0.   引言

6000系熱處理可強(qiáng)化鋁合金具有密度低、比強(qiáng)度和比剛度高、焊接性能及耐腐蝕性能好等特點(diǎn),是理想的輕量化結(jié)構(gòu)材料,已廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶、軌道列車(chē)以及汽車(chē)等領(lǐng)域[1-3]。6000系鋁合金結(jié)構(gòu)件的常用連接方法包括鎢極氬弧焊（TIG）、氣體保護(hù)焊（MIG）、激光焊（LBW）等熔化焊工藝以及攪拌摩擦焊（FSW）等[4]。相比熔化焊[5-12],攪拌摩擦焊可在低于合金熔點(diǎn)溫度下實(shí)現(xiàn)無(wú)熔池焊接,且效率高、成本低,適合焊接6000系鋁合金的長(zhǎng)直焊縫,接頭強(qiáng)度系數(shù)可達(dá)到85%以上[4,7-8],更適用于輕量化結(jié)構(gòu)件的焊接。 

細(xì)化焊接接頭熱影響區(qū)域,分析各微區(qū)焊接過(guò)程的溫度和析出相的演變規(guī)律,建立精確的溫度-組織演變-力學(xué)性能變化的對(duì)應(yīng)關(guān)系,是準(zhǔn)確預(yù)測(cè)6000系鋁合金焊接接頭性能的重要方法[2]。SHEIKH-AHMAD等[11]、李落星等[12]認(rèn)為,6000系鋁合金FSW接頭熱影響區(qū)的軟化機(jī)理是析出相的長(zhǎng)大和溶解。LIN等[13]、WANG等[14]研究了6061鋁合金熱影響區(qū)析出相的演變規(guī)律,發(fā)現(xiàn)β''相轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^大的β'相是熱影響區(qū)軟化的主要原因。WANG等[15]研究發(fā)現(xiàn),在焊接6061-T6鋁合金時(shí),熱影響區(qū)溫度達(dá)到近400 ℃,β''析出相受熱轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相,平均尺寸由母材中的4.45 nm粗化到7.35 nm,而熔合線(xiàn)附近焊接溫度達(dá)到500~560 ℃,析出相近乎完全溶解,組織接近退火態(tài)。FSW接頭熱影響區(qū)及熱機(jī)影響區(qū)等不同位置的力學(xué)性能差異大,接頭前進(jìn)側(cè)最低硬度（advancing side low hardness,ALH）區(qū)域和后退側(cè)最低硬度（retreating side low hardness,RLH）區(qū)域由于機(jī)械攪拌塑性變形熱輸入的不同而呈現(xiàn)力學(xué)性能不對(duì)稱(chēng)分布特征,是接頭熱影響區(qū)的薄弱區(qū)[7,11-12]。攪拌針轉(zhuǎn)速等工藝參數(shù)對(duì)焊接熱輸入影響大[5,9],進(jìn)而影響接頭的溫度分布和析出相的演變規(guī)律,導(dǎo)致接頭力學(xué)性能的不均勻及薄弱位置的不同。研究工藝參數(shù)對(duì)接頭性能的影響并準(zhǔn)確預(yù)測(cè)力學(xué)性能最薄弱點(diǎn),對(duì)于接頭在輕量化結(jié)構(gòu)中使用時(shí)的失效行為判斷至關(guān)重要,但目前該方面還缺乏系統(tǒng)的研究。 

