楊新岐,元惠新,孫轉(zhuǎn)平,閆新中,趙慧慧

(1 天津大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300350；2 上海航天設(shè)備制造總廠有限公司，上海 200245)

由于傳統(tǒng)攪拌摩擦焊(friction stir welding,FSW)主要用于對接及搭接的簡單接頭形式，很難適合于角焊縫結(jié)構(gòu)，英國焊接研究所(TWI)開發(fā)出靜止軸肩攪拌摩擦焊(stationary shoulder fiction stir welding,SSFSW)技術(shù)[1-3]。該技術(shù)關(guān)鍵在于攪拌工具軸肩與攪拌針采用分離設(shè)計，通過高速旋轉(zhuǎn)攪拌針與母材摩擦產(chǎn)熱實現(xiàn)焊接過程，而軸肩主要起限制攪拌區(qū)域內(nèi)塑化金屬材料被擠出及保證焊縫表面成形的作用[4-6]。SSFSW可以解決焊縫減薄、組織分布不均勻、焊縫力學(xué)性能不均勻等問題，并適合于對接、角焊縫及T型接頭形式，有效拓寬了傳統(tǒng)FSW應(yīng)用領(lǐng)域[7-9]。

鋁合金板厚是影響FSW工藝的關(guān)鍵因素，已有研究表明對于傳統(tǒng)FSW過程，隨板厚增加主軸轉(zhuǎn)速將降低，如對8 mm板厚以上適合FSW焊縫成形的轉(zhuǎn)速范圍基本在低轉(zhuǎn)速400～700 r/min范圍[10-13]。但對于SSFSW過程目前普遍觀點(diǎn)認(rèn)為，由于只有攪拌針摩擦產(chǎn)熱所提供的焊接熱輸入有限，所以對相同條件下鋁合金焊接，SSFSW主軸轉(zhuǎn)速應(yīng)明顯高于傳統(tǒng)FSW轉(zhuǎn)速，否則由于焊接熱輸入過低而無法形成無缺陷焊縫。因此，相同板厚下薄板鋁合金SSFSW主軸轉(zhuǎn)速應(yīng)高于傳統(tǒng)FSW過程。目前已有文獻(xiàn)中有關(guān)鋁合金SSFSW對接接頭的板厚最大為6.3 mm、主軸轉(zhuǎn)速(ω)范圍為800～2000 r/min并基本在1000～2000 r/min之間，焊接速率(v)在50～840 mm/min范圍內(nèi)[14-17]。對于板厚8 mm以上高強(qiáng)鋁合金SSFSW過程，主軸低轉(zhuǎn)速范圍是否適合SSFSW焊縫成形尚需焊接工藝實驗證實。

本工作采用自主研制靜止軸肩攪拌工具對厚度為8.5 mm的2A14-T4鋁合金進(jìn)行焊接工藝實驗，探討SSFSW對接接頭工藝參數(shù)與焊縫成形、組織形貌和力學(xué)性能之間的相互影響規(guī)律，確定優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)，為厚板鋁合金SSFSW技術(shù)的工業(yè)化應(yīng)用提供重要的實驗依據(jù)。

1 實驗材料與方法

采用名義厚度為8.5 mm的2A14-T4鋁合金試板(實際板厚9 mm以上)，在室溫下進(jìn)行SSFSW實驗。試板規(guī)格為300 mm×100 mm×8.5 mm，常溫下該材料抗拉強(qiáng)度為425 MPa，斷后伸長率為26%。其化學(xué)成分如表1所示。

表1 2A14-T4鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 2A14-T4 Al alloy (mass fraction/%)

SSFSW攪拌工具材料為H13熱作模具鋼，攪拌針形狀為帶螺紋圓錐臺狀，長度為8.5 mm，根部直徑為11 mm，尖端直徑為6 mm。采用FSW-RL31-016型攪拌摩擦焊設(shè)備完成全部SSFSW實驗，焊接工藝參數(shù)如表2所示。

