劉小超,甄云乾,何欣沅,陳海燕,*,申志康

1.東南大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院,南京 211189

2.西北工業(yè)大學(xué) 陜西省摩擦焊接工程技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,西安 710072

常規(guī)攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)作為一種基于工件與外部非消耗性工具之間相互摩擦的固相連接技術(shù),其主要依靠非消耗的攪拌頭高速旋轉(zhuǎn)對(duì)工件材料進(jìn)行摩擦和攪拌,由此產(chǎn)生摩擦熱和材料塑性變形熱,使待焊材料受熱軟化,并在攪拌頭的帶動(dòng)下形成塑性流動(dòng)。當(dāng)攪拌頭沿待焊接縫方向移動(dòng)時(shí),攪拌頭前方的塑化材料就被旋轉(zhuǎn)的攪拌頭帶至后方。在此過(guò)程中,工件之間的原始界面被打碎,裸露的新鮮金屬之間通過(guò)再結(jié)晶、擴(kuò)散、化學(xué)反應(yīng)等冶金方式形成永久性的連接。FSW 作為一種固相連接工藝,具有接頭質(zhì)量高、焊接變形小、節(jié)能環(huán)保等優(yōu)點(diǎn),尤其適用于傳統(tǒng)熔焊認(rèn)為“不可焊”的2系和7系鋁合金。因此,FSW 在航空航天等制造領(lǐng)域具有重要的應(yīng)用價(jià)值。然而攪拌頭作為常規(guī)FSW工藝中的外部非消耗性工具,其在焊接終了退出時(shí)會(huì)在焊縫中形成一個(gè)“匙孔”,需要額外的修補(bǔ)措施。此外,對(duì)于鋁、鎂合金等低熔點(diǎn)材料,在進(jìn)行長(zhǎng)距離焊接時(shí),攪拌頭仍然存在磨損和熱疲勞斷裂的風(fēng)險(xiǎn)；而對(duì)于強(qiáng)度和熔點(diǎn)較高的鐵基、鈦基和鎳基合金,焊接時(shí)需較大的軸向壓力和旋轉(zhuǎn)扭矩才能產(chǎn)生足夠的熱量,導(dǎo)致攪拌頭嚴(yán)重磨損甚至折斷。

最近,劉小超等從工件與可消耗的外部工具之間相互摩擦的概念出發(fā),提出了渦流攪拌摩擦焊(Vortex-Friction Stir Welding,VFSW)新工藝。該工藝?yán)门c工件材料完全相同的攪拌棒和外加的支撐套筒作為攪拌工具進(jìn)行焊接,高速旋轉(zhuǎn)的攪拌棒和工件之間的同質(zhì)摩擦能產(chǎn)生足夠的黏性耗散熱,從而使下方的工件材料軟化,并在動(dòng)量傳遞的作用下形成塑化材料渦流。當(dāng)攪拌工具沿焊接方向移動(dòng)時(shí),塑化材料渦流便帶動(dòng)周?chē)牧纤苄粤鲃?dòng)形成焊縫。

值得指出的是,VFSW 工藝并不像攪拌摩擦沉積增材(Additive Friction Stir Deposition,AFSD)那樣需要連續(xù)不斷地送給棒料或粉料。在VFSW 工藝中,套筒、工件及攪拌棒冷端三者之間形成了一個(gè)密閉的腔體,攪拌棒熱端和攪拌區(qū)內(nèi)部的塑化材料在密閉腔體的約束下做渦流式運(yùn)動(dòng),整個(gè)系統(tǒng)體積守恒。攪拌棒在焊后抬升的過(guò)程中,因與工件分離會(huì)發(fā)生嚴(yán)重畸變,無(wú)法像常規(guī)FSW 攪拌頭那樣重復(fù)利用,因此攪拌棒屬于消耗性部件,但可簡(jiǎn)單修復(fù)后再次使用。因其結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)單且與母材同材質(zhì),與常規(guī)FSW 攪拌頭相比成本極低,尤其是將其用于高熔點(diǎn)金屬的FSW焊接時(shí),其低成本優(yōu)勢(shì)將更為突出。

在VFSW 工藝中,由于采用可消耗的外部工具代替了傳統(tǒng)FSW 的攪拌頭,焊接終了時(shí)不會(huì)形成“匙孔”缺陷,同時(shí)也避免了常規(guī)FSW 攪拌頭磨損和斷裂的問(wèn)題。因此VFSW 工藝在高熔點(diǎn)金屬的摩擦焊接方面具有極大的發(fā)展?jié)摿?同時(shí)也是一種潛在的焊接修復(fù)技術(shù)。與現(xiàn)有的無(wú)針攪拌摩擦焊(Pinless Friction Stir Welding,PFSW)或塑流摩擦焊(Friction Flow Welding,FFW)相比,VFSW 工藝中攪拌棒和工件界面之間的同質(zhì)摩擦能產(chǎn)生更大的黏著力,動(dòng)量的傳遞效率更高,而傳統(tǒng)攪拌頭與工件之間的異質(zhì)摩擦一般都存在界面滑移,動(dòng)量傳遞效率較低,可焊板厚一般較薄,并且在焊接高熔點(diǎn)金屬時(shí)仍存在攪拌頭的磨損問(wèn)題。