作者以6000系鋁合金中典型的6061-T6鋁合金FSW焊接接頭為研究對(duì)象,通過(guò)試驗(yàn)研究不同攪拌針轉(zhuǎn)速下接頭的力學(xué)性能及其硬度分布規(guī)律,確定了最低硬度區(qū)域并觀(guān)察其析出相形貌；采用有限元方法研究了攪拌針轉(zhuǎn)速對(duì)熱影響區(qū)焊接溫度的影響,并建立焊接溫度分布與接頭硬度分布的對(duì)應(yīng)關(guān)系,以期為FSW工藝參數(shù)的制定及焊接結(jié)構(gòu)的強(qiáng)度校核提供試驗(yàn)參考。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為6061-T6鋁合金,化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為0.85Mg,0.38Si,0.35Cu,0.14Fe,0.11Cr,0.09Mn,余Al,屈服強(qiáng)度為285 MPa,抗拉強(qiáng)度為303 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為10.7%,顯微硬度為110 HV。在試驗(yàn)合金上切割出尺寸為300 mm×150 mm×3 mm的試樣,打磨待焊區(qū)域表面,采用FSW-LW-BM 16-2 D型FSW焊機(jī)進(jìn)行對(duì)接焊試驗(yàn),攪拌針形狀及尺寸如圖1（a）所示。焊接時(shí)攪拌針的下壓量為0.2 mm,傾角為2.5°,焊接速度為800 mm·min−1,攪拌針轉(zhuǎn)速為960~1 800 r·min−1。為監(jiān)測(cè)焊接過(guò)程中熱影響區(qū)的溫度變化,采用熱電偶及NI LABVIEW軟件在線(xiàn)采集實(shí)時(shí)溫度變化,采樣頻率為50 Hz,測(cè)溫點(diǎn)位置如圖1（b）所示,圖中AS表示焊接前進(jìn)側(cè)（advancing side）、RS表示焊接后退側(cè)（retreating side）,在前進(jìn)側(cè)離焊縫中心8,10 mm的位置（測(cè)溫點(diǎn)）放置熱電偶。 

圖  1  攪拌針的形狀和尺寸以及測(cè)溫點(diǎn)位置示意

Figure  1.  Schematic of stirring needle shape and size (a) and temperature measurement point position (b)

采用HV-1000型維氏硬度計(jì)對(duì)垂直于焊接方向的接頭表面進(jìn)行硬度測(cè)試,相鄰測(cè)試點(diǎn)間距為0.5 mm,載荷為1 000 N,保載時(shí)間為10 s。按照GB/T 2651—2023,采用線(xiàn)切割方法在焊接接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取如圖2所示的拉伸試樣,采用Instron 3369型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為0.008 mm·s−1,測(cè)3次取平均值。在焊接接頭母材和熱影響區(qū)截取2 mm厚的試樣,機(jī)械研磨至厚度0.1 μm以下,采用−25 ℃體積分?jǐn)?shù)30%硝酸+70%甲醇溶液在15 V、50 mA條件下電解雙噴減薄后,采用Tecnai F 20型透射電鏡（TEM）觀(guān)察納米析出相的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。 

圖  2  拉伸試樣的形狀和尺寸

Figure  2.  Shape and size of tensile specimen

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   力學(xué)性能

根據(jù)圖3所示的硬度分布情況,將接頭劃分為焊核+熱機(jī)影響區(qū)（NZ+TMAZ）、熱影響區(qū)（HAZ）、母材區(qū)（BM）等區(qū)域[12]。焊核+熱機(jī)影響區(qū)、熱影響區(qū)的顯微硬度明顯低于母材,且其最低值與攪拌針轉(zhuǎn)速有關(guān)。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速由960 r·min−1增加到1 500 r·min−1時(shí),焊核+熱機(jī)影響區(qū)和熱影響區(qū)的總寬度由14.5 mm增加至19.0 mm；當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速進(jìn)一步增加到1 800 r·min−1時(shí),總寬度變化不大,同時(shí)焊核+熱機(jī)影響區(qū)的硬度相對(duì)較高。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速不超過(guò)1 200 r·min−1時(shí),熱影響區(qū)的ALH區(qū)域硬度高于RLH區(qū)域；而當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速高于1 200 r·min−1后,熱影響區(qū)的ALH區(qū)域硬度低于RLH區(qū)域。 

圖  3  不同攪拌針轉(zhuǎn)速下垂直于焊接方向的接頭表面硬度分布曲線(xiàn)

Figure  3.  Surface hardness distribution curves of joints perpendicular to welding direction under different stirring needle rotation speeds

由圖4可以看出,隨著攪拌針轉(zhuǎn)速的增加,接頭的斷后伸長(zhǎng)率、屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均呈先升高后下降的趨勢(shì)。在1 200 r·min−1~1 500 r·min−1攪拌針轉(zhuǎn)速區(qū)間,抗拉強(qiáng)度差異不明顯,但斷后伸長(zhǎng)率從5.85%下降至4.87%。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速進(jìn)一步增加至1 800 r·min−1,抗拉強(qiáng)度下降至235 MPa,而屈服強(qiáng)度未明顯降低。 

