王大偉，楊新岐，唐文珅，田超博，徐永生

(天津大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,天津,300354)

0 序言

鎂合金是目前最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有較高的比強(qiáng)度和比剛度，此外其導(dǎo)熱性能、阻尼減振性和電磁屏蔽性優(yōu)異，是實(shí)現(xiàn)低密度、輕量化設(shè)計替代鋁合金最有潛力的材料之一.然而，由于采用熔焊工藝進(jìn)行鎂合金焊接時容易產(chǎn)生氣孔、熱裂紋及合金元素?zé)龘p等冶金缺陷，如何實(shí)現(xiàn)高性能鎂合金構(gòu)件可靠地連接是輕量化結(jié)構(gòu)制造中面臨的關(guān)鍵問題.

攪拌摩擦焊(friction stir welding，F(xiàn)SW)是一種固相焊接工藝，目前已經(jīng)成功廣泛應(yīng)用于鋁及鎂等輕質(zhì)合金的焊接[1].但由于傳統(tǒng)FSW 普遍存在的固有問題[2]，如軸肩旋轉(zhuǎn)導(dǎo)致局部熱-力循環(huán)作用較大，使整個焊縫組織的均勻性和對稱性沿板厚分布變差；在焊接過程中產(chǎn)生明顯飛邊和焊縫減薄現(xiàn)象，這些問題都會伴隨著板厚的增加而變得更加突出，導(dǎo)致厚板鎂合金FSW 工藝窗口逐漸變窄且接頭的力學(xué)性能有所降低[3].英國焊接研究所在傳統(tǒng)FSW 基礎(chǔ)上通過軸肩與攪拌針分離，提出靜止軸肩攪拌摩擦焊.靜止軸肩的存在使得焊接過程中的熱輸入顯著減少，并且改善了FSW 接頭表面過熱、溫度梯度大以及焊縫減薄等問題[4].SSFSW 最初應(yīng)用在低熱導(dǎo)率、溫度梯度大的材料如鈦合金等，后逐漸被運(yùn)用到輕質(zhì)合金等材料的厚板焊接中，而鎂合金具有導(dǎo)熱率高、熱膨脹系數(shù)大的特點(diǎn)，因此同樣適合于SSFSW 這種低熱輸入焊接工藝.文獻(xiàn)[5]對6.35 mm 厚度AZ31B 鎂合金進(jìn)行SSFSW 試驗(yàn)，研究不同轉(zhuǎn)速(700～ 1 500 r/min)接頭的顯微組織和力學(xué)性能，結(jié)果表明SSFSW 可以有效改善AZ31B 鎂合金焊縫力學(xué)性能.文獻(xiàn)[6-9]用靜止軸肩攪拌摩擦加工對6.35 mm 厚度 AZ31B 鎂合金進(jìn)行了大量試驗(yàn)，證實(shí)了SSFSW 是一種可以用于細(xì)化晶粒和提高性能的低熱輸入攪拌摩擦加工方法，能夠獲得光滑完整、無明顯飛邊和弧紋的焊縫，并且發(fā)現(xiàn)了焊縫表面光潔度與攪拌針的轉(zhuǎn)速無關(guān)；采用銅墊板和鋼墊板在整個焊核區(qū)(weld nugget zone，WNZ)獲得尺寸相近的細(xì)晶粒，改善了焊縫的組織以及力學(xué)性能.通過上述研究可知鎂合金SSFSW 焊接過程中熱輸入低且更為集中，有效縮減熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)范圍.

