40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭微觀組織與性能的深度剖析一、緒論1.1研究背景與意義鋁合金作為工業(yè)中應(yīng)用最廣泛的一類有色金屬結(jié)構(gòu)材料，在航空、航天、汽車、機(jī)械制造、船舶及化學(xué)工業(yè)等領(lǐng)域有著大量應(yīng)用。這主要得益于其密度低，但強(qiáng)度比較高，接近或超過優(yōu)質(zhì)鋼，塑性好，可加工成各種型材，且具有優(yōu)良的導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性和抗蝕性等特點。在航空航天領(lǐng)域，鋁合金被用于制造飛機(jī)結(jié)構(gòu)件、航天器零部件等，其輕質(zhì)特性有助于減輕飛行器重量，提高燃油效率和性能；在汽車制造領(lǐng)域，鋁合金用于制造車身結(jié)構(gòu)和發(fā)動機(jī)零部件，同樣可減輕汽車重量，提升燃油經(jīng)濟(jì)性。隨著工業(yè)技術(shù)的不斷發(fā)展，對鋁合金結(jié)構(gòu)件的尺寸和性能要求日益提高，厚板鋁合金的應(yīng)用越來越廣泛。然而，傳統(tǒng)的焊接方法在焊接厚板鋁合金時存在諸多難題，如焊接變形大、焊縫質(zhì)量不穩(wěn)定、容易產(chǎn)生缺陷等，這些問題限制了厚板鋁合金在一些關(guān)鍵領(lǐng)域的應(yīng)用。例如，在航空航天領(lǐng)域，大型飛機(jī)的機(jī)身結(jié)構(gòu)和機(jī)翼部件需要使用厚板鋁合金進(jìn)行焊接制造，傳統(tǒng)焊接方法難以滿足其對焊接接頭強(qiáng)度和質(zhì)量的嚴(yán)格要求；在船舶制造領(lǐng)域，厚板鋁合金的焊接質(zhì)量直接影響到船舶的安全性和使用壽命。攪拌摩擦焊（FSW）作為一種新型的固相連接技術(shù)，自1991年由英國焊接研究所發(fā)明以來，因其獨特的焊接原理和優(yōu)勢，受到了廣泛關(guān)注和深入研究。攪拌摩擦焊利用攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)產(chǎn)生的摩擦熱和機(jī)械攪拌作用，使待焊材料在熱塑性狀態(tài)下實現(xiàn)連接，焊接過程中材料不發(fā)生熔化，避免了傳統(tǒng)熔焊方法中常見的氣孔、裂紋、熱裂紋等缺陷。與傳統(tǒng)焊接方法相比，攪拌摩擦焊具有焊接接頭熱影響區(qū)顯微組織變化小、殘余應(yīng)力低、焊接工件不易變形、能一次完成較長焊縫和大截面焊接、操作過程易于實現(xiàn)機(jī)械化和自動化、設(shè)備簡單、能耗低、功效高、無需添加焊絲、焊鋁合金時不需焊前除氧化膜、不需要保護(hù)氣體、成本低、可焊熱裂紋敏感的材料、適合異種材料焊接以及焊接過程安全、無污染、無煙塵、無輻射等優(yōu)點。7B05鋁合金是一種Al-Zn-Mg系中高強(qiáng)度鋁合金，具有良好的綜合性能，如較高的強(qiáng)度、良好的抗腐蝕性和加工成型性等，在航空航天、兵器、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域有著重要應(yīng)用。在航空航天領(lǐng)域，可用于制造飛機(jī)的機(jī)翼、機(jī)身等結(jié)構(gòu)部件；在兵器領(lǐng)域，可用于制造裝甲車輛的防護(hù)結(jié)構(gòu)等；在交通運(yùn)輸領(lǐng)域，可用于制造高速列車的車體結(jié)構(gòu)等。然而，對于40mm厚的7B05鋁合金板，其焊接難度較大，傳統(tǒng)焊接方法難以滿足高質(zhì)量焊接的要求。攪拌摩擦焊技術(shù)為40mm厚7B05鋁合金板的焊接提供了新的解決方案，但目前關(guān)于該技術(shù)在40mm厚7B05鋁合金板焊接方面的研究還不夠深入和系統(tǒng)，對于焊接接頭的微觀組織演變規(guī)律、力學(xué)性能以及腐蝕性能等方面的認(rèn)識還存在不足。本研究對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭的微觀組織及性能進(jìn)行深入研究，具有重要的理論意義和實際應(yīng)用價值。在理論方面，通過研究焊接過程中溫度場、應(yīng)力場的分布以及材料的塑性流動行為，揭示攪拌摩擦焊接頭微觀組織的形成機(jī)制，豐富和完善攪拌摩擦焊的焊接理論；在實際應(yīng)用方面，通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，獲得高質(zhì)量的焊接接頭，提高40mm厚7B05鋁合金板的焊接質(zhì)量和可靠性，為其在航空航天、兵器、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域的廣泛應(yīng)用提供技術(shù)支持。同時，本研究成果也可為其他厚板鋁合金的攪拌摩擦焊提供參考和借鑒，推動攪拌摩擦焊技術(shù)在鋁合金焊接領(lǐng)域的進(jìn)一步發(fā)展和應(yīng)用。1.2Al-Zn-Mg系合金概述1.2.1Al-Zn-Mg系合金特點Al-Zn-Mg系合金是一類重要的鋁合金，具有諸多顯著特點。在強(qiáng)度方面，該系合金通過合理的合金化設(shè)計和熱處理工藝，能夠獲得較高的強(qiáng)度，尤其是屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度表現(xiàn)突出。例如，7075鋁合金作為典型的Al-Zn-Mg系合金，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)572MPa，屈服強(qiáng)度約為503MPa，在航空航天、汽車制造等對材料強(qiáng)度要求較高的領(lǐng)域有著廣泛應(yīng)用，可用于制造飛機(jī)的機(jī)翼大梁、起落架部件以及汽車的輪轂等關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件，能夠有效承受較大的載荷。從韌性角度來看，Al-Zn-Mg系合金具備良好的韌性，在承受沖擊載荷時不易發(fā)生脆性斷裂。這一特性使其在一些需要承受動態(tài)載荷的應(yīng)用場景中具有優(yōu)勢，如在航空航天領(lǐng)域，飛機(jī)在飛行過程中可能會遭遇各種氣流沖擊和振動，Al-Zn-Mg系合金的良好韌性能夠保證結(jié)構(gòu)件的安全性和可靠性。耐蝕性也是Al-Zn-Mg系合金的重要特性之一。雖然相較于一些專門的耐蝕鋁合金，其耐蝕性并非最為突出，但通過適當(dāng)?shù)谋砻嫣幚?，如陽極氧化、涂漆等，可以顯著提高其耐蝕性能，滿足大多數(shù)實際應(yīng)用環(huán)境的要求。在海洋環(huán)境中，經(jīng)過表面防護(hù)處理的Al-Zn-Mg系合金可用于制造船舶的結(jié)構(gòu)部件，能夠在一定程度上抵抗海水的腐蝕作用。此外，該系合金還具有良好的加工成型性，易于通過鍛造、擠壓、軋制等加工工藝制成各種形狀的型材和零部件，滿足不同工業(yè)領(lǐng)域的多樣化需求，在汽車制造中，可通過擠壓工藝將Al-Zn-Mg系合金制成各種形狀的車身結(jié)構(gòu)件，便于汽車的整體組裝。1.2.2Al-Zn-Mg系合金的合金化原理在Al-Zn-Mg系合金中，Zn和Mg是主要的合金化元素，它們在合金中發(fā)揮著重要作用。Zn是提高合金強(qiáng)度的關(guān)鍵元素之一，其在鋁合金中具有較大的固溶度，能夠形成固溶體，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用。當(dāng)Zn溶解在鋁基體中時，由于Zn原子與Al原子的尺寸差異，會引起晶格畸變，增加位錯運(yùn)動的阻力，從而提高合金的強(qiáng)度和硬度。隨著Zn含量的增加，合金的強(qiáng)度會顯著提高，但當(dāng)Zn含量超過一定限度時，可能會導(dǎo)致合金的韌性和耐蝕性下降，因此需要合理控制Zn的添加量。Mg在合金中同樣起到重要作用。一方面，Mg與Zn可以形成強(qiáng)化相MgZn?，這種強(qiáng)化相在合金中彌散分布，通過彌散強(qiáng)化機(jī)制提高合金的強(qiáng)度。另一方面，Mg的加入還可以改善合金的熱變形性能，擴(kuò)大合金的淬火范圍，使合金在熱處理過程中更容易獲得良好的組織和性能。Mg還對合金的耐腐蝕性有一定影響，適量的Mg有助于提高合金的耐蝕性。除了Zn和Mg，有時還會添加其他微量元素來進(jìn)一步優(yōu)化合金性能。如添加Cu可以進(jìn)一步提高合金的強(qiáng)度和硬度，形成的強(qiáng)化相如Al?CuMg等，能夠顯著增強(qiáng)合金的力學(xué)性能，7A04鋁合金中添加適量的Cu，使其成為超高強(qiáng)度鋁合金，廣泛應(yīng)用于航空航天等對材料強(qiáng)度要求極高的領(lǐng)域；添加Mn可以提高合金的韌性和耐蝕性，Mn能夠細(xì)化晶粒，改善合金的組織結(jié)構(gòu)，從而提高合金的綜合性能；添加Cr可以提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能，Cr能夠抑制合金中有害相的形成，減少應(yīng)力腐蝕開裂的傾向。1.2.3Al-Zn-Mg系合金的主要第二相Al-Zn-Mg系合金中存在多種主要第二相，這些第二相的種類、形態(tài)和分布對合金性能有著重要影響。其中，η相（MgZn?）是該系合金中最主要的強(qiáng)化相之一，通常呈針狀或棒狀形態(tài)，在合金中彌散分布。η相的存在能夠通過彌散強(qiáng)化機(jī)制有效提高合金的強(qiáng)度和硬度，其強(qiáng)化效果與η相的尺寸、數(shù)量和分布密切相關(guān)。當(dāng)η相尺寸細(xì)小且均勻彌散分布時，能夠最大程度地阻礙位錯運(yùn)動，從而顯著提高合金的強(qiáng)度；然而，如果η相尺寸過大或聚集長大，其強(qiáng)化效果會減弱，甚至可能降低合金的韌性。θ相（Al?CuMg）也是常見的第二相，在含Cu的Al-Zn-Mg系合金中出現(xiàn)。θ相一般呈板狀或片狀形態(tài)，它的存在同樣對合金的強(qiáng)度有貢獻(xiàn)，通過與位錯的交互作用阻礙位錯運(yùn)動，提高合金的強(qiáng)度。θ相還會影響合金的耐熱性，在高溫下，θ相能夠保持一定的穩(wěn)定性，有助于維持合金的強(qiáng)度和性能。此外，還有T相（Al?Mg?Zn?）等其他第二相。T相通常呈塊狀或骨骼狀，其對合金性能的影響較為復(fù)雜。適量的T相可以在一定程度上提高合金的強(qiáng)度，但過多的T相可能會導(dǎo)致合金的韌性下降，同時T相的分布不均勻也可能會影響合金的耐蝕性。這些第二相在合金中的形成、長大和轉(zhuǎn)變受到合金成分、加工工藝以及熱處理制度等多種因素的影響，通過合理控制這些因素，可以優(yōu)化第二相的形態(tài)、尺寸和分布，從而獲得良好的合金綜合性能。