表2 SSFSW焊接工藝參數(shù)Table 2 SSFSW welding process parameters

為了分析SSFSW焊接接頭宏觀及微觀組織特征，沿垂直于焊縫方向截取金相試樣，使用Keller試劑進(jìn)行腐蝕處理。采用OLYMPUS GX51金相顯微鏡(OM)和Hatchis-4800掃描電鏡(SEM和EBSD)進(jìn)行金相組織觀察。采用HVS-1000硬度計測試距離焊縫上表面分別為0.5,4.25 mm和8 mm處維氏硬度分布，載荷為4.9 N，加載時間為15 s。依據(jù)ASTM E8/E8M—2013a標(biāo)準(zhǔn)沿垂直焊縫方向制備焊接接頭拉伸試樣，焊縫位于試樣中心位置，其尺寸如圖1所示。采用CSS-44100電子萬能試驗機(jī)完成全部拉伸實驗，試樣標(biāo)距為50 mm，加載速率為2 mm/min。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Tensile specimen dimensions

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 焊縫宏觀形貌

圖2為2A14-T4鋁合金SSFSW焊縫表面宏觀形貌，其他焊接工藝下焊縫表面狀態(tài)如表2所示。實驗表明：當(dāng)焊接參數(shù)ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范圍內(nèi)時，可以獲得表面成形良好的焊縫，且焊縫表面不存在減薄現(xiàn)象。在給定焊接轉(zhuǎn)速為600 r/min條件下，隨著焊接速率增加至140 mm/min時，焊縫表面均產(chǎn)生微小溝槽缺陷。當(dāng)給定焊接速率為60 mm/min時，轉(zhuǎn)速在500～700 r/min范圍內(nèi)焊縫成形好無表面缺陷，然而隨著轉(zhuǎn)速提高至800 r/min時，焊縫表面出現(xiàn)微小溝槽缺陷。當(dāng)焊接速率增至80 mm/min，轉(zhuǎn)速為800 r/min時整個焊縫表面產(chǎn)生明顯溝槽缺陷；當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速繼續(xù)提高至1000 r/min時，焊縫表面的溝槽缺陷更加嚴(yán)重。

圖2 SSFSW對接接頭典型表面形貌Fig.2 Surface appearance of SSFSW butt weld

上述表明對于8.5 mm厚板2A14-T4鋁合金SSFSW對接接頭，只有在ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范圍內(nèi)低轉(zhuǎn)速條件下可獲得無表面缺陷且焊縫成形良好的對接接頭，厚板鋁合金SSFSW工藝并不適合800 r/min以上高轉(zhuǎn)速條件。分析認(rèn)為，焊接轉(zhuǎn)速是影響焊接熱輸入的關(guān)鍵因素，在SSFSW對接過程中，靜止的軸肩與工件表面貼合，壓入量極小，轉(zhuǎn)速越高焊接熱輸入越大，攪拌針周圍材料塑性流動越容易，流動性較強(qiáng)的塑性金屬易從軸肩與工件表面溢出形成飛邊從而引起焊縫內(nèi)部缺陷。

圖3為不同焊接參數(shù)下表面成形光滑的2A14-T4鋁合金SSFSW焊縫截面宏觀形貌?？梢钥闯?，所有焊縫內(nèi)部均無孔洞、弱連接及未焊透等缺陷。焊核區(qū)(nugget zone,NZ)與攪拌針形狀相似，呈上寬下窄的碗狀，有較好的對稱性，有些焊核區(qū)具有“洋蔥環(huán)”組織特征。SSFSW接頭沒有旋轉(zhuǎn)軸肩的熱影響區(qū)(heat affected zone,HAZ)，而傳統(tǒng)FSW接頭存在明顯的軸肩熱影響區(qū)，焊核區(qū)沿板厚具有明顯不對稱分布。由于SSFSW過程中只有攪拌針和母材的摩擦生熱，軸肩只是在焊縫表面滑動擠壓焊縫成形，并不旋轉(zhuǎn)產(chǎn)生熱量，所以接頭不同厚度位置受到比較均勻的摩擦熱，而且攪拌針的體積較小，所以對接接頭的熱影響區(qū)也就小很多，也不存在軸肩熱影響區(qū)。