采用SSFSW 方法在焊縫成形和組織均勻性方面均有較大改善，與6.35 mm 厚的FSW 接頭相比力學(xué)性能提升并不顯著.厚板(厚度大于9 mm)鎂合金FSW 接頭存在焊縫表面成形較差、組織不均勻以及接頭性能不高等問題[10-11]，而SSFSW 對厚板鎂合金接頭性能的提升尚未可知.文中將采用SSFSW 連接9 mm 厚板AZ31B 鎂合金，探討攪拌針轉(zhuǎn)速對SSFSW 接頭焊縫成形，組織演變及力學(xué)性能影響規(guī)律，分析接頭的應(yīng)變硬化行為，為厚板鎂合金可靠連接和應(yīng)用提供重要試驗(yàn)依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

采 用 尺 寸 為250 mm × 100 mm × 9 mm 的AZ31B-H112 的鎂合金板材進(jìn)行SSFSW 對接試驗(yàn)，其化學(xué)成分和物理性能如表1 和表2 所示.焊接前，用砂紙和丙酮對板材去除焊件表面的氧化物和雜質(zhì).

表1 AZ31B 化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 The chemical compositions of AZ31B

表2 AZ31B 物理性能Table 2 Physical properties of AZ31B

焊接方向(welding direction，WD)垂直于板材軋制方向(rolling direction，RD)，攪拌工具傾角為2.5°.如圖1 所示，試驗(yàn)用SSFSW 攪拌工具為H13熱作模具鋼加工并進(jìn)行調(diào)質(zhì)熱處理，攪拌針為帶螺紋圓錐臺，攪拌針長度為8.5 mm，根部直徑為10 mm、頂部直徑為6 mm.焊接參數(shù)為給定焊接速度80 mm/min，攪拌針轉(zhuǎn)速選擇500，600，700，800，1 000 r/min.全部焊接試驗(yàn)在上海孚斯威焊接科技公司FSW-RL31-016 型攪拌摩擦焊設(shè)備上完成.

圖1 SSFSW 焊接夾具及攪拌工具Fig.1 Fixtures and stir tool of SSFSW

試驗(yàn)完成后，沿垂直于焊縫方向加工拉伸和金相試樣，如圖2 所示.經(jīng)過打磨和拋光后，采用試劑(4.2 g 苦味酸、10 mL 冰醋酸、10 mL 水和70 mL乙醇)進(jìn)行腐蝕，采用超景深立式顯微鏡進(jìn)行焊縫宏觀形貌觀察、光學(xué)顯微鏡(Olympus GX 51)進(jìn)行顯微組織觀察.在HVS-100 電子顯微硬度計上進(jìn)行硬度測試，其位置距離焊縫上表面1 mm、4.5 mm 及8 mm 處，相鄰點(diǎn)間隔0.5 mm，加載載荷200 g、持續(xù)10 s.依據(jù)ASTM E8 標(biāo)準(zhǔn)沿垂直焊縫方向制備3 個拉伸試樣，以加載速度1 mm/min在CSS-44100 電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn).采用掃描電子顯微鏡(SEM)分析斷口形貌及斷裂模式.

圖2 SSFSW 工藝示意圖及試樣切割位置Fig.2 Schematic diagram of SSFSW process and cutting positions of specimens

2 試驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 接頭宏觀特征

不同轉(zhuǎn)速下SSFSW 焊縫表面和接頭截面宏觀形貌如圖3 所示.在轉(zhuǎn)速為600～ 800 r/min 時焊縫表面成形良好、無明顯飛邊和減薄現(xiàn)象，由于靜止軸肩頂鍛擠壓限制WNZ 塑化金屬流動，從而獲得表面光滑及均勻致密的焊縫.但在低轉(zhuǎn)速500 r/min下，焊縫前進(jìn)側(cè)處產(chǎn)生隧道型缺陷，分析認(rèn)為是熱輸入不足導(dǎo)致WNZ 塑化金屬流動不充分所致.在轉(zhuǎn)速為1 000 r/min 時由于熱輸入過高，鎂合金軟化程度高，與靜止軸肩之間的摩擦作用減弱，導(dǎo)致材料在焊縫前進(jìn)側(cè)表面填充不足，焊縫表面出現(xiàn)最大深度為1.09 mm 凹坑，但WNZ 致密無缺陷.由于靜止軸肩粘著少量塑化金屬劃擦焊縫表面產(chǎn)生少量劃痕，但不影響整體焊接接頭的力學(xué)性能.