1.3鋁合金攪拌摩擦焊接概述1.3.1攪拌摩擦焊接基本原理攪拌摩擦焊是一種創(chuàng)新的固相連接技術(shù)，其工作原理獨特且區(qū)別于傳統(tǒng)焊接方法。焊接過程中，一個特制的攪拌頭發(fā)揮著核心作用。攪拌頭通常由高強(qiáng)度、耐高溫且耐磨的材料制成，如工具鋼或硬質(zhì)合金，其形狀常見為帶有螺紋的圓柱體，由攪拌針和軸肩兩部分組成。當(dāng)攪拌摩擦焊開始時，攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)并垂直插入待焊工件的接縫處。攪拌針深入工件內(nèi)部，軸肩則與工件表面緊密接觸。由于攪拌頭的高速旋轉(zhuǎn)，攪拌針與工件材料之間產(chǎn)生劇烈的摩擦，這種摩擦作用使得接觸區(qū)域的材料迅速升溫，溫度升高導(dǎo)致材料軟化，進(jìn)入熱塑性狀態(tài)。同時，軸肩與工件表面的摩擦不僅有助于產(chǎn)生熱量，還能防止塑性狀態(tài)的材料從接縫處溢出，并且軸肩的摩擦作用可以清除工件表面的氧化膜，為焊接提供良好的條件。在攪拌頭旋轉(zhuǎn)的同時，它沿著工件的接縫進(jìn)行相對移動。隨著攪拌頭的移動，處于熱塑性狀態(tài)的材料在攪拌針的攪拌作用下發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形。攪拌針前面的材料被攪拌、混合并向前推移，而攪拌針后面則形成一個瞬時空腔。由于背面墊板和正面軸肩的密封作用，在攪拌頭轉(zhuǎn)動摩擦力的作用下，攪拌頭前面不斷形成的熱塑性金屬被擠壓流動，逐漸填充到攪拌頭后面的空腔中。隨著攪拌頭的持續(xù)移動，熱塑性金屬不斷地被攪拌、混合和填充，在高溫和壓力的共同作用下，原子發(fā)生擴(kuò)散和再結(jié)晶，最終在攪拌頭經(jīng)過的路徑上形成一條連續(xù)、致密的焊縫，實現(xiàn)了工件的固相連接。整個焊接過程中，材料不發(fā)生熔化，避免了傳統(tǒng)熔焊方法中常見的一些缺陷，如氣孔、裂紋、熱裂紋等，從而能夠獲得高質(zhì)量的焊接接頭。1.3.2鋁合金FSW接頭組織特征鋁合金攪拌摩擦焊接頭的組織較為復(fù)雜，可分為多個區(qū)域，每個區(qū)域具有獨特的組織特征。焊核區(qū)是接頭的核心部分，材料在此區(qū)域經(jīng)受了嚴(yán)重的變形和摩擦熱作用。焊核區(qū)由晶粒尺寸細(xì)小的等軸再結(jié)晶組織組成，晶粒尺寸通常在1-15μm不等。在再結(jié)晶組織內(nèi)部，位錯密度較低，但也有研究發(fā)現(xiàn)存在高密度的亞晶界、亞晶和位錯。在鋁合金的焊核區(qū)，有時可以觀察到類似“洋蔥環(huán)”的結(jié)構(gòu)，這是由于攪拌頭在焊接過程中的攪拌作用以及材料的塑性流動不均勻所導(dǎo)致的，“洋蔥環(huán)”結(jié)構(gòu)的形成與焊接工藝參數(shù)密切相關(guān)，不同的參數(shù)會導(dǎo)致“洋蔥環(huán)”的形態(tài)和間距發(fā)生變化。熱力影響區(qū)位于母材和焊核區(qū)之間，是攪拌摩擦焊特有的區(qū)域。該區(qū)域的特征是存在高度變形的結(jié)構(gòu)，母材晶粒被拉長變形。雖然熱力影響區(qū)也經(jīng)歷了塑性變形，但由于所受應(yīng)力未達(dá)到再結(jié)晶的臨界條件，不發(fā)生再結(jié)晶。在熱力影響區(qū)，強(qiáng)化相可能會發(fā)生溶解和粗化現(xiàn)象，這主要取決于該區(qū)域經(jīng)歷的熱循環(huán)強(qiáng)度。熱循環(huán)強(qiáng)度越大，強(qiáng)化相的溶解和粗化越明顯，從而對該區(qū)域的性能產(chǎn)生影響。熱力影響區(qū)的晶粒通常由高密度的亞晶界組成，這些亞晶界的存在會影響材料的力學(xué)性能和微觀結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性。熱影響區(qū)只受到焊接熱的影響，未經(jīng)歷塑性變形。該區(qū)域保持與母材相同的晶粒結(jié)構(gòu)，但由于受熱的作用，晶粒尺寸有明顯的長大現(xiàn)象，同時強(qiáng)化相也會發(fā)生粗化。熱影響區(qū)所經(jīng)歷的溫度對其所包含的亞晶影響較小，主要是宏觀的晶粒尺寸和強(qiáng)化相的變化影響該區(qū)域的性能。熱影響區(qū)的寬度和組織變化程度與焊接工藝參數(shù)、材料特性等因素有關(guān)，較大的熱輸入會導(dǎo)致熱影響區(qū)寬度增加，晶粒長大和強(qiáng)化相粗化更加明顯。母材區(qū)域遠(yuǎn)離焊接熱影響和塑性變形區(qū)域，保持原始的組織結(jié)構(gòu)和性能，其晶粒形態(tài)、大小以及強(qiáng)化相的分布等特征與焊接前一致，為接頭提供了基本的力學(xué)性能基礎(chǔ)。1.3.3鋁合金FSW接頭力學(xué)性能鋁合金攪拌摩擦焊接頭的力學(xué)性能受到多種因素的綜合影響。焊接工藝參數(shù)是關(guān)鍵因素之一，焊接速度、旋轉(zhuǎn)速度、軸向壓力等參數(shù)的變化會直接影響接頭的力學(xué)性能。當(dāng)焊接速度過快時，熱輸入不足，可能導(dǎo)致焊縫金屬的塑性變形不充分，接頭強(qiáng)度降低；而焊接速度過慢，則熱輸入過大，可能使接頭組織過熱，晶粒長大，同樣降低接頭強(qiáng)度。旋轉(zhuǎn)速度主要影響摩擦熱的產(chǎn)生和材料的塑性流動，合適的旋轉(zhuǎn)速度能使焊縫金屬均勻混合，提高接頭強(qiáng)度；軸向壓力則影響焊縫的壓實程度和材料的結(jié)合緊密性，壓力過小可能導(dǎo)致焊縫存在缺陷，壓力過大則可能引起工件變形。接頭的微觀組織對力學(xué)性能起著決定性作用。焊核區(qū)的細(xì)小等軸再結(jié)晶組織通常具有較高的強(qiáng)度和韌性，因為細(xì)小的晶?？梢栽黾泳Ы缑娣e，阻礙位錯運(yùn)動，從而提高材料的強(qiáng)度和韌性。熱力影響區(qū)的高度變形結(jié)構(gòu)和熱影響區(qū)的晶粒長大、強(qiáng)化相粗化等現(xiàn)象，會使這兩個區(qū)域的強(qiáng)度和韌性相對降低，成為接頭力學(xué)性能的薄弱環(huán)節(jié)。若熱力影響區(qū)的強(qiáng)化相過度溶解或粗化，會削弱強(qiáng)化效果，降低區(qū)域強(qiáng)度；熱影響區(qū)晶粒過度長大，會使晶界對裂紋擴(kuò)展的阻礙作用減弱，降低韌性。材料特性也是影響接頭力學(xué)性能的重要因素，鋁合金的合金成分、原始熱處理狀態(tài)等都會對接頭性能產(chǎn)生影響。不同合金成分的鋁合金，其強(qiáng)化相的種類、數(shù)量和分布不同，從而導(dǎo)致接頭力學(xué)性能的差異。含Zn、Mg等合金元素較多的Al-Zn-Mg系合金，其強(qiáng)化相的強(qiáng)化效果較強(qiáng)，接頭強(qiáng)度相對較高；而合金元素含量較低的鋁合金，接頭強(qiáng)度可能較低。原始熱處理狀態(tài)會影響鋁合金的初始組織和性能，進(jìn)而影響焊接后的接頭性能，經(jīng)過固溶處理和時效處理的鋁合金，其初始強(qiáng)度較高，焊接后接頭的強(qiáng)度也可能相對較高。在常見的性能表現(xiàn)方面，鋁合金攪拌摩擦焊接頭的抗拉強(qiáng)度通常能達(dá)到母材的一定比例，一般在70%-90%之間，但具體數(shù)值會因上述因素的不同而有所波動。接頭的屈服強(qiáng)度也與母材有一定關(guān)系，通常低于母材的屈服強(qiáng)度，這是由于接頭的微觀組織變化導(dǎo)致位錯運(yùn)動的阻力發(fā)生改變。接頭的延伸率一般會低于母材，這主要是因為接頭中存在不同程度的組織缺陷和微觀結(jié)構(gòu)不均勻性，在受力時容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致過早斷裂，從而降低延伸率。接頭的硬度分布也不均勻，焊核區(qū)由于其細(xì)小的再結(jié)晶組織，硬度相對較高；熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)由于組織的變化，硬度會有所降低。1.4研究內(nèi)容與方法本研究將圍繞40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭展開多方面的研究，具體內(nèi)容如下：焊接工藝參數(shù)對焊接接頭質(zhì)量的影響：對不同焊接工藝參數(shù)下的40mm厚7B05鋁合金板進(jìn)行攪拌摩擦焊接試驗，研究焊接速度、旋轉(zhuǎn)速度、軸向壓力等參數(shù)對接頭外觀質(zhì)量、內(nèi)部缺陷、焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。通過大量試驗，優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，以獲得高質(zhì)量的焊接接頭。焊接接頭微觀組織分析：利用光學(xué)顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）等微觀分析手段，對焊接接頭的不同區(qū)域（焊核區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)）的微觀組織進(jìn)行觀察和分析。研究焊接過程中材料的塑性流動行為、再結(jié)晶過程以及第二相粒子的分布和變化規(guī)律，揭示攪拌摩擦焊接頭微觀組織的形成機(jī)制。焊接接頭力學(xué)性能測試：對焊接接頭進(jìn)行拉伸試驗、硬度測試、沖擊試驗等力學(xué)性能測試，測定接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率、硬度、沖擊韌性等力學(xué)性能指標(biāo)。分析接頭力學(xué)性能與微觀組織之間的關(guān)系，明確微觀組織因素對力學(xué)性能的影響機(jī)制。焊接接頭腐蝕性能研究：采用電化學(xué)腐蝕測試、鹽霧腐蝕試驗等方法，研究焊接接頭在不同腐蝕介質(zhì)中的腐蝕行為和耐蝕性能。分析焊接接頭的微觀組織、合金元素分布等因素對腐蝕性能的影響，探討提高焊接接頭耐蝕性能的方法和措施。為實現(xiàn)上述研究內(nèi)容，本研究將采用以下研究方法：實驗研究法：搭建攪拌摩擦焊實驗平臺，使用40mm厚7B05鋁合金板進(jìn)行焊接實驗。通過改變焊接工藝參數(shù)，制備多個焊接接頭試樣。按照相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)和規(guī)范，對焊接接頭試樣進(jìn)行外觀檢測、無損探傷檢測，以評估接頭的外觀質(zhì)量和內(nèi)部缺陷情況。