圖3 不同焊接參數(shù)下SSFSW焊縫截面宏觀形貌(a)v=60 mm/min;(b)v=80 mm/min;(c)v=100 mm/min;(d)v=120 mm/min;(1)ω=500 r/min;(2)ω=600 r/minFig.3 Macroscopic morphologies of SSFSW weld section under different welding parameters(a)v=60 mm/min;(b)v=80 mm/min;(c)v=100 mm/min;(d)v=120 mm/min;(1)ω=500 r/min;(2)ω=600 r/min

圖4為焊接參數(shù)ω=500 r/min，v=140 mm/min條件下焊縫截面宏觀形貌?？梢钥闯?，焊縫區(qū)主要由焊核區(qū)(NZ)構(gòu)成，周圍為熱力影響區(qū)(thermo-mechanically affected zone,TMAZ)及熱影響區(qū)(HAZ)。由于觀察到焊接前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)TMAZ組織差異，可將熱力影響區(qū)進(jìn)一步細(xì)分為前進(jìn)側(cè)熱力影響區(qū)(A-TMAZ)和后退側(cè)熱力影響區(qū)(R-TMAZ)。通過測量，焊核區(qū)上部、中部及底部寬度分別為11.00,9.40 mm和6.45 mm，在厚度方向整體分布比較均勻。TMAZ及HAZ寬度在厚度方向上從上至下逐漸減小，前進(jìn)側(cè)頂部寬度約為1.86 mm，中部約為1.67 mm，而根部約為1.08 mm，后退側(cè)頂部寬度約為1.62 mm，中部約為1.4 mm，而根部約為1.2 mm。一方面，由于SSFSW焊核區(qū)主要是攪拌針經(jīng)過的區(qū)域，周圍TMAZ及HAZ尺寸將顯著減小，與傳統(tǒng)FSW焊縫形狀有明顯差異。另一方面，由于在厚板SSFSW過程中，焊接熱輸入主要是由攪拌針和工件相互作用產(chǎn)生的，焊接時工件底部與剛性金屬墊板接觸，散熱情況要比工件表面好很多，因此，焊縫試樣頂部受焊接熱影響作用更為劇烈，頂部TMAZ及HAZ寬度較大，越靠近底部散熱作用越明顯，因而TMAZ及HAZ寬度逐漸減小。

圖4 SSFSW焊縫截面宏觀形貌(ω=500 r/min,v=140 mm/min)Fig.4 Macroscopic morphology of SSFSW weld section (ω=500 r/min,v=140 mm/min)

2.2 焊縫區(qū)微觀組織

圖5為焊縫截面不同區(qū)域微觀組織EBSD形貌?？梢钥闯?NZ呈現(xiàn)細(xì)小等軸晶粒，由兩種不同尺寸的晶?；旌隙?，如圖5(a)所示。前進(jìn)側(cè)TMAZ(圖5(b))在攪拌針旋轉(zhuǎn)和靜止軸肩擠壓作用下晶粒呈現(xiàn)明顯拉長彎曲形態(tài)，前進(jìn)側(cè)NZ和TMAZ分界線十分明顯；后退側(cè)TMAZ晶粒也具有拉長彎曲變形現(xiàn)象，但彎曲變形程度低于前進(jìn)側(cè)。后退側(cè)NZ和TMAZ界限模糊存在過渡區(qū)域，如圖5(c),(d)所示。該區(qū)域接近NZ位置可以觀察到拉長彎曲變形晶粒且局部存在晶粒回復(fù)再結(jié)晶現(xiàn)象，形成拉長彎曲晶粒與再結(jié)晶產(chǎn)生的等軸晶混合晶粒組織。圖5(e)和圖5(f)分別為前進(jìn)側(cè)與后退側(cè)HAZ微觀組織，可以觀察到這兩個區(qū)域內(nèi)晶粒結(jié)構(gòu)相似均為軋制組織，具有原母材組織特征。

