋼顆粒在摩擦剪切作用下進入鋁合金內(nèi)部，呈分散分布。從圖4還可以看出，前進側(cè)的WNZ和TMAZ/HAZ的界面相比后退側(cè)更加清晰。推測其可能原因是，在焊接過程中后退側(cè)母材主要受到擠壓作用，而前進側(cè)母材受攪拌針劇烈的旋轉(zhuǎn)剪切作用，使其原始晶粒發(fā)生劇烈的塑性形變，隨著晶粒扭曲，位錯密度逐漸增加，在貯存能的驅(qū)動下新的再結晶晶粒形核，前進側(cè)這種動態(tài)再結晶的組織結構與母材的軋制組織明顯不同，從而導致其界面更加清晰[18]。

圖4 不同焊接速度下的鋁/鋼FSW(1)和UVeFSW(2)焊縫橫截面宏觀形貌(a)v=30 mm/min;(b)v=60 mm/min;(c)v=90 mm/minFig.4 Cross-section macroscopic morphologies of aluminum/steel weld produced by FSW (1) and UVeFSW (2) process at different welding speeds(a)v=30 mm/min;(b)v=60 mm/min;(c)v=90 mm/min

圖5 不同下壓量的鋁/鋼FSW(1)和UVeFSW(2)焊縫橫截面宏觀形貌(ω=600 r/min,v=30 mm/min)(a)d=0.2 mm;(b)d=0.3 mmFig.5 Cross-section macroscopic morphologies of aluminum/steel weld produced by FSW (1) and UVeFSW (2) process at different reductions(ω=600 r/min,v=30 mm/min)(a)d=0.2 mm;(b)d=0.3 mm

圖4為不同焊接速度下的鋁/鋼FSW和UVeFSW焊縫橫截面宏觀形貌。對比不同焊速下的常規(guī)FSW接頭發(fā)現(xiàn)，焊速為30 mm/min時，鋁合金側(cè)有明顯的鋼顆粒存在，鋁/鋼界面區(qū)后退側(cè)存在明顯鉤狀結構；焊速為60 mm/min時焊縫鋁/鋼混合程度降低，焊核區(qū)變窄，鋁側(cè)WNZ和TMAZ/HAZ的界面更加明顯；當焊速提高到90 mm/min時鋁/鋼界面處未發(fā)現(xiàn)明顯的鋁鋼混合，焊核區(qū)在三組實驗焊速下最窄，鋁側(cè)WNZ和TMAZ/HAZ的界面最清晰。這是因為隨著焊接速度的增加，攪拌針在單位距離的母材中旋轉(zhuǎn)次數(shù)減少，與鋁鋼母材的摩擦剪切作用減小，引起焊接熱輸入減少，導致塑性材料的相對黏度降低，跟隨攪拌針旋轉(zhuǎn)母材量下降，從而出現(xiàn)圖4中焊核區(qū)變窄的情況。此外，焊接速度增大，熱輸入下降，熱影響區(qū)與熱力影響區(qū)的組織區(qū)別變得更為明顯，導致其界面更加清晰。

從圖4(a-1),(a-2)可以觀察到，施加超聲后，進入鋁合金內(nèi)部呈分散狀的鋼顆粒更加細小，移動距離更遠。由圖4(a-1),(a-2)中鉤狀結構的放大示意圖可以發(fā)現(xiàn)，相比于FSW接頭，施加超聲后鋁/鋼界面區(qū)后退側(cè)進入鋁合金一側(cè)的鋼顆粒數(shù)量更多，尺寸更大。這是由于在焊接前對母材直接施加超聲振動，可以有效降低母材的流動應力，促進了焊接區(qū)域材料的塑性流動[28]，進而增大了鋁/鋼界面的機械咬合。從圖4還可以發(fā)現(xiàn)焊縫上表面存在的鋸齒狀結構，隨著焊接速度的增加，鋸齒狀結構變大。在焊接時，由于攪拌摩擦焊的強流變作用，會導致焊縫表面存在凹凸交替半圓弧狀紋線，從而在接頭橫截面可觀察到鋸齒狀結構。焊速增加，熱輸入減小，可流動的塑性材料總量減少，不足以填補攪拌頭行進時產(chǎn)生的波谷，因此鋸齒狀結構逐漸變大。對比圖4(c-1),(c-2)發(fā)現(xiàn)，施加超聲后，焊縫上表面相鄰鋸齒的間距變窄，整體結構變小。分析其原因為超聲振動對鋁合金母材的軟化作用使可流動的塑性材料體積增加，能夠及時填補攪拌頭行進時產(chǎn)生的波谷，使得焊縫表面更加平整、紋路更加均勻。