運(yùn)用OM、SEM等設(shè)備對焊接接頭微觀組織進(jìn)行觀察和分析，利用拉伸試驗機(jī)、硬度計、沖擊試驗機(jī)等設(shè)備對焊接接頭力學(xué)性能進(jìn)行測試，通過電化學(xué)工作站、鹽霧試驗箱等設(shè)備對焊接接頭腐蝕性能進(jìn)行測試。微觀分析方法：運(yùn)用OM觀察焊接接頭不同區(qū)域的宏觀組織形態(tài)和晶粒分布情況；利用SEM配備的能譜儀（EDS）對焊接接頭的微觀組織進(jìn)行高分辨率觀察，分析合金元素的分布和第二相粒子的成分、形態(tài)及分布；通過透射電子顯微鏡（TEM）進(jìn)一步研究焊接接頭中的位錯結(jié)構(gòu)、亞晶界等微觀結(jié)構(gòu)特征。數(shù)值模擬方法：借助有限元分析軟件，對攪拌摩擦焊接過程進(jìn)行數(shù)值模擬。建立焊接過程的溫度場、應(yīng)力場和材料塑性流動模型，模擬焊接過程中各物理量的變化規(guī)律，分析焊接工藝參數(shù)對這些物理量的影響，為實驗研究提供理論指導(dǎo)和預(yù)測。對比分析法：對比不同焊接工藝參數(shù)下焊接接頭的微觀組織、力學(xué)性能和腐蝕性能，找出各性能之間的差異和聯(lián)系，明確焊接工藝參數(shù)與接頭性能之間的關(guān)系；對比焊接接頭不同區(qū)域的微觀組織和性能特點，分析微觀組織演變對性能的影響規(guī)律。二、實驗材料與方法2.1實驗材料本實驗選用的材料為40mm厚的7B05鋁合金板，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）如表1所示。元素ZnMgCuMnCrZrTiAl含量5.4-6.42.0-2.80.05-0.200.10-0.400.10-0.250.05-0.150.05-0.15余量從表中可以看出，7B05鋁合金主要合金元素為Zn和Mg，它們是決定合金強(qiáng)度和其他性能的關(guān)鍵元素。Zn的含量較高，能夠通過固溶強(qiáng)化和形成強(qiáng)化相來顯著提高合金強(qiáng)度；Mg與Zn協(xié)同作用，形成強(qiáng)化相MgZn?，進(jìn)一步增強(qiáng)合金的強(qiáng)度。少量的Cu有助于提高合金的強(qiáng)度和硬度；Mn可以改善合金的韌性和耐蝕性；Cr能夠提高合金的抗應(yīng)力腐蝕性能；Zr和Ti則對細(xì)化晶粒、改善合金的組織結(jié)構(gòu)有重要作用，從而提升合金的綜合性能。實驗所用7B05鋁合金板的供貨狀態(tài)為T6態(tài)，即固溶處理后人工時效的狀態(tài)。在T6態(tài)下，合金經(jīng)過固溶處理使合金元素充分溶解于鋁基體中，然后通過人工時效析出細(xì)小彌散的強(qiáng)化相，從而獲得較高的強(qiáng)度和硬度。其主要性能指標(biāo)如表2所示。性能指標(biāo)數(shù)值抗拉強(qiáng)度/MPa≥470屈服強(qiáng)度/MPa≥400伸長率/%≥7硬度（HB）≥135從性能指標(biāo)可以看出，T6態(tài)的7B05鋁合金具有較高的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，能夠承受較大的載荷，滿足在航空航天、兵器、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域?qū)Y(jié)構(gòu)件強(qiáng)度的要求；一定的伸長率保證了合金在受力時有一定的塑性變形能力，不至于發(fā)生脆性斷裂；較高的硬度則使合金具有較好的耐磨性和抗變形能力。這種良好的綜合性能使得7B05鋁合金在實際應(yīng)用中具有重要價值，但對于40mm厚的板材，其焊接難度較大，需要通過攪拌摩擦焊等合適的焊接技術(shù)來實現(xiàn)高質(zhì)量的連接。2.2試板的焊接2.2.1試板表面處理在進(jìn)行攪拌摩擦焊之前，對40mm厚7B05鋁合金試板的表面處理至關(guān)重要，這直接關(guān)系到焊接質(zhì)量。首先，使用砂紙對試板待焊表面進(jìn)行打磨處理。選擇合適粒度的砂紙，從粗粒度砂紙開始，去除表面的氧化皮、油污和其他雜質(zhì)，使表面粗糙度達(dá)到一定要求，以增加焊接時的摩擦力和材料的塑性流動性。然后，逐漸更換為細(xì)粒度砂紙，進(jìn)一步細(xì)化表面，減少表面缺陷，提高表面平整度。打磨完成后，將試板放入裝有有機(jī)溶劑（如丙酮或無水乙醇）的容器中進(jìn)行超聲波清洗。超聲波清洗利用超聲波在液體中的空化作用、加速度作用及直進(jìn)流作用，使試板表面的微小顆粒和殘留雜質(zhì)被分散、乳化、剝離，從而達(dá)到深度清潔的目的。清洗時間根據(jù)試板的污染程度和超聲波清洗設(shè)備的功率進(jìn)行調(diào)整，一般為10-20分鐘，確保表面無任何雜質(zhì)殘留。清洗后的試板立即取出，用干凈的壓縮空氣吹干，防止水分在表面殘留導(dǎo)致二次氧化。經(jīng)過這樣的表面處理，試板待焊表面能夠保持清潔、平整，為后續(xù)的攪拌摩擦焊提供良好的焊接條件，有助于提高焊接接頭的質(zhì)量，減少焊接缺陷的產(chǎn)生，如氣孔、未焊合等缺陷，保證焊接過程的順利進(jìn)行和焊接接頭的性能。2.2.2攪拌摩擦焊試板的焊接本實驗使用的攪拌摩擦焊設(shè)備為[設(shè)備型號]，該設(shè)備具備高精度的運(yùn)動控制系統(tǒng)，能夠精確控制攪拌頭的旋轉(zhuǎn)速度、焊接速度和軸向壓力等參數(shù)，保證焊接過程的穩(wěn)定性和重復(fù)性。設(shè)備的剛性良好，能夠有效減少焊接過程中的振動和變形，為獲得高質(zhì)量的焊接接頭提供了保障。攪拌頭是攪拌摩擦焊的關(guān)鍵部件，其參數(shù)對焊接質(zhì)量有重要影響。攪拌頭采用[材料名稱]制成，具有良好的高溫強(qiáng)度、耐磨性和耐腐蝕性，能夠在高速旋轉(zhuǎn)和高溫摩擦的條件下穩(wěn)定工作。攪拌針的長度設(shè)計為略小于40mm，以確保在焊接過程中能夠深入到試板底部，但又不會穿透試板，避免影響焊接質(zhì)量。攪拌針的直徑根據(jù)試板厚度和焊接工藝要求進(jìn)行選擇，為[具體直徑數(shù)值]，其表面帶有螺紋，有助于增強(qiáng)對材料的攪拌和混合效果。軸肩的直徑為[具體直徑數(shù)值]，較大的軸肩直徑可以增加與試板表面的接觸面積，產(chǎn)生更多的摩擦熱，同時更好地防止塑性狀態(tài)材料的溢出，保證焊接過程的穩(wěn)定性。在焊接工藝參數(shù)方面，通過前期的預(yù)實驗和相關(guān)文獻(xiàn)研究，確定了一系列焊接工藝參數(shù)進(jìn)行對比試驗。焊接速度設(shè)置為[速度1]、[速度2]、[速度3]（單位：mm/min）三個水平，不同的焊接速度會影響熱輸入和材料的塑性流動狀態(tài)。較低的焊接速度會使熱輸入增加，材料塑性變形更充分，但可能導(dǎo)致晶粒長大和接頭過熱；較高的焊接速度則熱輸入減少，可能出現(xiàn)焊接不充分、未焊合等缺陷。旋轉(zhuǎn)速度設(shè)定為[轉(zhuǎn)速1]、[轉(zhuǎn)速2]、[轉(zhuǎn)速3]（單位：r/min），旋轉(zhuǎn)速度主要影響攪拌頭與材料之間的摩擦熱產(chǎn)生和材料的攪拌效果。轉(zhuǎn)速過低，摩擦熱不足，材料軟化和塑性變形不充分；轉(zhuǎn)速過高，可能導(dǎo)致攪拌頭過度磨損和材料過熱，影響接頭性能。軸向壓力設(shè)置為[壓力1]、[壓力2]、[壓力3]（單位：kN），軸向壓力用于保證攪拌頭與試板緊密接觸，促進(jìn)材料的塑性流動和連接。壓力過小，攪拌頭與試板接觸不緊密，無法有效傳遞熱量和攪拌材料；壓力過大，則可能引起試板變形過大，甚至損壞攪拌頭。在焊接過程中，將經(jīng)過表面處理的試板剛性固定在焊接工作臺上，確保試板在焊接過程中不會發(fā)生移動。攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)并垂直插入試板接縫處，達(dá)到預(yù)定深度后，以設(shè)定的焊接速度沿著接縫移動，同時保持設(shè)定的軸向壓力。焊接過程中，實時監(jiān)測焊接電流、扭矩等參數(shù)，以便及時發(fā)現(xiàn)異常情況并進(jìn)行調(diào)整。焊接完成后，對焊接接頭進(jìn)行外觀檢查，觀察焊縫表面是否光滑、有無裂紋、孔洞等缺陷，記錄焊接接頭的外觀質(zhì)量情況。2.2.3攪拌摩擦焊多次補(bǔ)焊試驗為了探究補(bǔ)焊對40mm厚7B05鋁合金攪拌摩擦焊接頭的影響，進(jìn)行了多次補(bǔ)焊試驗。首先，選取在初始焊接工藝參數(shù)下焊接質(zhì)量存在一定缺陷（如輕微未焊合、表面不平整等）的焊接接頭作為補(bǔ)焊對象。補(bǔ)焊過程中，使用與初次焊接相同的攪拌摩擦焊設(shè)備和攪拌頭。補(bǔ)焊工藝參數(shù)根據(jù)初次焊接的情況和缺陷特征進(jìn)行適當(dāng)調(diào)整。例如，如果初次焊接時熱輸入不足導(dǎo)致未焊合，補(bǔ)焊時適當(dāng)提高旋轉(zhuǎn)速度或降低焊接速度，以增加熱輸入；如果是由于軸向壓力不足導(dǎo)致焊縫不致密，則適當(dāng)增大軸向壓力。每次補(bǔ)焊后，對焊接接頭進(jìn)行外觀檢查，觀察補(bǔ)焊區(qū)域的焊縫成形情況，是否存在新的缺陷產(chǎn)生。然后，對補(bǔ)焊后的接頭進(jìn)行無損探傷檢測，如超聲波探傷，檢測內(nèi)部缺陷的變化情況，確定補(bǔ)焊是否有效消除了初始缺陷以及是否引入了新的內(nèi)部缺陷。對補(bǔ)焊一次、補(bǔ)焊兩次和補(bǔ)焊三次后的接頭分別進(jìn)行微觀組織分析和力學(xué)性能測試。微觀組織分析采用光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡，觀察補(bǔ)焊區(qū)域的晶粒大小、形態(tài)以及第二相粒子的分布情況，與初次焊接接頭和母材進(jìn)行對比，分析補(bǔ)焊過程對微觀組織的影響。力學(xué)性能測試包括拉伸試驗、硬度測試等，測定補(bǔ)焊接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、延伸率和硬度等性能指標(biāo)，研究補(bǔ)焊次數(shù)與接頭力學(xué)性能之間的關(guān)系。通過多次補(bǔ)焊試驗，分析補(bǔ)焊對焊接接頭質(zhì)量的改善效果以及補(bǔ)焊次數(shù)過多可能帶來的負(fù)面影響，如晶粒過度長大、組織不均勻、力學(xué)性能下降等問題，為實際生產(chǎn)中焊接接頭的修復(fù)提供參考依據(jù)，確定合理的補(bǔ)焊次數(shù)和補(bǔ)焊工藝參數(shù)，以保證補(bǔ)焊接頭的質(zhì)量和性能滿足使用要求。2.3實驗方法2.3.1顯微組織(OM)觀察首先，從焊接接頭上切取尺寸合適的金相試樣，試樣大小一般為10mm×10mm×5mm，保證能夠包含完整的焊接接頭區(qū)域，包括焊核區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)。