圖5 焊縫各區(qū)晶粒微觀組織(a)NZ；(b)前進(jìn)側(cè)TMAZ；(c)后退側(cè)TMAZ-1；(d)后退側(cè)TMAZ-2；(e)前進(jìn)側(cè)HAZ；(f)后退側(cè)HAZFig.5 Grain microstructure of each zone of weld(a)NZ；(b)AS-TMAZ；(c)RS-TMAZ-1；(d)RS-TMAZ-2；(e)AS-HAZ；(f)RS-HAZ

圖6為NZ細(xì)小等軸晶組織特征。由圖6可見：該區(qū)域具有深淺相交組織特征，深色區(qū)域從前進(jìn)側(cè)延伸到NZ，而淺色區(qū)域從后退側(cè)延伸到NZ，兩者在NZ中心附近相互交錯形成復(fù)雜流動特征，靠近前進(jìn)側(cè)NZ晶粒比靠近后退側(cè)NZ晶粒更為細(xì)小，深淺不同現(xiàn)象是該區(qū)域晶粒更為細(xì)小所導(dǎo)致，這說明NZ是由兩種不同尺寸的細(xì)小晶粒組織混合構(gòu)成。這是由于SSFSW過程中塑性金屬在前進(jìn)側(cè)應(yīng)變速率更大，晶粒破碎作用更明顯，形成了較為細(xì)小的晶粒。

圖7為不同焊接工藝下前進(jìn)側(cè)、后退側(cè)及NZ組織特征比較?？梢钥闯?，前進(jìn)側(cè)TMAZ晶粒具有產(chǎn)生明顯拉伸彎曲變形流動趨勢，越接近NZ彎曲流動變形越顯著。當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速為500 r/min時，該區(qū)域流動彎曲較平緩，而當(dāng)焊接轉(zhuǎn)速為600 r/min時，臨近NZ部分的前進(jìn)側(cè)TMAZ區(qū)域流動彎曲變形更為劇烈。當(dāng)焊接速率從60 mm/min增加到120 mm/min時，焊核邊緣的流動彎曲變形更嚴(yán)重，遠(yuǎn)離NZ時流動變形趨于沿板平面水平方向，越接近焊核邊緣晶粒拉伸彎曲變形越嚴(yán)重。這說明高速旋轉(zhuǎn)攪拌針摩擦作用范圍很有限(<0.5 μm)，稍微遠(yuǎn)離攪拌針邊緣后晶粒尺寸并沒有明顯減小，摩擦熱作用也沒有使得該區(qū)域晶粒明顯長大，只是呈現(xiàn)出明顯彎曲變形特征。

通過對比不同焊接參數(shù)下焊縫后退側(cè)組織可得，后退側(cè)TMAZ晶粒是從NZ細(xì)小晶粒逐漸過渡到尺寸較大的熱影響區(qū)及母材組織，在一定區(qū)域內(nèi)具有逐漸變化的晶粒尺寸，雖有彎曲變形流動特征但并不顯著。在焊核邊緣基本沒有明顯流動彎曲變形，遠(yuǎn)離NZ的區(qū)域可以觀察到流動彎曲變形特征；此外，后退側(cè)TMAZ晶粒在焊接熱作用下明顯長大。這表明前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)TMAZ具有明顯不同的晶?？棙?gòu)特征。

通過不同焊接參數(shù)下NZ微觀組織對比可以看出，不同焊接工藝下NZ均由深淺相交細(xì)小等軸晶構(gòu)成，兩區(qū)域在NZ中心附近相互交錯具有復(fù)雜流動特征。分別對深淺區(qū)域的交接邊進(jìn)行局部觀察，發(fā)現(xiàn)均為細(xì)小等軸晶粒特征，但深色區(qū)域晶粒尺寸稍小，近似為1.8～2.4 μm，而淺色區(qū)域約為2.4～2.6 μm。這說明NZ具有細(xì)化混合等軸晶組織特征，是厚板2A14-T4鋁合金SSFSW接頭在NZ觀察到的一種新組織特征。由于沿板厚方向焊接熱輸入的不同，厚板鋁合金NZ上下區(qū)域的晶粒尺寸也存在差異，焊縫根部晶粒更為細(xì)小、而焊縫表面晶粒稍大。由于細(xì)化等軸晶粒差異較小，雖會引起局部性能微小波動，但這種混合細(xì)小等軸晶粒組織對NZ宏觀力學(xué)性能影響不大。