圖3 焊縫表面和接頭截面宏觀形貌Fig.3 Weld surface and Macroscopic of cross-sections of SSFSW joints.(a) 500 r/min;(b) 600 r/min;(c)700 r/min;(d) 800 r/min;(e) 1 000 r/min

從圖3 可以看出不同轉(zhuǎn)速下焊縫截面WNZ 輪廓呈現(xiàn)與攪拌針形狀相似的圓錐臺狀，WNZ 形狀沿板厚方向整體差異較小.統(tǒng)計了不同轉(zhuǎn)速下WNZ 的尺寸如圖4 所示，WNZ 底部和中間尺寸隨著轉(zhuǎn)速的增加而變大，與熱輸入?yún)?shù)(ω/v)/2 變化一致.隨著攪拌針轉(zhuǎn)速增加，焊接熱輸入增大和材料流動加劇造成WNZ 尺寸變寬.

圖4 轉(zhuǎn)速對WNZ 尺寸的影響Fig.4 Effect of rotational speed on size of WNZ

2.2 微觀組織演變

圖5 是700 r/min 接頭不同區(qū)域的顯微組織.由于熱循環(huán)和塑性變形引起微觀組織差異，將接頭分為焊核區(qū)(WNZ)、熱力影響區(qū)(thermo-mechanical affected zone，TMAZ)和熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)以及母材(base material，BM).如圖5c、5d 和5e 所示，WNZ 經(jīng)歷較大的熱輸入和劇烈的塑性變形，發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小等軸晶組織，晶粒尺寸沿厚度方向分別為16.11，15.51 及12.93 μm.

圖5 SSFSW 接頭典型宏觀形貌以及不同區(qū)域的顯微組織Fig.5 Typical macrostructure of SSFSW joint and microstructure of different areas.(a) Typical macrostructure;(b) BM;(c) top of WNZ;(d) middle of WNZ;(e) bottom of WNZ;(f) AS-TMAZ;(g) RS-TMAZ;(h) AS-HAZ;(i) RS-HAZ.

與傳統(tǒng)FSW 相比[2]，WNZ 晶粒尺寸在厚度方向的差異更小.除此之外，在FSW 中WNZ 由于軸肩劇烈作用會形成三相交界區(qū)(WNZ/SHAZ(shoulder heat affected zone)/TMAZ)[12]，使WNZ 組織差異較大.而采用SSFSW 避免該區(qū)域的出現(xiàn)，改善了WNZ 組織的均勻性.TMAZ 位于WNZ 和HAZ 之間，由于經(jīng)歷熱循環(huán)和攪拌作用，發(fā)生部分動態(tài)再結(jié)晶和變形，呈現(xiàn)長大和變形的混合晶粒組織.前進(jìn)側(cè)TMAZ 與WNZ 的晶粒存在明顯分界，而后退側(cè)TMAZ 晶粒由WNZ 均勻細(xì)小的等軸晶演變?yōu)樽冃伍L大晶粒.由于只受熱循環(huán)的影響，HAZ 晶粒發(fā)生長大和動態(tài)回復(fù)，晶粒大小與BM相近.

圖6 頂部晶粒尺寸Fig.6 The grain size of the top WNZ.(a) 500 r/min;(b) 600 r/min;(c) 700 r/min;(d) 800 r/min;(e) 1 000 r/min

圖7 中部晶粒尺寸Fig.7 The grain size of the middle WNZ.(a) 500 r/min;(b) 600 r/min;(c) 700 r/min;(d) 800 r/min;(e) 1 000 r/min

圖8 底部晶粒尺寸Fig.8 The grain size of the bottom WNZ.(a) 500 r/min;(b) 600 r/min;(c) 700 r/min;(d) 800 r/min;(e) 1 000 r/min