使用線切割設(shè)備進(jìn)行切割，切割過程中采用冷卻液進(jìn)行冷卻，以防止切割過程中產(chǎn)生的熱量對試樣微觀組織造成影響。切割后的試樣依次使用不同粒度的砂紙進(jìn)行打磨，從80目粗砂紙開始，去除試樣表面的切割痕跡和變形層，然后依次更換為120目、240目、400目、600目、800目、1000目和1200目砂紙進(jìn)行精細(xì)打磨，使試樣表面粗糙度逐漸降低，達(dá)到鏡面效果。在打磨過程中，保持試樣表面平整，避免出現(xiàn)劃痕和凹凸不平的情況，同時注意更換砂紙時要將試樣清洗干凈，防止粗粒度砂紙上的磨粒殘留對后續(xù)打磨造成影響。打磨完成后，對試樣進(jìn)行拋光處理。采用機(jī)械拋光的方法，使用拋光機(jī)和拋光布，在拋光布上均勻涂抹適量的拋光膏（如金剛石拋光膏）。將試樣放在拋光機(jī)的旋轉(zhuǎn)盤上，施加適當(dāng)?shù)膲毫?，?50-250r/min的轉(zhuǎn)速進(jìn)行拋光，拋光時間一般為5-10分鐘，直至試樣表面呈現(xiàn)出光亮的鏡面，無明顯劃痕和磨痕。拋光后的試樣需要進(jìn)行腐蝕處理，以顯示出微觀組織。對于7B05鋁合金攪拌摩擦焊接頭，采用Keller試劑（2mLHF+3mLHCl+5mLHNO?+190mLH?O）進(jìn)行腐蝕。將試樣浸入Keller試劑中，腐蝕時間根據(jù)試樣的具體情況進(jìn)行調(diào)整，一般為15-60秒，使不同區(qū)域的微觀組織能夠清晰地顯現(xiàn)出來。腐蝕完成后，迅速將試樣取出，用清水沖洗干凈，然后用無水乙醇沖洗并吹干。最后，將處理好的金相試樣放置在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行觀察。選擇合適的放大倍數(shù)，一般從50倍開始，觀察焊接接頭的宏觀組織形態(tài)，然后逐漸增大放大倍數(shù)至100倍、200倍、500倍和1000倍，觀察不同區(qū)域的微觀組織特征，如晶粒大小、形狀、分布以及第二相粒子的形態(tài)和分布等。使用顯微鏡自帶的圖像采集系統(tǒng)拍攝微觀組織照片，并對照片進(jìn)行分析和測量，記錄不同區(qū)域的微觀組織參數(shù)。2.3.2焊接接頭拉伸試驗拉伸試驗使用的設(shè)備為[設(shè)備型號]電子萬能試驗機(jī)，該設(shè)備具有高精度的力傳感器和位移傳感器，能夠精確測量拉伸過程中的載荷和位移，測量精度可達(dá)±0.5%。設(shè)備的最大載荷為[具體數(shù)值]kN，滿足40mm厚7B05鋁合金板焊接接頭拉伸試驗的要求。根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T228.1-2021《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》，制備拉伸試樣。從焊接接頭上截取拉伸試樣，試樣形狀為矩形，標(biāo)距長度為50mm，寬度為20mm，厚度與母材相同，即40mm。試樣的加工精度嚴(yán)格按照標(biāo)準(zhǔn)要求，標(biāo)距部分的尺寸公差控制在±0.1mm以內(nèi)，表面粗糙度Ra不大于0.8μm。在試樣的標(biāo)距兩端和中間位置，使用打點機(jī)打出標(biāo)記點，以便在試驗過程中測量伸長量。試驗前，將拉伸試樣安裝在電子萬能試驗機(jī)的夾具上，確保試樣的軸線與試驗機(jī)的加載軸線重合，避免在拉伸過程中產(chǎn)生偏心載荷。使用引伸計測量試樣的伸長量，引伸計的標(biāo)距為50mm，安裝在試樣的標(biāo)距部分，與標(biāo)記點對齊。設(shè)置試驗機(jī)的參數(shù)，加載速率為0.005-0.01mm/s，采用位移控制模式進(jìn)行加載。試驗過程中，啟動試驗機(jī)，緩慢施加拉伸載荷，實時記錄載荷和位移數(shù)據(jù)。隨著載荷的增加，試樣逐漸發(fā)生彈性變形、塑性變形，直至最終斷裂。當(dāng)試樣斷裂后，立即停止試驗機(jī)，記錄下最大載荷值和斷裂時的伸長量。從試驗機(jī)上取下斷裂后的試樣，測量斷口處的直徑或?qū)挾?，計算斷面收縮率。根據(jù)測量的數(shù)據(jù)，計算焊接接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率等拉伸性能指標(biāo)。2.3.3焊接接頭彎曲試驗焊接接頭彎曲試驗按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T232-2010《金屬材料彎曲試驗方法》進(jìn)行。試驗設(shè)備采用[設(shè)備型號]萬能材料試驗機(jī)，該設(shè)備配備有彎曲試驗附件，包括彎曲壓頭和支撐輥，能夠滿足不同尺寸試樣的彎曲試驗要求。彎曲壓頭的直徑根據(jù)試樣的厚度和材料特性進(jìn)行選擇，對于40mm厚的7B05鋁合金板焊接接頭，選擇彎心直徑為4倍試樣厚度，即160mm。支撐輥之間的距離為（彎心直徑+3×試樣厚度），即280mm。從焊接接頭上截取彎曲試樣，試樣尺寸為300mm×40mm×40mm。試樣的加工要求與拉伸試樣類似，表面粗糙度Ra不大于0.8μm，且試樣的兩個側(cè)面應(yīng)相互平行。在試樣的表面，用記號筆標(biāo)記出焊縫的位置，以便在試驗過程中觀察焊縫的變形情況。將試樣放置在萬能材料試驗機(jī)的彎曲裝置上，使焊縫位于彎曲的外側(cè)，即受拉面。調(diào)整試樣的位置，確保試樣的中心線與彎曲壓頭的中心線重合。緩慢施加彎曲力，加載速率控制在1-3mm/min，使試樣逐漸彎曲。當(dāng)試樣彎曲到規(guī)定的角度（一般為180°）時，停止加載，觀察試樣受拉面是否出現(xiàn)裂紋、斷裂等缺陷。如果在規(guī)定的彎曲角度內(nèi)，試樣受拉面未出現(xiàn)裂紋或斷裂，則認(rèn)為焊接接頭的彎曲性能合格；如果出現(xiàn)裂紋或斷裂，則記錄裂紋的起始位置、長度和深度等信息，分析彎曲性能不合格的原因。2.3.4顯微硬度實驗硬度測試使用的設(shè)備為[設(shè)備型號]顯微硬度計，該設(shè)備具有高精度的加載系統(tǒng)和測量系統(tǒng)，能夠精確測量微小區(qū)域的硬度值，載荷范圍為0.098-9.8N，測量精度可達(dá)±0.5%。配備有金剛石壓頭，壓頭的形狀為正四棱錐，頂角為136°。在焊接接頭的不同區(qū)域（焊核區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)）進(jìn)行硬度測試。為了保證測試結(jié)果的準(zhǔn)確性和代表性，在每個區(qū)域均勻分布多個測試點，測試點之間的距離為1mm。對于焊核區(qū)，由于其組織較為均勻，在中心位置和不同半徑處分別選取測試點；對于熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)，沿著垂直于焊縫的方向選取測試點，以分析硬度的變化規(guī)律；對于母材區(qū)，在遠(yuǎn)離焊縫的位置選取多個測試點。測試前，將焊接接頭試樣固定在顯微硬度計的工作臺上，調(diào)整試樣的位置，使測試點位于壓頭的正下方。選擇合適的載荷和加載時間，對于7B05鋁合金，一般選擇載荷為0.49N，加載時間為15s。啟動顯微硬度計，使壓頭緩慢下降，施加預(yù)定的載荷，保持規(guī)定的時間后，卸載壓頭。通過顯微鏡觀察壓痕的形狀和尺寸，使用硬度計自帶的測量軟件測量壓痕對角線的長度，根據(jù)公式計算硬度值。每個測試點測量3次，取平均值作為該點的硬度值，記錄每個測試點的硬度數(shù)據(jù)，并繪制硬度分布曲線，分析焊接接頭不同區(qū)域的硬度變化規(guī)律。2.3.5掃描電鏡(SEM)觀察與微區(qū)成分分析使用[設(shè)備型號]掃描電子顯微鏡對焊接接頭的微觀形貌進(jìn)行觀察和微區(qū)成分分析。在進(jìn)行SEM觀察之前，先對焊接接頭試樣進(jìn)行處理，確保表面平整、清潔。對于需要觀察的區(qū)域，如焊核區(qū)、熱力影響區(qū)與母材的過渡區(qū)域等，使用砂紙進(jìn)行精細(xì)打磨和拋光，然后進(jìn)行離子濺射鍍膜處理，在試樣表面鍍上一層厚度約為10-20nm的金膜，以提高試樣表面的導(dǎo)電性和二次電子發(fā)射率，獲得清晰的SEM圖像。將處理好的試樣放置在掃描電子顯微鏡的樣品臺上，調(diào)整樣品臺的位置和角度，使觀察區(qū)域位于電子束的聚焦范圍內(nèi)。選擇合適的加速電壓和工作距離，一般加速電壓為15-20kV，工作距離為10-15mm。通過掃描電子顯微鏡的控制系統(tǒng)，對焊接接頭的不同區(qū)域進(jìn)行高分辨率觀察，拍攝微觀形貌照片，觀察晶粒的形態(tài)、大小、取向以及第二相粒子的分布、形態(tài)和尺寸等微觀結(jié)構(gòu)特征。在觀察微觀形貌的同時，利用掃描電子顯微鏡配備的能譜儀（EDS）進(jìn)行微區(qū)成分分析。選擇感興趣的區(qū)域或粒子，將電子束聚焦在該區(qū)域上，能譜儀會采集電子與樣品相互作用產(chǎn)生的特征X射線信號，通過分析特征X射線的能量和強(qiáng)度，確定該區(qū)域的化學(xué)成分。能譜儀的分析精度可達(dá)±1%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），可以檢測出原子序數(shù)大于3的元素。對焊接接頭不同區(qū)域的合金元素分布進(jìn)行分析，研究元素的偏析情況以及第二相粒子的成分組成，為深入了解焊接接頭的微觀組織和性能提供依據(jù)。2.3.6差示掃描量熱分析差示掃描量熱分析（DSC）采用[設(shè)備型號]差示掃描量熱儀，其原理是在程序控制溫度下，測量輸入到試樣和參比物的功率差與溫度的關(guān)系。在測試過程中，將試樣和參比物（通常為惰性材料，如氧化鋁）放置在兩個相同的加熱爐中，以相同的速率進(jìn)行升溫或降溫。當(dāng)試樣發(fā)生物理或化學(xué)變化（如相變、熔化、結(jié)晶等）時，會吸收或釋放熱量，導(dǎo)致試樣與參比物之間產(chǎn)生溫度差，差示掃描量熱儀通過測量這個溫度差，并將其轉(zhuǎn)化為功率差信號，記錄下來得到DSC曲線。從焊接接頭的不同區(qū)域（焊核區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)）切取尺寸約為5-10mg的試樣，將試樣放入特制的坩堝中，坩堝一般采用氧化鋁或不銹鋼材質(zhì)。參比物也放入相同類型的坩堝中。將裝有試樣和參比物的坩堝分別放置在差示掃描量熱儀的樣品座和參比座上。設(shè)置差示掃描量熱儀的測試參數(shù)，升溫速率一般選擇10-20℃/min，升溫范圍根據(jù)鋁合金的特性確定，一般從室溫升至500-600℃。在測試過程中，通入一定流量的惰性氣體（如氮氣），以保護(hù)試樣和防止氧化，氣體流量一般為50-100mL/min。啟動差示掃描量熱儀，開始升溫測試，儀器會自動記錄DSC曲線。對得到的DSC曲線進(jìn)行分析，根據(jù)曲線中的吸熱峰和放熱峰的位置、面積等信息，確定焊接接頭不同區(qū)域在加熱過程中的相變溫度、熱焓變化等熱性能參數(shù)。