圖8為SSFW焊縫各區(qū)第二相分布特征，通過對比TMAZ,HAZ,NZ和母材第二相特征發(fā)現(xiàn)，NZ強(qiáng)化相分布密度較母材明顯下降，并且塊狀強(qiáng)化相消失，這表明NZ強(qiáng)化相在SSFSW過程中發(fā)生了溶解并重新析出，NZ焊接熱輸入最高，焊接工具攪拌作用劇烈，這些因素促使原始第二相向基體溶解。TMAZ和HAZ交界處分布的塊狀第二相尺寸較大并呈現(xiàn)聚集分布特點(diǎn)，這表明此區(qū)域第二相發(fā)生了粗化，分析認(rèn)為，TMAZ與HAZ區(qū)域在SSFSW過程中峰值溫度較低，不足以發(fā)生強(qiáng)化相溶解過程，此區(qū)域強(qiáng)化相僅僅因為焊接熱作用經(jīng)歷了聚集粗化的過程。

圖8 SSFW焊縫各區(qū)第二相分布(a)NZ;(b)TMAZ,HAZ;(c)母材Fig.8 Distribution of second phase in different zones of SSFW weld(a)NZ;(b)TMAZ,HAZ;(c)base metal

2.3 接頭力學(xué)性能

圖9為ω=500 r/min，v=140 mm/min下2A14-T4鋁合金SSFSW對接接頭硬度分布特征。可以看出，所有接頭在HAZ和TMAZ處都出現(xiàn)明顯軟化現(xiàn)象，其顯微硬度分布都呈現(xiàn)出“W”形狀，兩側(cè)母材的硬度值最高，約為110～125HV。隨著到NZ距離的減小，硬度值逐漸減小，直至HAZ和TMAZ交界區(qū)達(dá)到整個焊縫區(qū)的軟化區(qū)，其最低硬度值約為80～90HV，近似為母材硬度的72%。前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)TMAZ硬度沒有明顯差異，而NZ硬度明顯提高，其頂部、中部及底部硬度分別達(dá)到母材的94.5%,82.25%和80.0%，造成SSFSW焊縫NZ厚度方向硬度差異的原因是強(qiáng)化相分布不同。圖10為NZ頂部、中部以及底部的強(qiáng)化相分布特征，通過觀察可得，NZ中部和底部強(qiáng)化相分布特征較為接近，然而，NZ頂部分布著較多的彌散強(qiáng)化相，這是導(dǎo)致NZ頂部硬度較高的原因。分析認(rèn)為，SSFSW過程中焊縫頂部在攪拌針和軸肩滑動摩擦作用下產(chǎn)生的熱量相對較高，并且不易散失，因此，焊核頂部峰值溫度較高，高溫停留時間長，該區(qū)域強(qiáng)化相析出程度較高，表現(xiàn)為硬度較高。

圖9 SSFSW接頭硬度分布曲線Fig.9 Hardness distribution curves of the SSFSW joint

圖10 NZ第二相分布(a)頂部;(b)中部;(c)底部Fig.10 Distributions of second phase in NZ(a)top;(b)medium;(c)bottom

SSFSW焊縫區(qū)顯微硬度的變化反映出焊接接頭抗拉強(qiáng)度分布不均勻性，焊縫軟化區(qū)硬度近似為母材的70%，抗拉強(qiáng)度約為母材的70%，NZ硬度近似為母材80%～90%，可見NZ細(xì)晶強(qiáng)化作用使得NZ抗拉強(qiáng)度顯著提高，這表明SSFSW焊接接頭中TMAZ和HAZ交界處軟化區(qū)是導(dǎo)致接頭整體拉伸性能下降的根本因素。分析認(rèn)為，由圖8可得，NZ和母材均有較高程度的彌散相分布特征，然而TMAZ和HAZ交界處細(xì)小彌散相發(fā)生聚集粗化，這是造成該區(qū)域軟化的直接原因。