圖5為不同下壓量時的接頭橫截面宏觀形貌(ω=600 r/min,v=30 mm/min)。對比圖4(a-1),(a-2)和圖5可以觀察到，隨著下壓量從0.1 mm增大到0.3 mm，攪入鋁合金側(cè)的鋼顆粒的數(shù)量增加，焊核區(qū)變寬。這是因為隨著下壓量增加，攪拌針與鋼的接觸面積增大，旋轉(zhuǎn)摩擦產(chǎn)生更大的熱輸入，使鋼母材發(fā)生更為劇烈的塑性變形并隨攪拌針旋轉(zhuǎn)流入鋁合金內(nèi)部。圖5(a-1),(a-2)中，常規(guī)FSW時，鋁合金母材中的鋼顆粒在水平方向上距離焊縫中心的最遠距離為5.33 mm，垂直方向距離鋁/鋼界面為0.73 mm；施加超聲振動后，對應距離分別增加到5.67 mm和1.52 mm。同時，在圖5(b-1),(b-2)中，常規(guī)FSW的鋁/鋼界面區(qū)寬度為4.10 mm，而UVeFSW中界面區(qū)寬度為4.35 mm。這說明施加超聲能量使鋁/鋼母材得到軟化，促進了材料的塑性流動，使得鋼顆粒受鋁合金的摩擦阻力減小，能夠旋轉(zhuǎn)流動到距離中心更遠的位置，同時擴大了鋁/鋼界面區(qū)范圍。此外，由于下壓量加深，引起軸肩與鋁合金發(fā)生劇烈的摩擦，大量鋁合金母材受熱變成塑性流動狀態(tài)，在軸肩的擠壓下溢出焊縫，形成飛邊。當攪拌頭移出后，由于沒有充足的鋁合金母材回填，因此在焊縫上表面形成較深的焊道。

通過圖5(b-1),(b-2)中方框標注的后退側(cè)鉤狀結構放大圖測量可知，常規(guī)FSW的鉤狀結構與鋁/鋼界面的夾角為40°，施加超聲振動后，夾角降低至16°，鉤狀結構在水平方向上延伸。這也進一步說明了超聲振動對母材起到了軟化作用，降低了鋼顆粒在鋁合金中的摩擦阻力，使其在水平方向流動更加充分，形成夾角較小的鉤狀結構。而在常規(guī)FSW接頭中，堆積在界面區(qū)后退側(cè)的鋼顆粒，受鋁合金流動應力的影響，無法在水平方向長距離流動，同時受到攪拌針的旋轉(zhuǎn)摩擦作用向上堆積。

圖6是焊速為30 mm/min時接頭橫截面金相組織。對比圖6(a-1),(a-2)可以觀察到，施加超聲能量的焊核區(qū)晶粒組織得到細化，分布更加均勻。圖6(b-1),(b-2)分別對應常規(guī)FSW和UVeFSW的焊核區(qū)、熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)的分界面，可以發(fā)現(xiàn)熱力影響區(qū)與熱影響區(qū)呈現(xiàn)明顯夾角，這是因為熱力影響區(qū)在焊接過程中并未與攪拌針發(fā)生直接的旋轉(zhuǎn)摩擦，僅受擠壓作用發(fā)生晶粒組織的扭曲，使得熱力影響區(qū)與熱影響區(qū)晶粒組織呈現(xiàn)一定角度。同時可以觀察到，施加超聲后熱力影響區(qū)寬度變小，在熱輸入不變的情況下，焊接區(qū)域的總寬度基本保持不變，超聲振動促進了焊核區(qū)母材的塑性流動，擴大了焊核區(qū)范圍，進而向兩側(cè)擠壓熱力影響區(qū)，導致熱力影響區(qū)的寬度變小。

圖6 鋁/鋼FSW(1)和UVeFSW(2)接頭微觀組織 (a)焊核區(qū)；(b)焊核區(qū)、熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)的分界面Fig.6 Microstructures of aluminum/steel joint produced by FSW (1) and UVeFSW (2)(a)WNZ;(b)interface of WNZ,TMAZ and HAZ

