梁武，周軍，張春波，張露，烏彥全，李運(yùn)雷

(1.中國(guó)機(jī)械總院集團(tuán)哈爾濱焊接研究所有限公司,哈爾濱,150028；2.黑龍江省先進(jìn)摩擦焊接技術(shù)與裝備重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱,150028；3.中國(guó)航發(fā)商用航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司,上海,200241)

0 序言

斷渦輪盤軸作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)中最關(guān)鍵的熱端部件之一，承受著高溫、高壓等復(fù)雜熱—機(jī)械載荷和腐蝕性介質(zhì)作用，工作環(huán)境極其惡劣，對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤用材的抗氧化、抗熱腐蝕、抗低/高周疲勞性能以及高溫條件下的長(zhǎng)期組織穩(wěn)定性提出了嚴(yán)苛的要求[1-2].相比于傳統(tǒng)鑄造和鍛造高溫合金，采用粉末冶金方法制備的粉末高溫合金很好的解決了成分偏析、組織不均勻、熱加工性能差等一系列問題，已成為推重比8 以上高性能發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的首選材料[3-5].

FGH96 作為國(guó)內(nèi)第二代損傷容限型粉末高溫合金，材料最高使用溫度為750 ℃，γ′ 強(qiáng)化相含量占總體積的35%左右，綜合性能優(yōu)異，具有耐高溫、高強(qiáng)韌性和低裂紋擴(kuò)展速率等優(yōu)點(diǎn)[6]，是渦輪盤的首選材料，IN718 作為一種沉淀強(qiáng)化型變形高溫合金，通常是渦輪后軸的首選材料.由于IN718和FGH96 兩種合金材料的合金化程度高，化學(xué)成分、強(qiáng)化機(jī)理相差較大[7]，因此實(shí)現(xiàn)粉末高溫合金FGH96 與變形高溫合金IN718 高性能、高可靠連接是提升航空發(fā)動(dòng)機(jī)綜合性能和保障航空發(fā)動(dòng)機(jī)安全可靠運(yùn)行的關(guān)鍵.

慣性摩擦焊作為一種固相焊接工藝方法，因其綠色、優(yōu)質(zhì)、高效的技術(shù)優(yōu)勢(shì)，已成為國(guó)外航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子組件制造的主導(dǎo)工藝方法[8-9]，廣泛應(yīng)用于國(guó)內(nèi)外先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子組件制造中.王彬等人[10-11]研究了轉(zhuǎn)速、壓力等典型工藝參數(shù)對(duì)FGH96和IN718 異質(zhì)材料慣性摩擦焊接頭組織及室溫性能的影響規(guī)律；何勝春等人[12-13]對(duì)粉末高溫合金FGH96 慣性摩擦焊接頭常溫力學(xué)性能以及室溫疲勞裂紋擴(kuò)展速率進(jìn)行了測(cè)試分析；王曉峰等人[14]對(duì)FGH96 合金慣性摩擦焊接頭微觀組織進(jìn)行了表征分析.結(jié)果表明，F(xiàn)GH96 同質(zhì)或FGH96和IN718 異質(zhì)材料慣性摩擦焊接頭具有良好的常溫力學(xué)性能和組織穩(wěn)定性，但針對(duì)高溫力學(xué)性能的研究較少，關(guān)于FGH96 和IN718 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫條件下斷裂行為研究更是鮮有報(bào)道.

以航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤與渦輪軸的可靠連接為應(yīng)用背景，采用慣性摩擦焊工藝方法實(shí)現(xiàn)了FGH96和IN718 異質(zhì)材料的連接，研究了FGH96 和IN718異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸斷裂行為及特征，為航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵部件安全評(píng)價(jià)及壽命預(yù)測(cè)提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)及理論支持，保障航空發(fā)動(dòng)機(jī)安全穩(wěn)定運(yùn)行.