圖11為給定主軸轉(zhuǎn)速ω=500 r/min、焊接速率v=60～140 mm/min時2A14-T4鋁合金SSFSW對接接頭硬度分布規(guī)律。通過觀察焊縫NZ硬度分布情況發(fā)現(xiàn)，SSFSW焊縫NZ上部的硬度值隨著焊接速率的變化分散性較大，而NZ中部和下部硬度的分散性相對較小，結(jié)合圖10分析可得，焊核區(qū)上部分布著不均勻且尺寸不同的塊狀析出相，而中部和底部第二相分布較為均勻，因此，NZ頂部分散性較大。此外，通過觀察焊縫TMAZ和HAZ硬度發(fā)現(xiàn)，不同焊接速率下TMAZ和HAZ交界處硬度值隨著焊接速率的增加而增大，分析認(rèn)為，這是由于焊接熱輸入隨著焊接速率提高而減少，該區(qū)域峰值溫度下降，高溫停留時間縮短，因此該區(qū)域強(qiáng)化相粗化程度減弱，表現(xiàn)為硬度增高。由此可見，增加焊接速率會引起SSFSW摩擦熱輸入減少，焊縫軟化程度降低，這將有利于焊縫區(qū)局部力學(xué)性能的提高。

圖11 ω=500 r/min,v=60～140 mm/min時焊縫硬度分布(a)頂部；(b)中部；(c)底部Fig.11 Hardness distributions of weld at ω=500 r/min,v=60-140 mm/min(a)top;(b)medium;(c)bottom

圖12為焊接轉(zhuǎn)速恒定時焊接速率對SSFSW對接接頭抗拉強(qiáng)度與伸長率的影響趨勢?？梢钥闯?，在相同轉(zhuǎn)速下隨著焊接速率增加，SSFSW接頭抗拉強(qiáng)度和伸長率總體呈增加趨勢。這是由于隨著焊接速率增加，焊接熱輸入降低，焊縫各區(qū)域峰值溫度降低，高溫停留時間縮短，這減弱了SSFSW過程中焊縫TMAZ和HAZ交界處強(qiáng)化相的粗化程度，從而降低了焊縫薄弱位置的軟化程度，因此焊縫力學(xué)性能提高。在ω=500 r/min，v=140 mm/min時，接頭抗拉強(qiáng)度最大為380 MPa，達(dá)到母材的88%；在ω=500 r/min，v=120 mm/min時，接頭伸長率最大為15%；在ω=600 r/min，v=60 mm/min時，接頭抗拉強(qiáng)度和伸長率均處于最低值，抗拉強(qiáng)度為母材的80%，斷后伸長率為12%。這表明SSFSW焊接過程中熱輸入(ω/v)是影響對接接頭拉伸性能的主要因素，在較低的主軸轉(zhuǎn)速與較高的焊接速率條件下，摩擦焊過程中熱輸入較低(ω/v較小)，因此，接頭拉伸性能較好(ω=500 r/min，v=140 mm/min焊接參數(shù)條件下)，相反，在主軸轉(zhuǎn)速較高與焊接速率較低時，摩擦焊過程熱輸入較大(ω/v較大)，從而導(dǎo)致接頭抗拉強(qiáng)度較低(ω=600 r/min，v=60 mm/min焊接參數(shù)條件下)。由此可見：在8.5 mm厚板2A14-T4鋁合金SSFSW過程中，采用較低的焊接轉(zhuǎn)速(ω=400～600 r/min)可以獲得無缺陷、成形良好且拉伸性能優(yōu)異的焊接接頭，接頭強(qiáng)度系數(shù)在80%～88%之間。

圖12 接頭拉伸測試結(jié)果 (a)ω=500 r/min;(b)ω=600 r/minFig.12 Tensile test results of welded joint (a)ω=500 r/min;(b)ω=600 r/min

