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）觀察納米析出相的微觀結(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

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

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ALH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)曲線及擬合曲線

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。可以通過(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

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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