1 試驗(yàn)方法

選用的試驗(yàn)材料分別為粉末冶金高溫合金FGH96 和鎳基變形高溫合金IN718 管材，焊前均為固溶+時(shí)效態(tài)，化學(xué)成分如表1 和表2 所示.FGH96 母材組織如圖1 所示，主要由γ 基體+γ′ 強(qiáng)化相組成，呈典型等軸晶形貌，γ′ 強(qiáng)化相在晶界及晶內(nèi)彌散析出；IN718 母材組織如圖2 所示，主要由γ 基體+δ 相強(qiáng)化相組成，晶粒尺寸大小不一，δ 強(qiáng)化相呈短棒狀和橢球狀，主要分布在晶界處，但晶內(nèi)也有少量分布.

圖1 粉末高溫合金FGH96 母材組織Fig.1 Structure of FGH96 base metal of powder superalloy.(a) microstructure under optical microscope;(b) γ' phase distribution under SEM

圖2 變形高溫合金IN718 母材組織Fig.2 Structure of the base material of deformed superalloy IN718.(a) microstructure under optical microscope;(b) δ phase distribution under SEM

表1 FGH96 合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table1 Composition of FGH96 alloy

表2 IN718 合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table2 composition of IN718 alloy

試驗(yàn)設(shè)備選用哈爾濱焊接研究所有限公司自主研發(fā)HWI-IFW-600 型號(hào)慣性摩擦焊機(jī)，最大焊接力600 t.焊前用酒精擦拭焊接表面，去除油污和雜質(zhì).圖3 為IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭宏觀形貌，從圖3 可知，IN718 和FGH96側(cè)均形成了光滑卷曲的飛邊，但I(xiàn)N718 側(cè)飛邊明顯大于FGH96 側(cè)，并在兩側(cè)飛邊中間存在薄片狀氧化物.為了更加系統(tǒng)的研究IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸的斷裂特征，首先對(duì)焊接接頭顯微組織形貌進(jìn)行了分析，然后對(duì)拉伸試樣分別進(jìn)行了斷口分析和斷裂位置研究，對(duì)拉斷后試樣FGH96 側(cè)沿垂直斷裂面方向進(jìn)行縱拋，觀察橫截面上試樣具體的斷裂位置；對(duì)拉斷后試樣IN718側(cè)進(jìn)行掃描電鏡觀察，分析斷口形貌及斷裂特征.

圖3 IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of IN718/FGH96 heteroalloy inertial friction welding joint

2 結(jié)果與討論

2.1 慣性摩擦焊接頭顯微組織

采用掃描電子顯微鏡對(duì)IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭顯微組織進(jìn)行分析，圖4 為IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭顯微組織.由圖可以看到，在慣性摩擦焊接過程強(qiáng)熱力耦合作用下，焊縫區(qū)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小而均勻的等軸晶粒，晶粒尺寸約2 μm，F(xiàn)GH96 側(cè)原始彌散分布的細(xì)小γ′ 強(qiáng)化相和IN718 側(cè)原始短棒狀δ 強(qiáng)化相在焊縫區(qū)基本全部溶解，F(xiàn)GH96 側(cè)在焊后冷卻過程中僅在晶界處析出少量γ′ 強(qiáng)化相，IN718側(cè)焊縫區(qū)強(qiáng)化相全部消失，焊縫區(qū)顯微組織分別如圖4a，4d 所示.相比于焊縫區(qū)，熱力影響區(qū)受到的力和熱的綜合作用較小，相比于焊縫區(qū)晶粒變形較小，僅有部分變形晶粒在焊接熱的作用下發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶程度遠(yuǎn)小于焊縫區(qū)，因此該區(qū)域呈粗晶與細(xì)晶共存特征，顯微組織如圖4b，4e 所示，從圖中可以看到FGH96 側(cè)晶內(nèi)γ′ 強(qiáng)化相基本全部溶解，晶界處γ′ 強(qiáng)化相分布較多，IN718 側(cè)δ 強(qiáng)化相仍發(fā)生部分溶解，短棒狀形貌消失.熱影響區(qū)由于只經(jīng)受了焊接熱過程作用，顯微組織特征基本與母材區(qū)相似，只是γ′ 強(qiáng)化相和δ 強(qiáng)化相開始發(fā)生溶解，尺寸逐漸變小.