采用線截距法統(tǒng)計不同轉(zhuǎn)速下WNZ 的晶粒尺寸測量結(jié)果如圖6～ 圖9 所示.隨著轉(zhuǎn)速的增加，WNZ 晶粒尺寸逐漸變大，中間和頂部的晶粒尺寸差異逐漸變小而中間和底部的晶粒尺寸差異逐漸變大.轉(zhuǎn)速的增加使WNZ 的頂部和中間熱輸入逐漸提高，晶粒發(fā)生長大，而WNZ 底部由于僅受到攪拌針頂部摩擦作用，熱輸入相對較低導(dǎo)致WNZ 底部晶粒尺寸較小.當(dāng)轉(zhuǎn)速為700 r/min 下，WNZ 晶粒尺寸沿板厚差異最小.

圖9 不同轉(zhuǎn)速下WNZ 晶粒尺寸Fig.9 The grain size of WNZ at different rotational speed

焊接過程中WNZ 發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸主要與變形溫度及應(yīng)變速率有關(guān).Zener-Hollomon(Z)參數(shù)綜合了應(yīng)變速率()和變形溫度(T)的影響，因此文中引入Z參數(shù)來分析WNZ 的再結(jié)晶晶粒尺寸[13]，即

式中：Q為晶格擴(kuò)散的激活能(135 kJ/mol)，R為氣體常數(shù)(8.314 J/(mol·K))，T為熱力學(xué)溫度.而應(yīng)變率為[2]

式中：re和Le分別為動態(tài)再結(jié)晶的有效半徑(4.59，4.81，4.89，5.11，5.25 mm)和有效深度(8.5 mm).在FSW 過程中WNZ 溫度是由焊接熱輸入決定的，而焊接熱輸入與焊接參數(shù)密切相關(guān)，Chang 等人[14]和Arbegast 等人[15]建立了鋁合金WNZ 溫度(T)與轉(zhuǎn)速及焊接速度(ω，ν)之間的關(guān)系式，即

式中：Tm為材料熔點(diǎn)(883.15 K)，K和α為常數(shù).Watanabe 等人[16]利用鎂合金母材初始的晶粒尺寸(Dinitial)和Z參數(shù)建立模型來計算(3～ 100 μm)再結(jié)晶晶粒尺寸(Dnugget)，即

利用上述模型對AZ31B 鎂合金SSFSW 焊縫WNZ 中間晶粒尺寸進(jìn)行計算，其中Dinitial=22.12 μm，得出常數(shù)α=0.104 1，K=1.453.其余參數(shù)下WNZ 晶粒尺寸計算結(jié)果如下圖10 所示，與實(shí)際測量值具有較好的一致性，說明該模型在分析不同焊接參數(shù)對SSFSW 鎂合金WNZ 晶粒尺寸影響時具有借鑒意義.

圖10 WNZ 晶粒尺寸模型Fig.10 Model of grain size in WNZ

2.3 力學(xué)性能

2.3.1 顯微硬度

圖11 是轉(zhuǎn)速為700 r/min 焊縫截面的頂部、中間和底部的顯微硬度分布，由于晶體取向的差異BM 硬度值在(55.5±3.5) HV 之間波動(圖中陰影區(qū)).焊縫頂部和底部硬度分布較為均勻，而中間硬度分布呈現(xiàn)“W”形.WNZ 中間具有較高的硬度值為59 HV，明顯高于WNZ 頂部為55 HV 和底部為54 HV 的硬度值、并逐漸向WNZ 兩側(cè)降低.焊縫硬度最低值為47 HV，位于前進(jìn)側(cè)WNZ 與TMAZ界面處，與傳統(tǒng)FSW 研究結(jié)果一致[17]，這與WNZ/TMAZ 界面兩側(cè)晶粒尺寸和織構(gòu)差異有較大關(guān)系.焊縫兩側(cè)的HAZ 硬度值與BM 硬度值接近，后退側(cè)比前進(jìn)側(cè)的硬度值略低且變化波動較大，與前文觀察到的HAZ 晶粒發(fā)生長大且大小分布不均的特點(diǎn)相符.