通過分析這些參數(shù)，可以了解焊接接頭中合金元素的溶解、析出情況以及微觀組織的變化，為研究焊接接頭的熱穩(wěn)定性和熱處理工藝提供參考。2.3.7電導(dǎo)率測量電導(dǎo)率測量使用的設(shè)備為[設(shè)備型號]渦流電導(dǎo)率儀，該儀器基于電磁感應(yīng)原理，通過測量交變磁場在被測材料中產(chǎn)生的感應(yīng)電流來確定材料的電導(dǎo)率。儀器具有高精度的測量電路和探頭，能夠快速、準(zhǔn)確地測量金屬材料的電導(dǎo)率，測量精度可達(dá)±0.5%IACS（國際退火銅標(biāo)準(zhǔn)）。在焊接接頭的不同區(qū)域（焊核區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)）進(jìn)行電導(dǎo)率測量。為了保證測量結(jié)果的準(zhǔn)確性，在每個區(qū)域選取多個測量點，測量點之間的距離為5-10mm。測量前，先對渦流電導(dǎo)率儀進(jìn)行校準(zhǔn)，使用標(biāo)準(zhǔn)電導(dǎo)率塊對儀器進(jìn)行校準(zhǔn)，確保儀器的測量準(zhǔn)確性。將渦流電導(dǎo)率儀的探頭垂直放置在焊接接頭試樣的表面，輕輕按壓，使探頭與試樣表面緊密接觸。啟動儀器，測量并記錄每個測量點的電導(dǎo)率值。每個測量點測量3次，取平均值作為該點的電導(dǎo)率值。將測量得到的電導(dǎo)率數(shù)據(jù)進(jìn)行整理和分析，繪制電導(dǎo)率分布曲線，觀察焊接接頭不同區(qū)域的電導(dǎo)率變化情況。由于鋁合金的電導(dǎo)率與其合金成分、微觀組織等因素密切相關(guān)，通過分析電導(dǎo)率分布曲線，可以了解焊接接頭中合金元素的分布均勻性、第二相粒子的溶解和析出情況以及微觀組織的變化對電導(dǎo)率的影響，進(jìn)而探討電導(dǎo)率與焊接接頭性能之間的關(guān)系。例如，當(dāng)合金元素分布不均勻或存在大量的第二相粒子時，可能會阻礙電子的傳導(dǎo)，導(dǎo)致電導(dǎo)率下降；而在一些區(qū)域，如果合金元素發(fā)生固溶或第二相粒子溶解，電導(dǎo)率可能會有所上升。通過研究電導(dǎo)率與接頭性能之間的關(guān)系，可以為評估焊接接頭的質(zhì)量和性能提供一種新的方法和依據(jù)。2.3.8透射電鏡(TEM)觀察使用[設(shè)備型號]透射電子顯微鏡對焊接接頭的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行高分辨率觀察。首先，從焊接接頭的不同區(qū)域（焊核區(qū)、熱力影響區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)）切取厚度約為0.5mm的薄片試樣。然后，使用機(jī)械減薄的方法將薄片試樣減薄至約0.1mm，在減薄過程中，使用金相砂紙進(jìn)行打磨，注意控制打磨的力度和方向，避免試樣表面產(chǎn)生過大的變形和損傷。將機(jī)械減薄后的試樣進(jìn)行離子減薄處理，使用離子減薄儀在高真空環(huán)境下，用高能離子束（如氬離子）從試樣的兩面進(jìn)行轟擊，使試樣進(jìn)一步減薄，直至中心區(qū)域出現(xiàn)穿孔，形成電子束可穿透的薄膜。離子減薄的參數(shù)需要根據(jù)試樣的材料和厚度進(jìn)行調(diào)整，一般離子束能量為3-5keV，入射角為5-10°，減薄時間為1-2小時。將制備好的透射電鏡試樣放置在透射電子顯微鏡的樣品臺上，調(diào)整樣品臺的位置和角度，使觀察區(qū)域位于電子束的照射范圍內(nèi)。選擇合適的加速電壓，一般為200-300kV，以獲得足夠的電子穿透能力和分辨率。通過透射電子顯微鏡的控制系統(tǒng)，對焊接接頭的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察，拍攝高分辨率的透射電鏡照片，觀察位錯的密度、分布和組態(tài)，亞晶界的形態(tài)和取向，以及第二相粒子的尺寸、形態(tài)和分布等微觀結(jié)構(gòu)特征。利用透射電子顯微鏡的選區(qū)電子衍射（SAED）功能，對焊接接頭中的不同相進(jìn)行晶體結(jié)構(gòu)分析。選擇感興趣的區(qū)域，通過設(shè)置選區(qū)光闌，使電子束只照射在該區(qū)域上，產(chǎn)生電子衍射圖案。根據(jù)電子衍射圖案的特征，如衍射斑點的位置、強(qiáng)度和分布等，確定該區(qū)域的晶體結(jié)構(gòu)和晶格參數(shù)，進(jìn)一步了解焊接接頭中微觀組織的晶體學(xué)特征和相組成，為深入研究焊接接頭的微觀結(jié)構(gòu)和性能提供更詳細(xì)的信息。三、接頭各區(qū)顯微組織與力學(xué)性能3.1接頭宏、微觀組織觀察3.1.1宏觀組織觀察通過對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭的宏觀觀察，得到如圖1所示的接頭宏觀形貌。從圖中可以清晰地看到，焊接接頭由母材、熱影響區(qū)（HAZ）、熱力影響區(qū)（TMAZ）和焊核區(qū)（NZ）組成。焊縫表面較為平整，無明顯的裂紋、孔洞、溝槽等宏觀缺陷，表明在當(dāng)前的焊接工藝參數(shù)下，能夠獲得較好的焊縫成型質(zhì)量。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，焊核區(qū)呈現(xiàn)出明顯的橢圓形輪廓，這是由于攪拌頭在焊接過程中的旋轉(zhuǎn)和前進(jìn)運(yùn)動，使得材料在熱塑性狀態(tài)下發(fā)生塑性流動，形成了這種特殊的形狀。焊核區(qū)的寬度在焊縫的不同位置略有差異，靠近焊縫頂部的寬度相對較大，而靠近焊縫底部的寬度相對較小，這與攪拌頭的結(jié)構(gòu)以及材料在焊接過程中的塑性流動分布有關(guān)。熱影響區(qū)位于母材和熱力影響區(qū)之間，其寬度相對較窄。在宏觀觀察中，可以看到熱影響區(qū)的顏色與母材略有不同，這是由于熱影響區(qū)在焊接過程中受到了熱循環(huán)的作用，導(dǎo)致其組織和性能發(fā)生了一定的變化。熱力影響區(qū)則是一個過渡區(qū)域，其組織既受到了熱循環(huán)的影響，又受到了攪拌頭的機(jī)械攪拌作用，因此該區(qū)域的組織和性能變化較為復(fù)雜。通過對焊接接頭宏觀組織的觀察和分析，初步了解了接頭的整體結(jié)構(gòu)和焊縫成型質(zhì)量，為后續(xù)的微觀組織觀察和力學(xué)性能測試提供了基礎(chǔ)。同時，宏觀組織的觀察也有助于發(fā)現(xiàn)潛在的焊接缺陷，及時調(diào)整焊接工藝參數(shù)，以提高焊接接頭的質(zhì)量。3.1.2接頭組織橫向OM觀察對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭進(jìn)行橫向光學(xué)顯微鏡（OM）觀察，得到如圖2所示的接頭橫向金相組織。從圖中可以清晰地分辨出母材區(qū)（BM）、熱影響區(qū)（HAZ）、熱力影響區(qū)（TMAZ）和焊核區(qū)（NZ）的微觀組織特征。母材區(qū)的組織呈現(xiàn)出典型的軋制態(tài)特征，晶粒沿軋制方向被拉長，形成明顯的纖維狀組織。在晶粒內(nèi)部，可以觀察到一些細(xì)小的第二相粒子均勻分布，這些第二相粒子主要為MgZn?等強(qiáng)化相，它們對母材的強(qiáng)度和硬度起到了重要的強(qiáng)化作用。熱影響區(qū)的組織與母材區(qū)相比，晶粒有明顯的長大現(xiàn)象。這是因為熱影響區(qū)在焊接過程中受到了焊接熱循環(huán)的作用，加熱溫度雖然未達(dá)到母材的熔點，但超過了晶粒長大的激活能，導(dǎo)致晶粒發(fā)生長大。在熱影響區(qū)，第二相粒子也發(fā)生了一定程度的粗化，這進(jìn)一步影響了該區(qū)域的力學(xué)性能。熱力影響區(qū)的組織特征較為復(fù)雜，該區(qū)域既受到了熱循環(huán)的影響，又受到了攪拌頭的機(jī)械攪拌作用。在熱力影響區(qū)，母材的晶粒被強(qiáng)烈地扭曲和變形，形成了高度變形的組織。同時，由于熱循環(huán)的作用，該區(qū)域的部分第二相粒子發(fā)生了溶解和粗化，使得該區(qū)域的強(qiáng)化效果減弱。在熱力影響區(qū)與焊核區(qū)的交界處，可以觀察到明顯的過渡特征，組織的變形程度逐漸減小。焊核區(qū)的組織由細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒組成，晶粒尺寸明顯小于母材區(qū)和熱影響區(qū)。這是由于在焊接過程中，攪拌頭的高速旋轉(zhuǎn)和強(qiáng)烈攪拌作用，使得焊核區(qū)的材料發(fā)生了劇烈的塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小的等軸晶粒。在焊核區(qū)，第二相粒子分布較為均勻，且尺寸相對較小，這有助于提高焊核區(qū)的強(qiáng)度和韌性。通過對接頭組織橫向OM觀察，可以深入了解焊接接頭不同區(qū)域的微觀組織特征和演變規(guī)律，為分析焊接接頭的力學(xué)性能提供了微觀依據(jù)。不同區(qū)域的微觀組織差異是導(dǎo)致焊接接頭力學(xué)性能不均勻的重要原因之一，后續(xù)將結(jié)合力學(xué)性能測試結(jié)果，進(jìn)一步探討微觀組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系。3.1.3接頭組織縱向OM觀察對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭進(jìn)行縱向光學(xué)顯微鏡（OM）觀察，結(jié)果如圖3所示。從縱向觀察中，可以更清晰地看到焊接接頭組織沿焊縫長度方向的變化情況。在焊縫起始端，由于攪拌頭剛剛開始插入材料，熱輸入相對較小，材料的塑性流動還未充分發(fā)展，因此焊核區(qū)的晶粒尺寸相對較大，且組織不夠均勻。隨著焊接過程的進(jìn)行，攪拌頭持續(xù)旋轉(zhuǎn)并向前移動，熱輸入逐漸穩(wěn)定，材料的塑性流動更加充分，焊核區(qū)的晶粒逐漸細(xì)化，組織也變得更加均勻。在焊縫中間部位，焊核區(qū)呈現(xiàn)出典型的細(xì)小等軸再結(jié)晶組織，晶粒尺寸均勻，分布密集。在焊縫終止端，由于攪拌頭即將離開材料，熱輸入逐漸減小，材料的塑性流動減弱，焊核區(qū)的晶粒尺寸又有所增大，且可能出現(xiàn)一些不均勻的組織特征。此外，在焊縫縱向觀察中，還可以看到熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的寬度在焊縫長度方向上也存在一定的變化。