圖4 IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭顯微組織Fig.4 Microstructure of IN718/FGH96 heterogeneous superalloy inertial friction welding joint.(a) weld zone on FGH96 side;(b) thermal influence zone on FGH96 side;(c) heat affected zone on FGH96 side;(d) weld zone on IN718 side;(e) thermal affected zone on the IN718 side;(f) thermal affected zone on the IN718 side

2.2 高溫拉伸性能測(cè)試分析

按照ASTM E21-20 航空標(biāo)準(zhǔn)對(duì)IN718/FGH96異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭進(jìn)行650 ℃高溫拉伸性能測(cè)試，高溫拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)和拉伸試樣如表3和圖5 所示.從圖中可知高溫拉伸試樣破壞位置主要位于焊縫區(qū)，究其原因是由于慣性摩擦焊過程中焊縫區(qū)溫度可達(dá)1 200 ℃，超過了γ′強(qiáng)化相和δ 強(qiáng)化相的固溶溫度，焊縫區(qū)的γ′強(qiáng)化相和δ 強(qiáng)化相基本全部溶于基體，使γ′相和δ 相在FGH96 和IN718合金中的沉淀強(qiáng)化作用消失，焊縫區(qū)強(qiáng)度降低，成為拉伸試樣中的性能薄弱區(qū)域.從表3 中可知，雖然拉伸試樣均斷裂于焊縫區(qū)，但接頭平均抗拉強(qiáng)度為1 080.8 MPa，基本與IN718 母材等強(qiáng)，并且從圖5a 中可以發(fā)現(xiàn)，除3 號(hào)試樣外，1 號(hào)、2 號(hào)、4 號(hào)和5 號(hào)拉伸試樣IN718 側(cè)均發(fā)生了明顯的塑性變形，進(jìn)一步說明焊縫區(qū)強(qiáng)度基本與IN718 母材等強(qiáng)，而造成這一現(xiàn)象的主要原因可能是由于焊縫區(qū)細(xì)小等軸晶組織的細(xì)晶強(qiáng)化作用，使焊縫區(qū)強(qiáng)度得到一定程度的提升.

圖5 IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸試樣及宏觀斷口形貌Fig.5 High temperature tensile specimen and macro fracture morphology of IN718/FGH96 heterogeneous superalloy inertial friction welding joint.(a)high-temperature tensile specimens;(b) high temperature tensile fracture macroscopic morphology

表3 IN718/FGH96 異質(zhì)高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸性能Table 3 High temperature tensile test data of IN718/FGH96 heterogeneous superalloy inertial friction welding joint

圖5b 為接頭高溫拉伸宏觀斷口形貌，從圖中可以發(fā)現(xiàn)高溫拉伸斷口邊緣區(qū)域均存在一定程度的藍(lán)紫色氧化區(qū)，并且拉伸斷口存在兩種不同的斷裂特征，1 號(hào)、2 號(hào)、4 號(hào)拉伸試樣宏觀斷口為“平面+凹坑”狀形貌，3 號(hào)和5 號(hào)拉伸試樣宏觀斷口為“平面+剪切”狀形貌.