2.2 拉伸剪切性能

由于切割、打磨后的拉剪試樣寬度差異較大，因此采用拉剪載荷與試樣寬度比值來體現(xiàn)單位距離上拉伸剪切試樣的實時受力情況。圖7(a)為不同焊接速度下鋁/鋼接頭的力學性能曲線圖(ω=600 r/min，d=0.1 mm)。以常規(guī)FSW為例，當焊接速度為30 mm/min時，拉伸試樣的峰值單位受力最大，為0.33 kN/mm；當焊接速度提高到60 mm/min時，峰值單位受力為0.28 kN/mm；隨著焊接速度增加到90 mm/min，峰值單位受力下降到0.26 kN/mm。這是因為焊接速度的增加會導致熱輸入下降，材料的流動應力較大，攪拌區(qū)的鋁/鋼母材混合不充分，從而造成接頭峰值單位受力逐漸降低。圖7(b)為不同下壓量對拉剪載荷的影響(ω=600 r/min，v=30 mm/min)。以常規(guī)FSW為例，當下壓量為0.1 mm時，峰值單位受力為0.33 kN/mm；隨著下壓量增加到0.2 mm和0.3 mm，拉伸試樣的峰值單位受力分別降低至0.27 kN/mm和0.26 kN/mm。結合圖4(a-1)與圖5(a-1),(b-1)分析，觀察到隨著下壓量從0.1 mm增加到0.3 mm，鋁合金母材在軸肩的擠壓下厚度明顯變小，大量母材隨著軸肩的旋轉(zhuǎn)摩擦溢出焊縫。因此，雖然提高下壓量會增大熱輸入，促進了焊核區(qū)金屬的塑性流動，形成有利于提高接頭力學性能的鉤狀結構，但較大的下壓量會引起母材的嚴重損耗，最終導致接頭的失效載荷減小。此外，從圖7還可以看出，當焊接參數(shù)相同時，施加超聲振動的接頭相比常規(guī)FSW接頭斷裂時的位移更大，這在一定程度上說明超聲可以提高接頭的韌性。

圖7 不同工藝參數(shù)下的鋁/鋼FSW和UVeFSW力學性能曲線圖 (a)焊接速度；(b)下壓量Fig.7 Mechanical property curves of aluminum/steel by FSW and UVeFSW at different welding conditions(a)welding speed;(b)depth

圖8為不同工藝參數(shù)下鋁/鋼FSW和UVeFSW失效載荷對比圖(ω=600 r/min)。從圖8可以看出，在不同工藝參數(shù)下，采用超聲振動強化的UVeFSW接頭，其平均失效載荷比常規(guī)FSW接頭均有不同程度的提高。當焊接速度為30 mm/min，下壓量為0.1 mm時，常規(guī)FSW接頭的平均失效載荷在所選工藝參數(shù)中最大，為4.71 kN，施加超聲后的平均失效載荷達到4.99 kN，性能提升5.94%；當焊接速度為90 mm/min，下壓量為0.1 mm時，常規(guī)FSW接頭的平均失效載荷最小，為3.47 kN，施加超聲能量后達到4.45 kN，性能提升28.24%，優(yōu)化最為明顯。對比兩組數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，當采用的焊接參數(shù)能夠提供充足的熱輸入時，母材可以獲得良好的塑性流動性，焊接質(zhì)量較好，接頭拉斷時的失效載荷較大，此時超聲能量可以小幅度提高接頭的力學性能；當選用的焊接參數(shù)無法提供充足的熱輸入、導致接頭失效載荷較低時，施加超聲振動可以有效軟化母材，增加塑性流動的材料體積，使得焊接區(qū)域混合更加充分，接頭力學性能得到明顯提升。此外，在某些工藝參數(shù)下施加超聲振動后的接頭失效載荷提升幅度并不是很明顯，這可能是由于實驗中采用的板材較厚，同時超聲功率相對較小，超聲在傳播過程中存在一定的損耗、衰減而造成的[29]。

圖8 不同工藝參數(shù)下的鋁/鋼FSW和UVeFSW失效載荷對比(a)焊接速度；(b)下壓量Fig.8 Comparison of failure load of aluminum/steel by FSW and UVeFSW at different welding conditions(a)welding speed;(b)depth

圖9展示了攪拌頭轉(zhuǎn)速為600 r/min，焊接速度為30 mm/min，下壓量為0.1 mm時鋁/鋼搭接接頭的拉伸剪切斷裂位置?？梢钥闯?，常規(guī)FSW接頭在鋁/鋼搭接界面處發(fā)生了斷裂，而施加超聲能量后，接頭斷裂位置轉(zhuǎn)移到了鋁合金前進側(cè)。此外，利用掃描電鏡對兩組斷口進行了掃描，其斷口形貌如圖10所示。對比圖10(a),(b)可以發(fā)現(xiàn)，常規(guī)FSW斷口表面呈現(xiàn)明顯“河流花樣”的脆性解理斷裂，同時存在少量的韌窩結構；而施加超聲能量的UVeFSW斷口，包含大量的韌窩和撕裂棱結構，為典型的韌性斷裂微觀組織形貌。綜合接頭性能與斷口形貌分析，可以看出超聲能量具有促進材料塑性流動、均勻焊縫組織的作用，使接頭斷裂類型由脆性解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂，最終改變了接頭的斷裂位置，提高了接頭的力學性能。