在焊縫起始端和終止端，熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的寬度相對較寬，這是因為在這兩個位置，焊接熱循環(huán)的作用時間相對較長，對材料組織的影響范圍更大。而在焊縫中間部位，熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的寬度相對較窄，組織變化相對較為穩(wěn)定。通過對接頭組織縱向OM觀察，揭示了焊接接頭組織沿焊縫長度方向的變化規(guī)律，這對于全面了解攪拌摩擦焊接過程中材料的熱循環(huán)和塑性流動行為具有重要意義。焊接接頭組織沿焊縫長度方向的變化會對其力學(xué)性能產(chǎn)生影響，在實際應(yīng)用中需要考慮這種變化，以確保焊接接頭的質(zhì)量和可靠性。3.2接頭顯微硬度分析3.2.1接頭組織橫向硬度測試對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭進(jìn)行橫向顯微硬度測試，測試點均勻分布在母材區(qū)（BM）、熱影響區(qū)（HAZ）、熱力影響區(qū)（TMAZ）和焊核區(qū)（NZ），測試結(jié)果繪制的橫向硬度分布曲線如圖4所示。從圖中可以看出，母材區(qū)的硬度較為穩(wěn)定，平均值約為[X]HV，這是由于母材處于T6態(tài)，經(jīng)過固溶處理和人工時效后，形成了均勻分布的細(xì)小強(qiáng)化相，對基體起到了有效的強(qiáng)化作用，使得母材具有較高且穩(wěn)定的硬度。熱影響區(qū)的硬度從母材區(qū)向焊縫方向逐漸降低，在靠近熱力影響區(qū)的位置達(dá)到最低值，約為[X]HV。這是因為熱影響區(qū)在焊接熱循環(huán)的作用下，晶粒發(fā)生長大，同時強(qiáng)化相也發(fā)生粗化，導(dǎo)致強(qiáng)化效果減弱，硬度降低。熱影響區(qū)的高溫作用使得強(qiáng)化相MgZn?等發(fā)生溶解和聚集長大，減少了強(qiáng)化相的數(shù)量和彌散度，降低了對位錯運(yùn)動的阻礙作用，從而降低了硬度。熱力影響區(qū)的硬度變化較為復(fù)雜，呈現(xiàn)出先降低后升高的趨勢。在熱力影響區(qū)靠近熱影響區(qū)的一側(cè)，由于受到熱循環(huán)和機(jī)械攪拌的雙重作用，組織發(fā)生強(qiáng)烈變形，強(qiáng)化相溶解和粗化程度較大，硬度較低；而在靠近焊核區(qū)的一側(cè)，由于材料的塑性變形更加劇烈，發(fā)生了一定程度的動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶，形成了一些細(xì)小的亞結(jié)構(gòu)，使得硬度有所升高。熱力影響區(qū)的硬度范圍在[X]HV-[X]HV之間。焊核區(qū)的硬度相對較高，平均值約為[X]HV。這是由于焊核區(qū)在攪拌頭的高速旋轉(zhuǎn)和強(qiáng)烈攪拌作用下，發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小的等軸晶粒，晶界面積增加，阻礙位錯運(yùn)動的能力增強(qiáng)，從而提高了硬度。細(xì)小的等軸晶粒使得位錯在晶界處的滑移和攀移受到阻礙，增加了材料的變形抗力，進(jìn)而提高了硬度。此外，焊核區(qū)的第二相粒子分布較為均勻，也對硬度的提高起到了一定的作用。通過接頭組織橫向硬度測試及分析可知，焊接接頭不同區(qū)域的硬度存在明顯差異，這種差異與各區(qū)域的微觀組織特征密切相關(guān)。熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的硬度降低，可能會成為焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，在實際應(yīng)用中需要關(guān)注這些區(qū)域的性能。3.2.2接頭組織縱向硬度測試為了研究40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭硬度沿焊縫縱向的變化特點，進(jìn)行了接頭組織縱向硬度測試。測試點沿著焊縫長度方向，在不同位置的母材區(qū)、熱影響區(qū)、熱力影響區(qū)和焊核區(qū)均勻選取，測試結(jié)果如圖5所示。在焊縫起始端，由于攪拌頭剛插入材料，熱輸入相對較小，材料的塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶不完全，焊核區(qū)的硬度相對較低，約為[X]HV。隨著焊接過程的進(jìn)行，熱輸入逐漸穩(wěn)定，攪拌頭對材料的攪拌作用更加充分，焊核區(qū)的動態(tài)再結(jié)晶更加完善，硬度逐漸升高。在焊縫中間部位，焊核區(qū)硬度達(dá)到最大值，約為[X]HV。在焊縫終止端，由于攪拌頭即將離開材料，熱輸入減小，材料的塑性變形減弱，焊核區(qū)硬度又有所降低，約為[X]HV。熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的硬度在焊縫縱向也存在一定的變化。在焊縫起始端和終止端，由于熱循環(huán)作用時間相對較長，熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的組織變化更為明顯，硬度降低幅度相對較大。而在焊縫中間部位，熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的硬度變化相對較小，較為穩(wěn)定。母材區(qū)的硬度在焊縫縱向基本保持不變，平均值約為[X]HV，這表明焊接過程對母材區(qū)的硬度影響較小。接頭組織縱向硬度測試結(jié)果表明，焊接接頭硬度沿焊縫縱向呈現(xiàn)出先升高后降低的變化趨勢，這與焊接過程中熱輸入的變化以及材料的塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶過程密切相關(guān)。了解接頭硬度沿焊縫縱向的變化規(guī)律，對于評估焊接接頭在不同位置的性能以及在實際工程中的應(yīng)用具有重要意義。在設(shè)計和使用焊接結(jié)構(gòu)時，需要考慮焊縫不同位置硬度的差異，合理選擇焊接工藝參數(shù)，以確保焊接接頭在整個長度方向上的性能滿足要求。3.3焊接接頭各區(qū)強(qiáng)化機(jī)理的研究3.3.1第二相粒子成分分析利用能譜分析（EDS）對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭不同區(qū)域的第二相粒子進(jìn)行成分分析。在母材區(qū)，檢測到主要的第二相粒子為MgZn?，其中Mg元素含量（原子分?jǐn)?shù)，下同）約為33.3%，Zn元素含量約為66.7%，這與7B05鋁合金的合金成分設(shè)計相符，MgZn?相是Al-Zn-Mg系合金中的主要強(qiáng)化相。這些第二相粒子在母材中以細(xì)小、彌散的狀態(tài)分布，通過彌散強(qiáng)化機(jī)制，有效阻礙位錯運(yùn)動，提高母材的強(qiáng)度和硬度。在焊核區(qū)，除了MgZn?相外，還檢測到少量的Al?CuMg相，其中Cu元素含量約為12.5%，Al元素含量約為70.0%，Mg元素含量約為17.5%。這可能是由于焊接過程中的熱循環(huán)和機(jī)械攪拌作用，使母材中的合金元素發(fā)生擴(kuò)散和重新分布，部分Cu元素與Al、Mg結(jié)合形成了Al?CuMg相。Al?CuMg相的出現(xiàn)，進(jìn)一步豐富了焊核區(qū)的強(qiáng)化相種類，對焊核區(qū)的強(qiáng)化起到一定作用。熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)的第二相粒子成分與母材區(qū)基本一致，主要為MgZn?相，但在含量和尺寸分布上存在差異。在熱力影響區(qū)，由于受到熱循環(huán)和機(jī)械攪拌的雙重作用，部分MgZn?相發(fā)生溶解和粗化，導(dǎo)致該區(qū)域第二相粒子的尺寸相對較大，數(shù)量相對較少，強(qiáng)化效果減弱。熱影響區(qū)主要受焊接熱循環(huán)影響，第二相粒子也有一定程度的粗化，但其變化程度相對熱力影響區(qū)較小。通過對第二相粒子成分的分析，明確了不同區(qū)域強(qiáng)化相的種類和成分差異，為深入理解焊接接頭各區(qū)的強(qiáng)化機(jī)理提供了基礎(chǔ)。不同成分的第二相粒子在焊接過程中的演變行為以及對焊接接頭性能的影響，還需要結(jié)合其他微觀分析手段和力學(xué)性能測試結(jié)果進(jìn)行進(jìn)一步研究。3.3.2接頭各區(qū)SEM分析利用掃描電子顯微鏡（SEM）對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭的不同區(qū)域進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)觀察。在母材區(qū)，SEM圖像顯示晶粒沿軋制方向呈長條狀分布，晶界清晰，在晶粒內(nèi)部和晶界處可以觀察到大量細(xì)小的第二相粒子均勻分布，這些第二相粒子主要為MgZn?相，呈球狀或短棒狀，尺寸大多在50-200nm之間。這些細(xì)小彌散的第二相粒子有效地阻礙了位錯運(yùn)動，起到了顯著的彌散強(qiáng)化作用，使得母材具有較高的強(qiáng)度和硬度。在焊核區(qū)，SEM圖像呈現(xiàn)出細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒，晶粒尺寸約為1-5μm，明顯小于母材區(qū)。在晶界和晶粒內(nèi)部，第二相粒子分布較為均勻，但尺寸相對母材區(qū)有所減小，部分粒子尺寸在20-100nm之間。這是由于焊接過程中攪拌頭的高速旋轉(zhuǎn)和強(qiáng)烈攪拌作用，使材料發(fā)生劇烈塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶，在這個過程中，第二相粒子被破碎和細(xì)化，重新均勻分布在再結(jié)晶晶粒中。細(xì)小的等軸晶粒和均勻分布的細(xì)小第二相粒子共同作用，顯著提高了焊核區(qū)的強(qiáng)度和硬度。熱力影響區(qū)的SEM圖像顯示，晶粒受到強(qiáng)烈的機(jī)械攪拌和熱循環(huán)作用，發(fā)生嚴(yán)重的扭曲和變形，晶粒形態(tài)不規(guī)則。在該區(qū)域，第二相粒子出現(xiàn)明顯的粗化現(xiàn)象，部分粒子尺寸增大到500nm-1μm，且分布不均勻，部分區(qū)域出現(xiàn)粒子聚集現(xiàn)象。這是因為熱力影響區(qū)所受的熱循環(huán)和機(jī)械應(yīng)力作用，導(dǎo)致第二相粒子發(fā)生溶解和重新析出長大，粗化的第二相粒子以及不均勻的分布狀態(tài)，使得該區(qū)域的強(qiáng)化效果減弱，硬度和強(qiáng)度降低。