2.3 高溫拉伸斷裂特征

針對(duì)圖5 中存在的兩種典型斷口特征，分別選取1 號(hào)、4 號(hào)試樣和3 號(hào)、5 號(hào)試樣進(jìn)行斷口分析.圖6 為FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸1 號(hào)試樣的IN718 側(cè)斷口宏觀形貌和FGH96 側(cè)縱拋金相形貌.從圖6a 中可以觀察到，1 號(hào)試樣高溫拉伸斷口存在a，b，c 3 種典型區(qū)域，a 區(qū)域位于拉伸斷口邊緣，在此區(qū)域內(nèi)存在較多呈黑色片狀形貌，結(jié)合圖5b 中拉伸斷口宏觀形貌可知，黑色片狀形貌為高溫拉伸斷口邊緣位置存在的高溫氧化區(qū)域，究其原因主要是由于在高溫拉伸試驗(yàn)中拉伸試樣邊緣局部區(qū)域首先發(fā)生了開裂，高溫下暴露時(shí)間較長(zhǎng)，發(fā)生了氧化導(dǎo)致顏色較深；隨著裂紋的從邊緣位置向內(nèi)部擴(kuò)展，逐漸形成了圖6a中的b 區(qū)域所示的階梯狀平臺(tái)相貌，從圖中可以發(fā)現(xiàn)b 區(qū)域較為平整，說明在此過程中裂紋擴(kuò)展速度較快；最終由于裂紋擴(kuò)展面積較大，無(wú)法繼續(xù)承受較大的軸向拉力，在軸向拉力的作用下試樣發(fā)生斷裂，形成了c 區(qū)域所示的凹坑形貌；從圖6b 中也可以發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)GH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸過程中裂紋從試樣邊緣沿焊縫熔合線由四周向中心擴(kuò)展，在試樣中心區(qū)域由于IN718 側(cè)強(qiáng)度較低，在軸向拉伸作用下發(fā)生撕裂，形成凹坑狀形貌.

圖6 1 號(hào)試樣拉伸斷口顯微組織和金相形貌Fig.6 Microscopic appearance and metallographic photos of the tensile fracture of specimen No.1.(a) macro fracture morphology of IN718 side of sample No.1;(b) side throw fracture morphology of sample No.1 FGH96

圖7 為圖6a 中a，b，c 3 個(gè)典型區(qū)域電鏡下高倍顯微形貌.從圖7a 中可知，a 區(qū)域微觀形貌呈“結(jié)晶狀”，有金屬光澤，并存在較明顯的氧化區(qū)域，高倍下斷口為細(xì)小等軸晶粒形貌，微觀裂紋沿著晶界進(jìn)行擴(kuò)展，斷裂形式為脆性斷裂；b 區(qū)域斷口形貌較為平整，顯微形貌呈非常細(xì)小的韌窩，說明裂紋在該區(qū)域擴(kuò)展時(shí)基本沒有發(fā)生塑性變形，擴(kuò)展速度較快；c 區(qū)域呈明顯撕裂狀特征，顯微形貌多為撕裂狀的韌窩.

圖7 1 號(hào)試樣IN718 側(cè)斷口典型區(qū)域顯微形貌Fig.7 Micromorphology of typical fracture area on IN718 side of specimen No.1.(a) zone a;(b)zone b;(c) zone c

圖8 為FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸4 號(hào)試樣的IN718 側(cè)斷口宏觀形貌和FGH96 側(cè)縱拋金相形貌.從圖8 可以看出，不論是電鏡下IN718 側(cè)宏觀斷口形貌還是FGH96 側(cè)縱拋金相形貌，均和1 號(hào)試樣斷口形貌極其相似，宏觀斷口均存在a，b，c 3 個(gè)典型區(qū)域，裂紋均由四周向中心區(qū)域擴(kuò)展，并在試樣內(nèi)部發(fā)生斷裂，形成鋸齒狀撕裂形貌.圖9 為4 號(hào)試樣宏觀斷口中a，b，c 3 個(gè)典型區(qū)域電鏡下高倍顯微形貌，從圖中也可以觀察到4 號(hào)試樣a，b，c 3 個(gè)區(qū)域高倍形貌與1 號(hào)試樣高倍形貌基本一致，說明圖5 中體現(xiàn)的FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸斷口中“平臺(tái)+凹坑”狀特征形貌并非個(gè)例，而是具有普遍性和一致性.