圖  4  不同攪拌針轉(zhuǎn)速下接頭的拉伸性能

Figure  4.  Tensile properties of joints under different stirring needle rotation speeds

2.2   析出相形貌及斷裂位置

6061-T6鋁合金母材的85%強(qiáng)度貢獻(xiàn)主要來(lái)源于基體內(nèi)的納米析出相強(qiáng)化[2,16]。由圖5可以看出,6061-T6鋁合金母材的析出相為垂直于〈100〉A(chǔ)l方向分布的細(xì)小針狀β''相,其長(zhǎng)度在20~50 nm之間,平均長(zhǎng)度約為35 nm,寬度在3.5~4.7 nm之間。由圖6可以看出,相比母材,接頭熱影響區(qū)ALH及RLH區(qū)域的析出相長(zhǎng)度顯著增大,分布密度明顯下降,表明熱影響區(qū)的大部分β''相在焊接過(guò)程中已溶解,同時(shí)未溶解的部分析出相發(fā)生明顯粗化。在焊接過(guò)程中,攪拌塑性變形熱和摩擦熱使熱影響區(qū)溫度升高,當(dāng)溫度升高到250~320 ℃范圍時(shí)β''相轉(zhuǎn)變成β'相及Q'相,至400~480 ℃范圍時(shí)β'相和Q'相溶解,至480~502 ℃范圍形成β相并溶解[16]。由于攪拌摩擦焊接速度快,高溫持續(xù)時(shí)間短,溶質(zhì)原子擴(kuò)散時(shí)間有限,因此熱影響區(qū)的β''相在粗化、相變后僅部分發(fā)生溶解[12]。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速增加到1 800 r·min−1時(shí),ALH區(qū)域的析出相分布密度比RLH區(qū)域低、尺寸相當(dāng),而當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速為1 200 r·min−1時(shí),ALH區(qū)域的析出相分布密度和尺寸明顯大于攪拌針轉(zhuǎn)速1 800 r·min−1下；析出相分布密度越大,該區(qū)域的硬度越高,這與硬度試驗(yàn)結(jié)果相吻合。 

圖  5  6061-T6鋁合金母材的析出相TEM形貌

Figure  5.  TEM morphology of precipitates in 6061-T6 aluminum alloy base metal

圖  6  不同攪拌針轉(zhuǎn)速下接頭不同區(qū)域析出相的TEM形貌

Figure  6.  TEM morphology of precipitates in different regions of joints under different stirring needle rotation speeds: (a) RLH region and (b–c) ALH region

由圖7可知,當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速為960 r·min−1時(shí),焊核底部存在一定的未焊合缺陷,接頭從該缺陷處斷裂,同時(shí)由于焊核區(qū)在攪拌過(guò)程中經(jīng)歷了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,晶粒無(wú)明顯取向[11-12],因此拉伸試樣沿切應(yīng)力最大方向,即與拉伸方向呈45°斷裂。未焊合缺陷是由塑性攪拌不充分導(dǎo)致的,在拉伸過(guò)程中未焊合處產(chǎn)生應(yīng)力集中而成為斷裂源。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速為1 200 r·min−1時(shí),接頭在RLH區(qū)域斷裂,而當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速進(jìn)一步增加時(shí),斷裂位置為ALH區(qū)域?？梢?jiàn),除攪拌針轉(zhuǎn)速960 r·min−1下接頭在未焊合缺陷處斷裂外,其他攪拌針轉(zhuǎn)速下接頭的斷裂位置均與截面硬度分布曲線(xiàn)中的最低硬度所在位置相吻合。 

圖  7  不同攪拌針轉(zhuǎn)速下拉伸試樣斷裂前后的外觀(guān)

Figure  7.  Appearance of tensile samples under different stirring needle rotation speeds before (a) and after (b) fracture