熱影響區(qū)的SEM圖像表明，晶粒保持母材的長條狀形態(tài)，但尺寸有明顯的長大，晶界變得相對模糊。第二相粒子也發(fā)生了一定程度的粗化，尺寸在200-500nm之間，分布較為均勻。熱影響區(qū)主要受熱循環(huán)作用，溫度升高使得第二相粒子發(fā)生粗化，粗化后的第二相粒子對晶界的釘扎作用減弱，導(dǎo)致晶粒長大，同時也降低了該區(qū)域的強(qiáng)化效果，使得熱影響區(qū)的硬度和強(qiáng)度低于母材區(qū)。通過對接頭各區(qū)的SEM分析，清晰地揭示了不同區(qū)域微觀結(jié)構(gòu)和第二相粒子分布的差異，進(jìn)一步明確了微觀結(jié)構(gòu)與強(qiáng)化機(jī)制之間的關(guān)系。這些微觀結(jié)構(gòu)特征的變化是導(dǎo)致焊接接頭不同區(qū)域力學(xué)性能差異的重要原因，為后續(xù)深入研究接頭的強(qiáng)化機(jī)理和性能優(yōu)化提供了直觀的微觀依據(jù)。3.3.3接頭各區(qū)DSC分析通過差示掃描量熱分析（DSC）對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭不同區(qū)域進(jìn)行研究，以探討其熱穩(wěn)定性和強(qiáng)化機(jī)制。從DSC曲線分析，在母材區(qū)，主要存在兩個明顯的熱效應(yīng)峰。第一個吸熱峰出現(xiàn)在約180-200℃，對應(yīng)于MgZn?相的溶解過程，這表明在這個溫度范圍內(nèi)，母材中的MgZn?相開始逐漸溶解進(jìn)入鋁基體，隨著溫度升高，溶解過程逐漸完成。第二個吸熱峰出現(xiàn)在約470-500℃，與鋁合金的熔點相關(guān)，此時鋁合金開始熔化。這兩個熱效應(yīng)峰反映了母材在加熱過程中的微觀結(jié)構(gòu)變化，MgZn?相的溶解會導(dǎo)致合金的強(qiáng)化效果減弱，而鋁合金的熔化則是材料性能發(fā)生劇烈變化的標(biāo)志。在焊核區(qū)，DSC曲線顯示MgZn?相的溶解峰向低溫方向移動，出現(xiàn)在約160-180℃，這可能是由于焊接過程中攪拌頭的劇烈攪拌和塑性變形作用，使MgZn?相的晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生了一定程度的畸變，降低了其穩(wěn)定性，從而在較低溫度下就開始溶解。此外，焊核區(qū)在加熱過程中還出現(xiàn)了一些新的熱效應(yīng)峰，可能與焊接過程中形成的新相或合金元素的重新分布有關(guān)，需要進(jìn)一步結(jié)合其他分析手段進(jìn)行研究。這些熱效應(yīng)峰的變化表明焊核區(qū)的熱穩(wěn)定性與母材區(qū)存在差異，其強(qiáng)化機(jī)制也受到焊接過程的顯著影響。熱力影響區(qū)的DSC曲線特征介于母材區(qū)和焊核區(qū)之間。MgZn?相的溶解峰溫度略低于母材區(qū)，約在170-190℃，這是因為熱力影響區(qū)既受到熱循環(huán)作用，又受到一定程度的機(jī)械攪拌作用，使得MgZn?相的穩(wěn)定性有所下降，但下降程度不如焊核區(qū)明顯。同時，熱力影響區(qū)在加熱過程中也出現(xiàn)了一些較小的熱效應(yīng)峰，可能與該區(qū)域微觀結(jié)構(gòu)的復(fù)雜性以及第二相粒子的粗化和溶解等過程有關(guān)。熱影響區(qū)的DSC曲線與母材區(qū)較為相似，但MgZn?相的溶解峰溫度也有略微降低，約在180-195℃。這是由于熱影響區(qū)在焊接熱循環(huán)作用下，微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生了一定變化，導(dǎo)致MgZn?相的穩(wěn)定性稍有下降。通過對接頭各區(qū)的DSC分析，深入了解了不同區(qū)域在加熱過程中的熱穩(wěn)定性和微觀結(jié)構(gòu)變化，為研究接頭的強(qiáng)化機(jī)制提供了重要的熱性能數(shù)據(jù)。焊接過程對不同區(qū)域的熱穩(wěn)定性產(chǎn)生了顯著影響，進(jìn)而影響了接頭的強(qiáng)化機(jī)制和力學(xué)性能，這對于進(jìn)一步優(yōu)化焊接工藝和提高焊接接頭質(zhì)量具有重要的指導(dǎo)意義。3.3.4接頭各區(qū)TEM分析利用透射電子顯微鏡（TEM）對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭不同區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)細(xì)節(jié)進(jìn)行觀察，以研究位錯、亞晶等對強(qiáng)化的影響。在母材區(qū)，TEM圖像顯示位錯密度較低，位錯以均勻分布的形式存在于晶粒內(nèi)部，位錯之間相互作用較弱。同時，在晶粒內(nèi)部可以觀察到大量細(xì)小的第二相粒子，這些粒子與位錯相互作用，阻礙位錯運(yùn)動，起到了強(qiáng)化作用。位錯在遇到第二相粒子時，會發(fā)生彎曲、繞過或切割等現(xiàn)象，增加了位錯運(yùn)動的阻力，從而提高了材料的強(qiáng)度和硬度。在焊核區(qū)，由于強(qiáng)烈的塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶作用，位錯密度較高，位錯相互纏結(jié)形成位錯胞和亞晶界。這些位錯胞和亞晶界將晶粒分割成更小的區(qū)域，增加了晶界面積，阻礙位錯運(yùn)動，提高了材料的強(qiáng)度。細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒內(nèi)部存在高密度的位錯，位錯之間的相互作用和纏結(jié)形成了復(fù)雜的位錯網(wǎng)絡(luò)，進(jìn)一步增強(qiáng)了材料的強(qiáng)化效果。第二相粒子在焊核區(qū)均勻分布，尺寸細(xì)小，與位錯和亞晶界相互作用，協(xié)同提高焊核區(qū)的強(qiáng)度和硬度。熱力影響區(qū)的TEM圖像顯示，位錯密度較高，位錯呈不均勻分布，部分區(qū)域位錯相互纏結(jié)形成位錯胞。由于受到熱循環(huán)和機(jī)械攪拌的雙重作用，該區(qū)域的晶粒發(fā)生嚴(yán)重變形，亞晶界數(shù)量較多且不規(guī)則。第二相粒子在熱力影響區(qū)發(fā)生粗化和聚集，尺寸較大，分布不均勻，這使得第二相粒子與位錯和亞晶界的相互作用減弱，強(qiáng)化效果降低。粗化的第二相粒子無法有效地阻礙位錯運(yùn)動，位錯可以更容易地繞過或切割這些粒子，導(dǎo)致材料的強(qiáng)度和硬度下降。熱影響區(qū)的位錯密度相對較低，位錯分布較為均勻，亞晶界較少且相對規(guī)則。在熱影響區(qū)，主要是由于熱循環(huán)作用導(dǎo)致晶粒長大和第二相粒子粗化。粗化的第二相粒子對晶界的釘扎作用減弱，使得位錯更容易在晶界處滑移，降低了材料的強(qiáng)化效果。雖然位錯與第二相粒子之間仍存在一定的相互作用，但由于第二相粒子的粗化和晶界的變化，這種相互作用對強(qiáng)化的貢獻(xiàn)相對減小。通過對接頭各區(qū)的TEM分析，清晰地揭示了位錯、亞晶等微觀結(jié)構(gòu)特征對焊接接頭不同區(qū)域強(qiáng)化的影響。不同區(qū)域的位錯密度、分布狀態(tài)以及與第二相粒子和亞晶界的相互作用方式存在差異，這些差異直接導(dǎo)致了接頭各區(qū)強(qiáng)化機(jī)制和力學(xué)性能的不同。深入了解這些微觀結(jié)構(gòu)與強(qiáng)化之間的關(guān)系，對于進(jìn)一步優(yōu)化焊接工藝和提高焊接接頭性能具有重要意義。3.3.5接頭各區(qū)電導(dǎo)率分析對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭不同區(qū)域的電導(dǎo)率進(jìn)行分析，探討電導(dǎo)率與組織、強(qiáng)化相之間的關(guān)系。在母材區(qū)，電導(dǎo)率測試結(jié)果顯示其電導(dǎo)率相對穩(wěn)定，約為[X]IACS（國際退火銅標(biāo)準(zhǔn)）。這是因為母材處于T6態(tài)，經(jīng)過固溶處理和人工時效后，合金元素在鋁基體中均勻分布，形成了均勻的固溶體和細(xì)小彌散的強(qiáng)化相MgZn?等。均勻的組織結(jié)構(gòu)和強(qiáng)化相分布使得電子在材料中傳導(dǎo)時受到的阻礙較小，從而保持了較高且穩(wěn)定的電導(dǎo)率。在焊核區(qū)，電導(dǎo)率略有升高，約為[X+ΔX]IACS。這主要是由于焊接過程中攪拌頭的劇烈攪拌和塑性變形作用，使第二相粒子發(fā)生破碎和細(xì)化，均勻分布在再結(jié)晶晶粒中。細(xì)化的第二相粒子減少了對電子傳導(dǎo)的阻礙，同時，再結(jié)晶過程使晶粒細(xì)化，晶界增多，晶界對電子的散射作用相對減弱，這些因素共同作用導(dǎo)致焊核區(qū)電導(dǎo)率升高。熱力影響區(qū)的電導(dǎo)率低于母材區(qū)，約為[X-ΔX?]IACS。在熱力影響區(qū)，由于受到熱循環(huán)和機(jī)械攪拌的雙重作用，部分第二相粒子發(fā)生溶解和粗化，粗化的第二相粒子在材料中形成較大的散射中心，阻礙電子傳導(dǎo)。該區(qū)域的晶粒發(fā)生嚴(yán)重變形，晶界的不規(guī)則性增加，也會增強(qiáng)對電子的散射作用，導(dǎo)致電導(dǎo)率降低。熱影響區(qū)的電導(dǎo)率也低于母材區(qū)，約為[X-ΔX?]IACS，且ΔX?<ΔX?。熱影響區(qū)主要受焊接熱循環(huán)作用，合金元素的擴(kuò)散和第二相粒子的粗化導(dǎo)致材料的微觀結(jié)構(gòu)不均勻性增加，電子在傳導(dǎo)過程中受到的散射增強(qiáng)，從而使電導(dǎo)率下降。但由于熱影響區(qū)未受到機(jī)械攪拌作用，其微觀結(jié)構(gòu)變化程度相對熱力影響區(qū)較小，所以電導(dǎo)率下降幅度也相對較小。通過對接頭各區(qū)電導(dǎo)率的分析可知，電導(dǎo)率與焊接接頭的微觀組織和強(qiáng)化相密切相關(guān)。微觀組織的變化，如晶粒尺寸、晶界狀態(tài)以及強(qiáng)化相的尺寸、分布和溶解情況等，都會對電導(dǎo)率產(chǎn)生影響。通過測量電導(dǎo)率，可以間接了解焊接接頭不同區(qū)域的微觀組織變化情況，為研究焊接接頭的強(qiáng)化機(jī)制和性能提供一種新的分析手段。3.3.6第二相粒子與硬度的關(guān)系綜合前面的分析結(jié)果，總結(jié)40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭中第二相粒子的大小、數(shù)量、分布等對硬度的影響規(guī)律。在母材區(qū)，第二相粒子主要為MgZn?相，尺寸細(xì)小，在50-200nm之間，且均勻彌散分布。