圖8 4 號(hào)試樣拉伸斷口顯微組織和金相形貌Fig.8 Microscopic appearance and metallographic photos of the tensile fracture of specimen No.4.(a) macro fracture morphology of IN718 side of sample No.4；(b) side throw fracture morphology of sample No.4 FGH96

圖9 4 號(hào)試樣IN718 側(cè)斷口典型區(qū)域顯微形貌Fig.9 Micromorphology of typical fracture area on IN718 side of specimen No.4.(a) zone a;(b)zone b;(c) zone c

圖10 為FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸3 號(hào)試樣的IN718 側(cè)斷口宏觀形貌和FGH96 側(cè)縱拋金相形貌.結(jié)合圖5 中3 號(hào)試樣斷口特征，從圖10a 中可以觀察到3 號(hào)試樣斷口可以分為a，b，c 和d 4 個(gè)典型區(qū)域，a 和b 區(qū)域?yàn)榱鸭y擴(kuò)展形成的平面，垂直于軸向應(yīng)力方向，c 和d 區(qū)域?yàn)樵嚇影l(fā)生剪切斷裂而形成的與軸向接近45°的剪切斷口形貌；從圖10b 中拉伸斷口縱拋面也可以看到，裂紋從試樣邊緣位置沿焊縫熔合線向試樣內(nèi)部擴(kuò)展，擴(kuò)展一定距離后，試樣斷裂面受力不均勻，并且由于IN718 側(cè)強(qiáng)度較低，在軸向拉力的作用下IN718 側(cè)發(fā)生剪切斷裂，形成如圖10b 所示的典型剪切狀形貌.

圖10 3 號(hào)試樣拉伸斷口顯微組織和金相形貌Fig.10 Microscopic appearance and metallographic photos of the tensile fracture of specimen No.3.(a) macro fracture morphology of IN718 side of sample No.3;(b) side throw fracture morphology of sample No.3 FGH96

圖11 為3 號(hào)試樣拉伸斷口a，b，c 和d 4 個(gè)典型區(qū)域的高倍顯微形貌，a 區(qū)域高倍下斷口為細(xì)小等軸晶粒形貌，微觀裂紋沿著晶界進(jìn)行擴(kuò)展，斷裂形式為脆性斷裂；b 區(qū)域斷口較為平整，顯微形貌呈非常細(xì)小的韌窩；c 區(qū)域呈明顯撕裂狀特征，顯微形貌多為撕裂狀的韌窩；d 區(qū)域顯微形貌為與軸向呈45°的拉長(zhǎng)韌窩，屬于典型剪切斷裂特征.

圖11 3 號(hào)試樣IN718 側(cè)斷口典型區(qū)域顯微形貌Fig.11 Micromorphology of typical fracture area on IN718 side of specimen No.3.(a) zone a;(b)zone b;(c) zone c;(d) zone d

圖12 為FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸5 號(hào)試樣的IN718 側(cè)斷口宏觀形貌和FGH96 側(cè)縱拋金相形貌.從圖中可以觀察到，5 號(hào)試樣斷口形貌與3 號(hào)試樣基本一致，裂紋均由試樣邊緣區(qū)域產(chǎn)生后沿焊縫中心熔合線逐漸向內(nèi)部擴(kuò)展，形成由a 和b 區(qū)域所組成的平臺(tái)區(qū)，裂紋擴(kuò)展到一定程度后在軸向拉力作用下沿IN718 側(cè)發(fā)生剪切斷裂，形成“平臺(tái)+剪切”狀特征的斷口形貌.圖13 為5 號(hào)試樣拉伸斷口a，b，c 和d 4 個(gè)典型區(qū)域的高倍顯微形貌，與3 號(hào)試樣拉伸斷口高倍顯微組織形貌基本一致.

圖12 5 號(hào)試樣拉伸斷口顯微組織和金相形貌Fig.12 Microscopic appearance and metallographic photos of the tensile fracture of specimen No.5.(a) macro fracture morphology of IN718 side of sample No.5;(b) side throw fracture morphology of sample No.5 FGH96

圖13 5 號(hào)試樣IN718 側(cè)斷口典型區(qū)域顯微形貌Fig.13 Micromorphology of typical fracture area on IN718 side of specimen No.5.(a) zone a;(b)zone b;(c) zone c;(d) zone d