攪拌摩擦焊接頭焊核和熱影響區(qū)的硬度明顯低于母材硬度的原因包括：（1）焊核溫度一般超過(guò)500 °C[12,14],析出相幾乎完全溶解[11]；（2）熱影響區(qū)中的β''析出相粗化,或向強(qiáng)化效果更差且尺寸更粗大的β'和Q'相轉(zhuǎn)變,當(dāng)溫度超過(guò)400 ℃后析出相發(fā)生溶解或部分溶解[12]。經(jīng)機(jī)械攪拌大塑性變形后,焊核的溫度升高,晶粒發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶而形成細(xì)小的等軸晶[14],一定程度上產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化作用,因此焊核的硬度略高于A(yíng)LH或RLH區(qū)域。隨著攪拌針轉(zhuǎn)速的增加,ALH區(qū)域的硬度降低,且當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速高于1 200 r·min−1后,其硬度低于RLH區(qū)域。其可能原因在于隨攪拌針轉(zhuǎn)速的增加,單位時(shí)間內(nèi)的熱輸入增大,析出相的粗化和溶解程度加劇,因此硬度降低。并且由于前進(jìn)側(cè)的塑性變形量大于后退側(cè)[17],前進(jìn)側(cè)的溫度更高,前進(jìn)側(cè)硬度降幅更大。由此可見(jiàn),攪拌摩擦焊接頭力學(xué)性能薄弱區(qū)與攪拌針的轉(zhuǎn)速有關(guān),其本質(zhì)在于攪拌針轉(zhuǎn)速的增加導(dǎo)致ALH及RLH區(qū)域所經(jīng)歷的焊接溫度升高、受熱時(shí)間延長(zhǎng)。因此,有必要開(kāi)展接頭焊接溫度場(chǎng)分布規(guī)律研究,以進(jìn)一步分析其軟化過(guò)程。 

3.   FSW過(guò)程的有限元模擬

3.1   有限元建模及參數(shù)設(shè)置

采用ABAQUS軟件建立焊接接頭的有限元模型,采用任意拉格朗日歐拉方法（Arbitrary Lagrangian Eulerian,ALE）對(duì)有限元模型進(jìn)行網(wǎng)格劃分,攪拌針與母材接觸部分網(wǎng)格尺寸設(shè)定為0.4 mm,厚度方向劃分6個(gè)單元,其他位置網(wǎng)格尺寸設(shè)定為2 mm,網(wǎng)格形式為C3D8RT八節(jié)點(diǎn)六面體網(wǎng)格,粗細(xì)網(wǎng)格之間采用共節(jié)點(diǎn)方式并設(shè)置自適應(yīng)網(wǎng)格重劃分,通過(guò)設(shè)置歐拉邊界等效代替攪拌針的向前行進(jìn)以描述材料的流動(dòng),具體的網(wǎng)格劃分及邊界條件如圖8所示。 

圖  8  有限元模型網(wǎng)格劃分及ALE邊界條件

Figure  8.  Finite element model grid meshing (a) and ALE boundary conditions (b)

6061-T6鋁合金的本構(gòu)模型采用Johnson-Cook模型,該模型包括材料在不同溫度、不同應(yīng)變速率的硬化屬性,可以描述FSW過(guò)程中材料的高溫、高應(yīng)變速率及高應(yīng)變的彈塑性行為,其表達(dá)式[15,17]如下： 

式中：σ為流變應(yīng)力；T為材料變形時(shí)的溫度；A為參考溫度和應(yīng)變速率下的初始屈服應(yīng)力；B為材料應(yīng)變硬化模量；n為硬化指數(shù)；C為材料應(yīng)變速率強(qiáng)化參數(shù)；m為材料軟化系數(shù)；εp為塑性應(yīng)變；$\stackrel{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">\dot{}</span>}{\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}$為應(yīng)變速率；${\stackrel{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">\dot{}</span>}{\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">?</span>}}}_{\mathrm{<span\; style="font-size:\; 16px;\; color:\; rgb(0,\; 0,\; 0);">0</span>}}$為參考應(yīng)變速率,取1；Tr為參考溫度；Tm為熔化溫度。 

Johnson-Cook模型中的A,B,n可通過(guò)擬合6061-T6鋁合金母材準(zhǔn)靜態(tài)拉伸真應(yīng)力-塑性應(yīng)變曲線(xiàn)獲得[16],擬合結(jié)果如圖9所示,模型參數(shù)如表1所示。 