圖11 700 r/min 接頭截面顯微硬度分布Fig.11 Cross-sectional hardness profiles of joints at 700 r/min

圖12 為不同轉(zhuǎn)速下WNZ 硬度值分布，取平均值與方差進(jìn)行分析結(jié)果如表3 所示.不同轉(zhuǎn)速下WNZ 中間硬度值分布特征一致，WNZ 中心硬度值最大并向兩側(cè)遞減.除600 r/min 下WNZ 頂部和底部的硬度值分布均位于BM 硬度值范圍內(nèi)波動，轉(zhuǎn)速對其影響較低；底部硬度值較低(52.41～54.65)HV 且硬度值偏差小(3.00～ 5.28)HV.由圖12d 可看出在700 r/min 沿板厚方向的硬度值最大(60.83 HV)且波動最小(3.28 HV)，與該參數(shù)下接頭力學(xué)性能最佳且晶粒尺寸沿板厚差異最小相符.

圖12 不同轉(zhuǎn)速下WNZ 硬度值分布Fig.12 Microhardness distributions in WNZ at different rotational speed.(a) Microhardness distributions of the top WNZ;(b) Microhardness distributions of the middle WNZ;(c) Microhardness distributions of the bottom WNZ;(d) Microhardness distributions along WNZ thickness direction

表3 不同轉(zhuǎn)速下WNZ 硬度值的平均值和方差Table 3 Mean and variance of Microhardness distributions in WNZ at different rotational speed

影響材料顯微硬度的因素有晶粒尺寸、位錯密度、析出相以及織構(gòu)分布等.文中所采用的BM 為變形鎂合金，在焊接過程中Al12Mg17析出相較少對焊縫硬度值的影響較低[10].WNZ 經(jīng)歷動態(tài)再結(jié)晶，晶粒細(xì)化形成大量晶界，抑制局部塑性變形，根據(jù)Hall-Petch 關(guān)系式可知焊縫中WNZ 硬度值最高.隨著轉(zhuǎn)速提高，WNZ 中間晶粒尺寸逐漸增加而硬度值并未減小.此外WNZ 晶粒尺寸沿板厚向底部減小，而頂部和底部硬度值差異不大如圖12d 所示，說明霍爾佩奇效應(yīng)對硬度值影響有限，文獻(xiàn)[13-14]中也獲得類似結(jié)果.Park 等人[18]通過分析AZ31 鎂合金FSW 接頭表明整個焊縫的位錯密度沒有顯著差異，因此WNZ 織構(gòu)分布對硬度的影響更為顯著.如圖13 所示為800 r/min 接頭WNZ 頂部、中間、底部以及兩側(cè)位置的(0001)極圖分布.整個WNZ 以(0001)基面織構(gòu)為主，沿WNZ 厚度方向晶粒c 軸偏離約15°，而WNZ 兩側(cè)晶粒c 軸偏離約45°～ 60°.當(dāng)加載方向垂直晶粒(0001)基面時，滑移和孿晶難以開動，塑性變形小硬度值最高.而WNZ 兩側(cè)附近晶粒c 軸從ND 到TD 傾斜約45°，基面滑移最容易開動，因而附近硬度值最低.而文獻(xiàn)[19]研究發(fā)現(xiàn)FSP 加工AZ31 鎂合金中不同的晶粒取向造成的硬度最大偏差達(dá)到12 HV.