通過對(duì)FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸試驗(yàn)1 號(hào)、4 號(hào)試樣和3 號(hào)、5 號(hào)試樣進(jìn)行對(duì)比分析后發(fā)現(xiàn)，不論是“平臺(tái)+凹坑”狀斷口還是“平臺(tái)+剪切”狀斷口，焊接接頭高溫拉伸試樣起裂位置、裂紋擴(kuò)展途徑基本一致，主要由于焊縫區(qū)γ′和δ 強(qiáng)化相溶解，強(qiáng)度降低，裂紋最先產(chǎn)生于拉伸試樣邊緣區(qū)域的焊縫處，隨后裂紋沿焊縫中心細(xì)小等軸晶界向試樣內(nèi)部擴(kuò)展，最終在軸向拉力的作用下發(fā)生瞬時(shí)斷裂，而形成“平臺(tái)+凹坑”形貌和“平臺(tái)+剪切”狀形貌，兩類斷口特征的主要原因是初始裂紋產(chǎn)生的位置不同，當(dāng)初始裂紋在拉伸試樣邊緣焊縫區(qū)四周均產(chǎn)生時(shí)，裂紋從試樣四周沿焊縫向內(nèi)部擴(kuò)展形成“平臺(tái)+凹坑”狀斷口特征；當(dāng)初始裂紋僅在拉伸試樣邊緣焊縫區(qū)局部區(qū)域出現(xiàn)時(shí)，隨著裂紋沿焊縫向內(nèi)部擴(kuò)展，便形成“平臺(tái)+剪切”狀斷口特征.

3 結(jié)論

(1)由于焊接過程強(qiáng)烈熱力耦合作用，焊縫區(qū)經(jīng)過再結(jié)晶形成典型等軸晶組織，晶粒尺寸約2 μm，F(xiàn)GH96 側(cè)僅在晶界處析出少量γ′ 強(qiáng)化相，IN718 側(cè)δ 強(qiáng)化相全部溶解消失；熱力影響區(qū)呈粗晶與細(xì)晶共存特征，F(xiàn)GH96 側(cè)晶內(nèi)γ′強(qiáng)化相基本全部溶解，晶界處γ′ 強(qiáng)化相分布較多，IN718 側(cè)δ 強(qiáng)化相發(fā)生部分溶解，短棒狀形貌消失；熱影響區(qū)顯微組織特征基本與母材區(qū)相似，只是γ′ 和δ 強(qiáng)化相開始發(fā)生溶解，尺寸逐漸變小.

(2) FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭650 ℃高溫拉伸雖然斷裂在焊縫區(qū)，但平均抗拉強(qiáng)度可達(dá)1 080.8 MPa，與IN718 母材等強(qiáng)，究其原因主要是由于焊縫區(qū)γ′和δ 強(qiáng)化相溶解，固溶強(qiáng)化效果消失，導(dǎo)致焊縫區(qū)強(qiáng)度降低，而焊縫區(qū)再結(jié)晶形成的等軸組織細(xì)晶強(qiáng)化作用使焊縫區(qū)強(qiáng)度得到一定程度提升，二者綜合作用導(dǎo)致焊接接頭雖然斷裂在焊縫區(qū)，但抗拉強(qiáng)度與IN718 母材等強(qiáng).

(3) FGH96/IN718 異種高溫合金慣性摩擦焊接頭高溫拉伸形成“平臺(tái)+凹坑”形貌和“平臺(tái)+剪切”狀形貌兩類斷口特征的主要原因是初始裂紋產(chǎn)生的位置不同.當(dāng)初始裂紋在拉伸試樣邊緣焊縫區(qū)四周均產(chǎn)生時(shí)，裂紋從試樣四周沿焊縫向內(nèi)部擴(kuò)展形成“平臺(tái)+凹坑”狀斷口特征；當(dāng)初始裂紋僅在拉伸試樣邊緣焊縫局部區(qū)域出現(xiàn)時(shí)，隨著裂紋沿焊縫向內(nèi)部擴(kuò)展，便形成“平臺(tái)+剪切”狀斷口特征.