圖  9  6061-T6鋁合金準(zhǔn)靜態(tài)拉伸真應(yīng)力-塑性應(yīng)變?cè)囼?yàn)曲線(xiàn)及擬合曲線(xiàn)

Figure  9.  Quasi-static tensile true stress-plastic strain test curve and fitted curve of 6061-T6 aluminum alloy

采用庫(kù)侖摩擦描述攪拌針和材料的接觸關(guān)系,摩擦因數(shù)設(shè)定為0.3[17]。采用JMatPro7.0軟件計(jì)算6061-T6鋁合金的熱物理性能參數(shù)[18],結(jié)果如圖10所示。工件表面與FSW焊機(jī)工作臺(tái)表面、攪拌針、空氣的傳熱等效為對(duì)流傳熱,相互之間的接觸換熱系數(shù)分別設(shè)置為5,11,30 W·m−1·K−1[19]。 

圖  10  計(jì)算得到6061-T6鋁合金的熱物理性能參數(shù)

Figure  10.  Thermophysical property parameters of 6061-T6 aluminum alloy by calculation

3.2   模型的試驗(yàn)驗(yàn)證

由圖11可以看出：模擬和試驗(yàn)得到測(cè)溫點(diǎn)的溫度變化趨勢(shì)吻合,均隨攪拌針接近和遠(yuǎn)離而先急劇升高后降低。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速分別為1 200,1 800 r·min−1時(shí),試驗(yàn)測(cè)得距焊縫中心8 mm處的峰值溫度分別為309,245 ℃,距焊縫中心10 mm處的峰值溫度分別為332,274 ℃,模擬得到距焊縫中心8 mm處的峰值溫度分別為310,251 ℃,距焊縫中心10 mm處的峰值溫度分別為329,267 ℃；峰值溫度的最大相對(duì)誤差為2.6%,表明建立的有限元模型可以準(zhǔn)確地預(yù)測(cè)6061-T6鋁合金在攪拌摩擦焊接過(guò)程中的溫度分布。 

圖  11  模擬得到不同攪拌針轉(zhuǎn)速下前進(jìn)側(cè)不同測(cè)溫點(diǎn)的溫度變化曲線(xiàn)與試驗(yàn)結(jié)果的對(duì)比

Figure  11.  Comparison between simulated and test temperature change curves of different temperature measurement points on AS side under different stirring needle rotation speeds

3.3   接頭溫度分布與力學(xué)性能的關(guān)系

由圖12可以看出：攪拌針轉(zhuǎn)速對(duì)接頭橫截面溫度分布曲線(xiàn)的形狀影響較小,但對(duì)其峰值溫度的影響較大,攪拌針轉(zhuǎn)速越大,峰值溫度越高。在熱影響區(qū)內(nèi),攪拌針轉(zhuǎn)速越大,前進(jìn)側(cè)與后退側(cè)溫度差異越大,兩側(cè)溫度分布不對(duì)稱(chēng),這是前進(jìn)側(cè)塑性變形量更大所致；隨攪拌針轉(zhuǎn)速的增加,二者差異更加明顯。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速為1 200 r·min−1時(shí),前進(jìn)側(cè)攪拌針外緣與工件接觸位置的溫度約為500 ℃,且隨攪拌針轉(zhuǎn)速的增加而進(jìn)一步升高,但攪拌針轉(zhuǎn)速對(duì)后退側(cè)的溫度影響較小。熱影響區(qū)最低硬度區(qū)域的溫度均在400~480 ℃,且當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速超過(guò)1 200 r·min−1后,最低硬度區(qū)域由后退側(cè)變?yōu)榍斑M(jìn)側(cè)。由此可見(jiàn),在焊接過(guò)程中前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)的熱影響區(qū)升溫和降溫過(guò)程存在差異,這是引起兩側(cè)受熱軟化后硬度不同的原因,且攪拌針轉(zhuǎn)速對(duì)前進(jìn)側(cè)的溫度影響更大。 

圖  12  模擬得到不同攪拌針轉(zhuǎn)速下接頭的橫截面溫度場(chǎng)