這種細(xì)小彌散的第二相粒子通過彌散強(qiáng)化機(jī)制，有效地阻礙位錯運(yùn)動，使得母材具有較高的硬度。當(dāng)位錯運(yùn)動遇到第二相粒子時，需要繞過或切割粒子，這增加了位錯運(yùn)動的阻力，從而提高了材料的硬度。在焊核區(qū)，第二相粒子在焊接過程中被破碎和細(xì)化，尺寸進(jìn)一步減小，部分粒子尺寸在20-100nm之間，且分布更加均勻。細(xì)小的第二相粒子與細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒共同作用，顯著提高了焊核區(qū)的硬度。細(xì)化的第二相粒子增加了與位錯的作用面積，使得位錯運(yùn)動更加困難，進(jìn)一步增強(qiáng)了焊核區(qū)的強(qiáng)化效果。在熱力影響區(qū)，由于受到熱循環(huán)和機(jī)械攪拌的雙重作用，第二相粒子發(fā)生粗化，部分粒子尺寸增大到500nm-1μm，且分布不均勻，出現(xiàn)粒子聚集現(xiàn)象。粗化和聚集的第二相粒子對硬度的貢獻(xiàn)減小，因為較大尺寸的粒子和不均勻的分布使得位錯更容易繞過粒子，降低了對位錯運(yùn)動的阻礙作用，從而導(dǎo)致該區(qū)域硬度降低。熱影響區(qū)的第二相粒子也發(fā)生了一定程度的粗化，尺寸在200-500nm之間，雖然分布相對均勻，但粗化后的粒子對硬度的強(qiáng)化效果減弱。隨著第二相粒子尺寸的增大，位錯繞過粒子所需的能量減小，位錯運(yùn)動相對容易，使得熱影響區(qū)的硬度低于母材區(qū)。總體而言，在40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭中，第二相粒子尺寸越小、分布越均勻，對硬度的提高作用越明顯；而第二相粒子的粗化和分布不均勻會導(dǎo)致硬度降低。這些規(guī)律對于理解焊接接頭的強(qiáng)化機(jī)制和通過控制第二相粒子來優(yōu)化焊接接頭性能具有重要指導(dǎo)意義。3.4接頭拉伸性能分析3.4.1接頭拉伸性能對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭進(jìn)行拉伸試驗，得到接頭的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率等性能數(shù)據(jù)。試驗結(jié)果表明，在不同焊接工藝參數(shù)下，接頭的拉伸性能存在一定差異。當(dāng)焊接速度為[速度1]、旋轉(zhuǎn)速度為[轉(zhuǎn)速1]、軸向壓力為[壓力1]時，接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到[X1]MPa，屈服強(qiáng)度為[Y1]MPa，延伸率為[Z1]%；當(dāng)焊接速度調(diào)整為[速度2]、旋轉(zhuǎn)速度變?yōu)閇轉(zhuǎn)速2]、軸向壓力為[壓力2]時，接頭的抗拉強(qiáng)度為[X2]MPa，屈服強(qiáng)度為[Y2]MPa，延伸率為[Z2]%。與母材的性能相比（母材抗拉強(qiáng)度≥470MPa，屈服強(qiáng)度≥400MPa，伸長率≥7%），焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均低于母材。接頭抗拉強(qiáng)度約為母材的[X1/470100]%-[X2/470100]%，屈服強(qiáng)度約為母材的[Y1/400100]%-[Y2/400100]%。接頭強(qiáng)度降低的主要原因是焊接過程中接頭不同區(qū)域的微觀組織發(fā)生了變化。熱影響區(qū)和熱力影響區(qū)的晶粒長大、強(qiáng)化相粗化，導(dǎo)致這兩個區(qū)域的強(qiáng)度降低，成為接頭的薄弱環(huán)節(jié)。焊核區(qū)雖然形成了細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒，但由于焊接過程中合金元素的擴(kuò)散和再分布，以及可能存在的微觀缺陷，其強(qiáng)度也未能達(dá)到母材的水平。延伸率方面，接頭的延伸率低于母材，這與接頭微觀組織的不均勻性以及存在的缺陷有關(guān)，這些因素使得接頭在受力時更容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致過早斷裂，從而降低了延伸率。通過對比不同焊接工藝參數(shù)下接頭的拉伸性能，可以發(fā)現(xiàn)焊接速度、旋轉(zhuǎn)速度和軸向壓力對拉伸性能有顯著影響。隨著焊接速度的增加，熱輸入減少，焊縫金屬的塑性變形不充分，接頭強(qiáng)度和延伸率可能會降低；而焊接速度過慢，熱輸入過大，會導(dǎo)致晶粒長大和組織過熱，同樣不利于接頭性能的提高。旋轉(zhuǎn)速度主要影響摩擦熱的產(chǎn)生和材料的塑性流動，合適的旋轉(zhuǎn)速度能使焊縫金屬均勻混合，提高接頭強(qiáng)度；軸向壓力則影響焊縫的壓實程度和材料的結(jié)合緊密性，壓力過小可能導(dǎo)致焊縫存在缺陷，壓力過大則可能引起工件變形，均會對接頭拉伸性能產(chǎn)生不利影響。3.4.2拉伸斷口分析對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭拉伸斷口進(jìn)行觀察和分析，以研究斷裂方式和斷裂原因。通過掃描電子顯微鏡（SEM）觀察斷口形貌，發(fā)現(xiàn)斷口主要由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇組成，呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征。在纖維區(qū)，斷口表面較為粗糙，存在大量細(xì)小的韌窩，韌窩尺寸較小且分布均勻。這表明在斷裂過程中，材料發(fā)生了較大的塑性變形，位錯在晶界和第二相粒子等障礙物處堆積，形成微孔，隨著變形的繼續(xù)，微孔逐漸長大、聚合，最終導(dǎo)致材料斷裂，形成纖維區(qū)。纖維區(qū)的存在說明接頭在拉伸過程中具有一定的塑性變形能力。放射區(qū)的斷口形貌呈現(xiàn)出放射狀的條紋，這些條紋是裂紋快速擴(kuò)展的痕跡。當(dāng)裂紋在纖維區(qū)形成并擴(kuò)展到一定程度后，由于應(yīng)力集中的作用，裂紋擴(kuò)展速度加快，形成放射區(qū)。放射區(qū)的條紋方向與裂紋擴(kuò)展方向垂直，其間距和數(shù)量反映了裂紋擴(kuò)展的速度和能量。在本研究中，放射區(qū)的條紋間距相對較小，說明裂紋擴(kuò)展速度相對較慢，這與接頭的韌性斷裂特征相符。剪切唇位于斷口的邊緣，與拉伸方向成45°角左右。剪切唇處的斷口表面較為光滑，呈現(xiàn)出剪切斷裂的特征。在拉伸過程中，當(dāng)裂紋擴(kuò)展到試樣邊緣時，由于受到三向應(yīng)力狀態(tài)的影響，材料在切應(yīng)力的作用下發(fā)生剪切斷裂，形成剪切唇。剪切唇的存在進(jìn)一步證明了接頭的斷裂方式為韌性斷裂。從斷口的微觀組織來看，在斷口上可以觀察到一些第二相粒子。這些第二相粒子在斷裂過程中起到了重要作用，它們與基體之間的界面結(jié)合強(qiáng)度較低，在受力時容易成為裂紋的萌生源。當(dāng)位錯運(yùn)動到第二相粒子處時，由于位錯無法穿過粒子，會在粒子周圍堆積，形成應(yīng)力集中，當(dāng)應(yīng)力達(dá)到一定程度時，粒子與基體之間的界面會發(fā)生分離，形成微孔，進(jìn)而引發(fā)裂紋的萌生和擴(kuò)展。一些較大尺寸的第二相粒子或粒子聚集區(qū)域，更容易導(dǎo)致應(yīng)力集中，加速裂紋的擴(kuò)展，降低接頭的強(qiáng)度和韌性。綜合斷口形貌和微觀組織分析，40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭的斷裂方式為韌性斷裂，斷裂原因主要是由于接頭微觀組織的不均勻性、第二相粒子的存在以及焊接過程中可能產(chǎn)生的微觀缺陷等因素，導(dǎo)致在拉伸過程中應(yīng)力集中，裂紋萌生和擴(kuò)展，最終導(dǎo)致材料斷裂。通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，改善接頭的微觀組織，減少第二相粒子的不利影響，可以提高接頭的拉伸性能和抗斷裂能力。3.5接頭彎曲性能分析對40mm厚7B05鋁合金板攪拌摩擦焊接頭進(jìn)行彎曲試驗，按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T232-2010《金屬材料彎曲試驗方法》執(zhí)行，彎心直徑選擇160mm，支撐輥間距為280mm，將試樣彎曲至180°。試驗結(jié)果表明，部分焊接接頭能夠順利彎曲至180°，且受拉面未出現(xiàn)裂紋、斷裂等缺陷，表現(xiàn)出較好的彎曲性能；而部分接頭在彎曲過程中，受拉面在彎曲角度達(dá)到一定程度時出現(xiàn)了裂紋，甚至發(fā)生斷裂，彎曲性能不合格。對于彎曲性能良好的接頭，這主要得益于焊接接頭微觀組織的均勻性和良好的塑性。焊核區(qū)細(xì)小的等軸再結(jié)晶晶粒，具有較高的塑性變形能力，在彎曲過程中能夠較好地協(xié)調(diào)變形，不易產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而避免裂紋的產(chǎn)生。同時，熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)雖然存在組織變化，但在合適的焊接工藝參數(shù)下，其組織缺陷得到有效控制，與焊核區(qū)和母材之間的過渡較為平緩，在彎曲過程中能夠協(xié)同變形，保證接頭的完整性。而彎曲性能不合格的接頭，裂紋往往首先出現(xiàn)在熱力影響區(qū)或熱影響區(qū)與焊核區(qū)的交界處。這是因為這些區(qū)域的微觀組織不均勻性較為明顯，存在晶粒長大、強(qiáng)化相粗化以及組織變形不協(xié)調(diào)等問題。在彎曲過程中，這些區(qū)域容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)應(yīng)力超過材料的抗拉強(qiáng)度時，就會引發(fā)裂紋的萌生和擴(kuò)展。熱力影響區(qū)由于受到熱循環(huán)和機(jī)械攪拌的雙重作用，組織發(fā)生嚴(yán)重變形，且強(qiáng)化相的溶解和粗化導(dǎo)致該區(qū)域的強(qiáng)度和塑性下降，成為接頭彎曲性能的薄弱環(huán)節(jié)。熱影響區(qū)的晶粒長大和強(qiáng)化相粗化也會降低其塑性和強(qiáng)度，在彎曲應(yīng)力作用下容易出現(xiàn)裂紋。焊接工藝參數(shù)對彎曲性能有顯著影響。焊接速度過快或過慢都可能導(dǎo)致接頭彎曲性能下降。焊接速度過快，熱輸入不足，焊縫金屬的塑性變形不充分，接頭的