圖13 WNZ 不同位置(0001)極圖分布Fig.13 (0001) pole figures in WNZ at different location

2.3.2 拉伸性能

SSFSW 接頭和BM 的拉伸性能如表4 所示.圖14 為接頭和BM 的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線與力學(xué)性能，與BM 相比，接頭的強(qiáng)度和塑性均有降低，去除500 r/min 有焊接缺陷影響的最低性能，其塑性下降約30.7%～ 60.7 %，接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到80.1%～ 90.2%，而FSW 獲得的接頭強(qiáng)度系數(shù)為65%～ 82%[10]，采用SSFSW 能夠提高厚板鎂合金接頭的力學(xué)性能并且拓寬焊接工藝窗口.從圖14 可以看出接頭的抗拉強(qiáng)度(ultimate tensile strength，UTS)和斷后伸長率(elongation，EL)隨著轉(zhuǎn)速增加先增大后減小，而轉(zhuǎn)速變化對屈服強(qiáng)度(yield strength，YS)影響較低.這與Bruni 等人[20]發(fā)現(xiàn)提高熱輸入使FSW 接頭的UTS 先增加而后減小的變化結(jié)果一致.

表4 SSFSW 接頭和BM 的拉伸性能Table 4 Tensile properties of SSFSW joint and BM

圖14 BM 和SSFSW 接頭的拉伸性能Fig.14 Tensile properties of BM and SSFSW joints.(a)True stress-strain curve;(b) Tensile properties of BM and SSFSW joints

關(guān)于鎂合金接頭力學(xué)性能退化還存在以下幾種解釋.Chowdhury 等人[21]和Afrin 等人[22]認(rèn)為焊接時較高的熱輸入會導(dǎo)致WNZ 晶粒長大，根據(jù)Hall-Petch 關(guān)系會導(dǎo)致組織軟化.然而Commin 等人[23]通過研究不同的WNZ 晶粒尺寸對YS 的影響，發(fā)現(xiàn)晶粒尺寸對接頭力學(xué)性能的影響十分有限，認(rèn)為該現(xiàn)象主要與位錯密度及焊接殘余應(yīng)力的差異有關(guān).此外，Shang 等人[24]與Xin 等人[25]的研究指出由于焊縫受到熱循環(huán)及塑性變形的影響表現(xiàn)出特定的織構(gòu)分布，會影響接頭的非均勻變形過程，從而影響其力學(xué)性能.

2.3.3 應(yīng)變硬化行為

應(yīng)變硬化行為是評估材料塑性變形的重要特征，體現(xiàn)了材料局部抵抗塑性變形的能力.硬化能力(Hardening capacity，Hc)和應(yīng)變硬化指數(shù)n1是衡量材料應(yīng)變硬化行為的重要參數(shù).材料的Hc可以表示為[26]

式中：σUTS為材料的極限抗拉強(qiáng)度，σ0.2為材料的屈服強(qiáng)度.不同參數(shù)下接頭的Hc如圖15 所示，去除有焊接缺陷500 r/min，其余成形較好接頭的Hc值約達(dá)到BM 的1.4 倍，隨著轉(zhuǎn)速增加接頭Hc值逐漸提高.材料的硬化能力與其YS 有關(guān)，由Hall-Petch 關(guān)系可知YS 與晶粒尺寸有關(guān)，晶粒尺寸的增大會降低YS，從而提高硬化能力.

圖15 BM 和接頭的硬化能力和硬化指數(shù)Fig.15 The Hc and n1 of BM and joints

為了更好地量化應(yīng)變硬化行為，Afrin 等人[27]改進(jìn)Ludwik 方程擬合了真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線上均勻塑性變形階段，即

式中：n1為材料的應(yīng)變硬化指數(shù)；σ為真應(yīng)力；ε為真應(yīng)變；σ0.2為 屈服強(qiáng)度；ε0.2為材料的屈服應(yīng)變；K是反映應(yīng)變硬化引起強(qiáng)度增量的強(qiáng)度系數(shù).n1反映了材料均勻塑性變形的能力.從圖15 可知接頭的n1值約是BM 的1.6 倍，轉(zhuǎn)速變化對n1值的影響較低.相比之下，F(xiàn)SW 接頭的n1更高(約為BM 3 倍)[22].