Figure  12.  Temperature field in cross section of joints under different stirring needle rotation speeds by simulation

由圖13可以看出：當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速為1 200 r·min−1時(shí),RLH和ALH區(qū)域經(jīng)歷的峰值溫度相差較小,僅為5 ℃；當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速增加至1 800 r·min−1時(shí),RLH和ALH區(qū)域經(jīng)歷的峰值溫度之差達(dá)到35 ℃,且RLH區(qū)域的峰值溫低于1 200 r·min−1時(shí)的RLH區(qū)域,而ALH區(qū)域的峰值溫度高于1 200 r·min−1時(shí)的ALH區(qū)域。隨著攪拌針轉(zhuǎn)速的增加,前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)的降溫速率均降低,表明熱影響區(qū)在較高溫度范圍內(nèi)停留的時(shí)間延長(zhǎng)。提高攪拌針轉(zhuǎn)速使焊接過(guò)程的熱輸入增加,導(dǎo)致熱影響區(qū)峰值溫度更高且在高溫區(qū)域停留的時(shí)間更長(zhǎng),造成析出相粗化或溶解更嚴(yán)重。RLH和ALH區(qū)域所經(jīng)歷的溫度均超過(guò)400 ℃,析出相會(huì)發(fā)生溶解,且攪拌針轉(zhuǎn)速越高,析出相溶解更嚴(yán)重,因此硬度降低。同時(shí),攪拌針轉(zhuǎn)速的增加使得ALH區(qū)域峰值溫度高于RLH區(qū)域的程度增加,在高溫區(qū)域停留的時(shí)間延長(zhǎng),析出相溶解時(shí)間更長(zhǎng),因此ALH區(qū)域的硬度更低?？梢酝ㄟ^(guò)有限元模擬準(zhǔn)確獲得接頭焊接時(shí)峰值溫度超過(guò)400 ℃且降溫速率最慢的區(qū)域,即可預(yù)測(cè)出接頭力學(xué)性能的最薄弱位置。 

圖  13  模擬得到不同攪拌針轉(zhuǎn)速下接頭RLH、ALH區(qū)域的溫度變化曲線(xiàn)

Figure  13.  Temperature change curves of RLH and ALH regions of joint under different stirring needle rotation speeds by simulation

4.   結(jié)論

（1）6061-T6鋁合金FSW接頭的最低硬度位于熱影響區(qū)或焊核+熱機(jī)影響區(qū),當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速不高于1 200 r·min−1時(shí),后退側(cè)硬度最低（RLH）區(qū)域的硬度低于前進(jìn)側(cè)硬度最低（ALH）區(qū)域,RLH區(qū)域?yàn)榻宇^力學(xué)性能的最薄弱位置；進(jìn)一步提高攪拌針轉(zhuǎn)速后,ALH區(qū)域的硬度低于RLH區(qū)域,ALH區(qū)域成為最薄弱位置。ALH或RLH區(qū)域的析出相溶解或粗化,是造成熱影響區(qū)硬度低、接頭硬度分布不均勻的本質(zhì)原因。 

（2）模擬得到接頭熱影響區(qū)不同測(cè)溫點(diǎn)的溫度變化趨勢(shì)與試驗(yàn)結(jié)果相吻合,峰值溫度的最大相對(duì)誤差為2.6%,該模型可以準(zhǔn)確預(yù)測(cè)6061-T6鋁合金在攪拌摩擦焊接過(guò)程中的溫度分布。當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速不超過(guò)1 200 r·min−1時(shí),RLH區(qū)域的峰值溫度比ALH區(qū)域更高,析出相溶解更多,硬度更低；當(dāng)攪拌針轉(zhuǎn)速高于1 200 r·min−1后,ALH區(qū)域的峰值溫度更高,在高溫區(qū)域停留的時(shí)間更長(zhǎng),析出相溶解更嚴(yán)重,硬度更低。 

（3）通過(guò)有限元模擬獲得焊接時(shí)接頭峰值溫度超過(guò)400 ℃且降溫速率最慢的區(qū)域,即可預(yù)測(cè)出接頭力學(xué)性能的最薄弱位置。

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