2.4 斷裂模式分析

圖13為不同焊接工藝下SSFSW接頭拉伸試樣斷裂后焊縫截面宏觀形貌。可以看出，斷裂位置均位于焊縫后退側(cè)TMAZ和HAZ交界處，宏觀斷口表面與拉伸方向近似成45°角，具有剪切變形特征。如前所述，在前進(jìn)側(cè)NZ與TMAZ具有明顯分界區(qū)，從組織特征看局部力學(xué)性能應(yīng)具有較大波動；但實際上這種分界區(qū)并不是SSFSW接頭的最薄弱區(qū)域。后退側(cè)TMAZ和HAZ雖然具有逐漸過渡組織特征，推測該區(qū)域力學(xué)性能也呈漸變趨勢，然而，結(jié)合圖8強(qiáng)化相分布特征分析認(rèn)為，這種漸變組織中存在不均勻分布的粗大第二相，這導(dǎo)致TMAZ和HAZ交界處力學(xué)性能相比于NZ和母材兩個區(qū)域較差，因此應(yīng)是SSFSW接頭中最薄弱區(qū)域。

圖13 典型斷裂試樣宏觀形貌(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/minFig.13 Macroscopic morphologies of typical fracture specimens(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/min

圖14為不同焊接工藝下SSFSW接頭拉伸試樣斷裂表面微觀形貌?？梢钥闯觯瑪嗔驯砻婢哂忻黠@塑性剪切變形特征，尺寸大而深的韌窩邊緣分布著尺寸小而淺的韌窩；局部區(qū)域存在大量塑性撕裂和剪切棱，在深韌窩底部可觀察到第二相顆粒。在ω=500 r/min，v=60 mm/min時小尺寸韌窩相對較多、塑性撕裂變形比較平緩；隨著焊接速率與焊接轉(zhuǎn)速的增加，塑性撕裂變形明顯嚴(yán)重，大而深的韌窩數(shù)量明顯增加。斷口觀察表明：發(fā)生在SSFSW接頭后退側(cè)TMAZ與HAZ逐漸過渡組織區(qū)域的斷裂過程具有明顯韌斷特征。

圖14 拉伸試樣斷口SEM圖(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/minFig.14 Fracture SEM images of tensile specimens(a)ω=500 r/min,v=60 mm/min;(b)ω=600 r/min,v=60 mm/min;(c)ω=500 r/min,v=120 mm/min;(d)ω=600 r/min,v=120 mm/min

3 結(jié)論

(1)在厚板2A14-T4鋁合金SSFSW焊接過程中，當(dāng)焊接工藝參數(shù)ω=400 r/min，v=100～140 mm/min；ω=500 r/min，v=60～140 mm/min；ω=600 r/min，v=60～120 mm/min范圍內(nèi)均可獲得焊縫表面光滑、幾乎沒有飛邊且減薄量很小的成形焊縫。當(dāng)轉(zhuǎn)速≥800 r/min時，焊縫表面會出現(xiàn)起皮和溝槽型缺陷。

(2)SSFSW接頭焊核區(qū)由兩種不同尺寸細(xì)小等軸晶構(gòu)成，前進(jìn)側(cè)焊核晶粒比靠近后退側(cè)晶粒更加細(xì)小。前進(jìn)側(cè)TMAZ晶粒發(fā)生嚴(yán)重彎曲變形，導(dǎo)致前進(jìn)側(cè)TMAZ和焊核區(qū)具有明顯分界區(qū)，而后退側(cè)TMAZ和焊核區(qū)之間為逐漸過渡組織特征；HAZ與母材晶粒組織相似。

(3) SSFSW接頭硬度具有明顯不均勻性；母材平均硬度值為120HV左右，TMAZ與HAZ交界處硬度最低為母材硬度72%。此區(qū)域強(qiáng)化相的粗化是發(fā)生軟化的直接原因。

(4)焊接熱輸入越小(ω/v越小)，焊接接頭抗拉強(qiáng)度越高。接頭強(qiáng)度系數(shù)在ω=500 r/min，v=140 mm/min時最大，達(dá)到母材的88%；接頭伸長率在ω=500 r/min，v=120 mm/min時最大，達(dá)到母材的15%。后退側(cè)TMAZ和HAZ交界處是厚板SSFSW接頭的最薄弱區(qū)域。