如圖16 所示，將真應(yīng)力-應(yīng)變曲線轉(zhuǎn)換為宏觀應(yīng)變硬化速率θ (θ=dσ/dε，σ和ε分別為宏觀真應(yīng)力和真塑性應(yīng)變)與流變應(yīng)力(σ -σ0.2)來分析接頭和BM 的應(yīng)變硬化行為.

圖16 BM 和接頭的應(yīng)變硬化行為Fig.16 Strain hardening behavior of BM and joints

結(jié)果表明BM 表現(xiàn)出典型的第Ⅲ階段和第Ⅳ階段應(yīng)變硬化曲線，初始應(yīng)變硬化速率(θ0)達(dá)到10 927 MPa，θ 隨流變應(yīng)力的增大而線性降低.當(dāng)流變應(yīng)力達(dá)到50 MPa 左右時，應(yīng)變硬化率從2 703 MPa開始緩慢降低，發(fā)生第Ⅳ階段硬化行為.而不同轉(zhuǎn)速下接頭在第Ⅲ階段曲線斜率相近且都比BM 斜率大，隨著轉(zhuǎn)速增加，接頭 θ0由7 935 MPa 增加至8 851 MPa.當(dāng) θ 降低到約2 000 MPa 時，接頭在第Ⅳ階段出現(xiàn)了穩(wěn)定的硬化行為，然后再逐漸下降.當(dāng)轉(zhuǎn)速從600 r/min 提高至700r/min，第Ⅳ階段所需的流變應(yīng)力值由50 MPa 增加至70 MPa，隨后不再隨轉(zhuǎn)速增加而變大.在塑性變形過程中材料發(fā)生加工硬化和回復(fù)是同時進(jìn)行的，使位錯發(fā)生增殖和湮滅從而對應(yīng)變硬化行為產(chǎn)生影響.Luo 等人[26]使用模型(7)考慮了晶粒尺寸和位錯強(qiáng)化在應(yīng)變硬化行為的影響，即

式中：σ0是摩擦的貢獻(xiàn)，σHP=kd-1/2是Hall-Petch的貢獻(xiàn)，σd=MαGbρ1/2是泰勒位錯的貢獻(xiàn)(ρ是總的位錯密度，b是柏氏矢量，G是剪切模量，M是泰勒因子以及α 常量).因此，可以近似得到

由上式可知，材料流變應(yīng)力的大小與位錯密度成正比.不同轉(zhuǎn)速下接頭第Ⅳ階段所需的流變應(yīng)力均比BM 值較高，且隨著轉(zhuǎn)速增加而增大，表明在該階段接頭內(nèi)的位錯密度大于BM 且增加轉(zhuǎn)速能夠提高接頭內(nèi)的位錯密度.而當(dāng)轉(zhuǎn)速達(dá)到700 r/min時，流變應(yīng)力增長至70 MPa 便不再增加，說明轉(zhuǎn)速的增加對接頭中位錯密度的提升有限.此外接頭在該階段表現(xiàn)出比BM 更高的θ，表明SSFSW 接頭具有更好的抵抗塑性變形的能力.

2.4 斷裂行為

圖17 為不同轉(zhuǎn)速下接頭斷裂位置和裂紋擴(kuò)展路徑，其中Top 表示焊縫表面，Plane A 和Plane B 分別表示厚板試樣側(cè)邊表面.

圖17 SSFSW 接頭失效宏觀形貌Fig.17 Macroscopic appearance of failed SSFSW joints

接頭表現(xiàn)出兩種斷裂模式，在600 r/min 轉(zhuǎn)速下，接頭斷裂位置位于前進(jìn)側(cè)WNZ 和TMAZ界面處并且沿該界面擴(kuò)展，這與前文提到該處硬度值最低的結(jié)果相符；而在其余參數(shù)下，裂紋由前進(jìn)側(cè)WNZ 和TMAZ 界面處向WNZ 中間擴(kuò)展，表明硬度大小不是決定接頭裂紋擴(kuò)展的唯一因素.文獻(xiàn)[18-29]表明斷裂位置的改變以及裂紋的擴(kuò)展路徑主要與焊縫附近顯微織構(gòu)分布有關(guān).