圖9 鋁/鋼接頭拉伸剪切斷裂位置 (a)FSW;(b)UVeFSWFig.9 Tensile shear fracture location of aluminum/steel joint (a)FSW;(b)UVeFSW

圖10 鋁/鋼接頭拉伸剪切斷口中心位置形貌 (a)FSW;(b)UVeFSWFig.10 Morphologies of tensile shear fracture center position of aluminum/steel joint (a)FSW;(b)UVeFSW

2.3 焊接載荷

圖11為焊接載荷隨焊接速度的變化曲線圖(ω=600 r/min，d=0.1 mm)?？梢钥闯?，隨著焊接速度從30 mm/min提升到90 mm/min，軸向力Fz、主軸輸出功率和攪拌頭扭矩Mt總體呈現(xiàn)上升趨勢，這是因為隨著焊接速度的提高，熱輸入下降，可以塑性流動的母材體積減小，導致攪拌頭受到的流動應力增大，最終引起焊接載荷增大。同時可以觀察到，施加超聲能量后，攪拌頭受到的焊接載荷均小于常規(guī)FSW，這是因為超聲能量可以促進母材軟化與塑性流動，從而有效降低了焊接載荷。值得注意的是，焊接速度為30 mm/min時，施加超聲的軸向力Fz比常規(guī)FSW大，這可能是因為焊接過程中存在測量誤差、人工調(diào)整墊片等操作所致。

圖11 焊接載荷隨焊接速度變化曲線圖 (a)軸向力；(b)主軸輸出功率；(c)攪拌頭扭矩Fig.11 Variation curves of welding load by welding speed (a)axial force;(b)spindle power;(c)tool torque

圖12為焊接載荷隨時間的變化曲線(ω=600 r/min，v=60 mm/min，d=0.1 mm)。如圖所示，將焊接過程分為三部分，分別是攪拌針插入階段、停留階段和平穩(wěn)焊接階段。焊接開始，攪拌針逐漸插入母材中，隨著攪拌針及軸肩的深入，軸向力Fz、主軸輸出功率和攪拌頭扭矩Mt逐漸增大；在攪拌針停留階段，攪拌針和軸肩持續(xù)旋轉(zhuǎn)摩擦母材，熱輸入迅速增加，更多的金屬達到塑性流動狀態(tài)，使攪拌針受到的軸向力和扭矩變小，進而主軸輸出功率降低；平穩(wěn)焊接階段，隨著攪拌頭沿著焊接方向開始勻速前進，攪拌針周圍受旋轉(zhuǎn)摩擦的塑性金屬體積基本不變，因此焊接載荷保持相對穩(wěn)定。本實驗測得UVeFSW平穩(wěn)焊接階段的平均軸向力為4.80 kN、主軸功率為808.47 W、攪拌頭扭矩為17.26 N·m，比常規(guī)FSW平穩(wěn)運行時分別下降2.46%,6.44%和4.59%。這說明在焊接過程中，超聲能量對母材起到了軟化作用，促進焊縫金屬的塑性流動。在相同的熱輸入下，母材隨攪拌針旋轉(zhuǎn)的流動速度更快、范圍更大，從而減小了相應的焊接載荷，使焊接過程平穩(wěn)進行，同時延長了攪拌針的使用壽命。

圖12 焊接載荷隨時間變化曲線圖 (a)軸向力；(b)主軸輸出功率；(c)攪拌頭扭矩Fig.12 Variation curves of welding load by time (a)axial force;(b)spindle power;(c)tool torque

3 結論

(1)超聲振動可以促進攪拌摩擦焊接區(qū)域材料的塑性流動，提高了鋁/鋼界面區(qū)的混合程度，同時使得焊縫表面更加平滑。

(2)施加超聲后提高了鋁/鋼異質(zhì)攪拌摩擦接頭的力學性能。在本實驗工藝參數(shù)中，施加超聲能量的UVeFSW接頭平均失效載荷最大為4.99 kN，性能提升5.94%(v=30 mm/min，d=0.1 mm)；性能提升幅度最大為28.24%，此時UVeFSW接頭平均失效載荷達到4.45 kN(v=90 mm/min，d=0.1 mm)。

(3)超聲振動可以均勻焊核區(qū)組織，使接頭斷裂機制由脆性解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂，斷裂位置由鋁/鋼界面處轉(zhuǎn)移至鋁合金前進側(cè)，接頭力學性能得到提高。

(4)熱輸入相同時，施加超聲振動可以降低焊接時攪拌頭受到的焊接載荷，這對延長攪拌針使用壽命、穩(wěn)定焊接狀態(tài)、提高焊接質(zhì)量有著明顯的優(yōu)化作用。