斷口表面的SEM 圖像如圖18 所示.在轉(zhuǎn)速為600 r/min，斷口中心區(qū)域?yàn)榫哂欣L韌窩特征的塑性斷裂，韌窩沿WD 方向伸長，而在B 側(cè)則觀察到具有“河流花樣”的脆性斷裂特征，該特征的存在與600 r/min 獲得較低的拉伸性能結(jié)果相符.在700～ 1 000 r/min 轉(zhuǎn)速下，斷口表面呈層狀斷裂形態(tài)，由剪切斷裂和延性斷裂組成.從SEM 圖中分別發(fā)現(xiàn)撕裂棱和韌窩，撕裂棱呈現(xiàn)一定的方向，韌窩小而淺.隨著轉(zhuǎn)速增加，斷口的剪切斷裂區(qū)域面積逐漸增加，撕裂棱方向逐漸向ND 靠近，并且相鄰撕裂棱的間距逐漸減?。欢有詳嗔褏^(qū)域韌窩逐漸變得大而深.在700～ 1 000 r/min 轉(zhuǎn)速下，剪切斷裂區(qū)域增加，接頭力學(xué)性能逐漸下降.而在700 r/min下延性斷裂區(qū)域面積最大，所以表現(xiàn)出的接頭力學(xué)性能最佳.在轉(zhuǎn)速為600 r/min，斷口表現(xiàn)為韌-脆混合斷裂；轉(zhuǎn)速為700～ 1 000 r/min，斷口模式轉(zhuǎn)變?yōu)榧羟袛嗔押晚g性斷裂的混合斷裂.

圖18 斷口不同區(qū)域SEM 圖像Fig.18 SEM images of different areas of fracture.(a) 600 r/min;(b) 700 r/min;(c) 800 r/min;(d) 1000 r/min

3 結(jié)論

(1)在600～ 800 r/min 轉(zhuǎn)速下獲得了焊縫成形良好、組織致密的SSFSW 對接接頭.WNZ 輪廓主要由攪拌針形狀確定沿板厚差異不大.隨著轉(zhuǎn)速提高，WNZ 晶粒尺寸由(11.11 ± 1.68) μm 增加到(18.92 ± 1.83) μm；在700 r/min 下WNZ 晶粒尺寸沿板厚差異最小.

(2)焊縫中間硬度分布具有明顯不均勻性且隨轉(zhuǎn)速增加而變小，其不均性最大差異為10.97 HV，最低硬度為47 HV 位于前進(jìn)側(cè)的熱力影響區(qū)與焊核區(qū)界面處.

(3) SSFSW 接頭的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率隨轉(zhuǎn)速增加先增大后減小，在700 r/min 獲得最大值，接頭強(qiáng)度系數(shù)為90.2%，斷后伸長率達(dá)到BM 的69.3%，SSFSW 改善厚板鎂合金接頭的力學(xué)性能并且拓寬工藝窗口.

(4)在轉(zhuǎn)速為600～ 1 000 r/min，接頭應(yīng)變硬化第Ⅳ階段所需流變應(yīng)力由50 MPa 增加至70 MPa，接頭應(yīng)變硬化能力隨轉(zhuǎn)速的增加而增大.

(5) SSFSW 接頭存在兩種斷裂模式，一種為裂紋沿前進(jìn)側(cè)TMAZ 和WNZ 界面擴(kuò)展，呈現(xiàn)韌-脆混合斷裂特征；另一種裂紋由前進(jìn)側(cè)TMAZ 和WNZ 界面向WNZ 中間擴(kuò)展，為剪切斷裂和韌性斷裂的混合斷裂.