然而,VFSW 作為一種全新的摩擦焊工藝,目前仍處于初步的工藝探索階段。本文以6061鋁合金為例,開(kāi)展不同轉(zhuǎn)速下的VFSW 工藝試驗(yàn),分析轉(zhuǎn)速對(duì)焊縫表面成形、截面宏觀形貌和接頭力學(xué)性能的影響規(guī)律,以期為VFSW 工藝參數(shù)優(yōu)化提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

采用6061-T6鋁合金板進(jìn)行VFSW 試驗(yàn),板材的尺寸為200 mm×60 mm×3 mm,化學(xué)成分如表1所示。

表1 6061鋁合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 6061 aluminum alloy

焊前使用砂紙打磨工件的上下表面和對(duì)接面去除氧化膜,并用乙醇擦拭工件表面去除油污。試驗(yàn)采用的焊接方式為對(duì)接。攪拌工具示意圖和實(shí)物圖如圖1所示,其由套筒和攪拌棒兩部分構(gòu)成,二者之間采用緊固螺釘固定。攪拌棒的材質(zhì)與母材相同,亦即6061-T6 鋁合金,其直徑為16 mm；套筒材質(zhì)為H13工具鋼,套筒末端壁厚為2 mm；攪拌棒末端凸出套筒端面約1.5 mm。

圖1 試驗(yàn)用攪拌工具Fig.1 Friction stir tool used in experiments

試驗(yàn)采用的焊接速度為30 mm/min,轉(zhuǎn)速由200 r/min增加至1 200 r/min。焊機(jī)啟動(dòng)后,首先驅(qū)動(dòng)套筒高速旋轉(zhuǎn),因套筒和攪拌棒之間相對(duì)固定,攪拌棒也隨之以一定速度高速旋轉(zhuǎn)。接著,攪拌工具以5 mm/min 的速度垂直于工件表面(即傾角為0°)下壓,直到套筒末端壓入工件表面0.1 mm。此后,原地停留15 s,待塑化材料渦流充分形成并達(dá)到穩(wěn)態(tài)時(shí),攪拌工具開(kāi)始沿著待焊接縫移動(dòng),進(jìn)行焊接。最后焊接結(jié)束時(shí),攪拌工具先原地停留5 s,再以5 mm/min 的速度向上抬升,直至攪拌棒與工件分離,結(jié)束焊接。

焊接結(jié)束后垂直于焊接方向截取拉伸試樣和金相試樣,并在焊縫末端沿焊接方向截取金相試樣,如圖2 所示。金相試樣先采用Keller試劑(2.5vol%濃硝酸+1.5vol%濃鹽酸+1.0vol%氫氟酸+95.0% HO)進(jìn)行腐蝕,然后采用Leica光學(xué)顯微鏡觀察截面宏觀形貌。使用HVS-1000Z型顯微硬度計(jì)測(cè)試接頭橫截面上的顯微硬度,負(fù)載載荷和保持時(shí)間分別為200 g和10 s,在距離焊縫底面1.5 mm 的水平線(xiàn)上,每間隔0.5 mm測(cè)量一個(gè)硬度點(diǎn),從而獲得不同參數(shù)下接頭的硬度分布曲線(xiàn)。拉伸試驗(yàn)采用日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)(JIS Z 2241—1998),試樣標(biāo)距為50 mm,平行段寬度為12 mm。采用DDL100型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn),每組焊接參數(shù)截取3個(gè)拉伸試樣,拉伸速率為1 mm/min。拉伸試驗(yàn)結(jié)束后,對(duì)斷裂處的焊縫截面進(jìn)行金相觀察,從而確定斷裂位置。

圖2 拉伸試樣和金相試樣取樣示意圖Fig.2 Sampling schematic illustration of tensile specimens and metallographic specimens

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 轉(zhuǎn)速對(duì)焊縫表面成形的影響

圖3展示了不同轉(zhuǎn)速()下的焊縫表面形貌?？芍?00～800 r/min的條件下均可得到表面成形美觀、無(wú)明顯缺陷的焊縫；當(dāng)轉(zhuǎn)速升高至1 200 r/min時(shí),在焊接一定距離后焊縫表面出現(xiàn)線(xiàn)狀缺陷,表明焊接過(guò)程難以為繼,焊縫無(wú)法有效成形。

圖3 不同轉(zhuǎn)速下的焊縫表面形貌Fig.3 Weld surface morphology at different rotation speeds

另一個(gè)值得關(guān)注的現(xiàn)象是焊縫末端形成了凸臺(tái),取代了常規(guī)FSW 的“匙孔”缺陷。凸臺(tái)形狀隨轉(zhuǎn)速發(fā)生變化：當(dāng)轉(zhuǎn)速為200 r/min時(shí),焊接結(jié)束后攪拌棒與工件并未徹底分離；當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至400 r/min時(shí),攪拌棒拔出時(shí)在工件表面形成了較為理想的凸臺(tái)；當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至600～800 r/min時(shí),攪拌棒與工件分離的位置幾乎位于工件表面,凸臺(tái)的高度極??；當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至1 200 r/min時(shí),攪拌棒與工件分離后,不僅沒(méi)有形成凸臺(tái),而且可在其內(nèi)部觀察到縫隙,這表明在1 200 r/min的工藝條件下沒(méi)有形成塑化材料渦流,這是焊縫無(wú)法有效成形的直接原因。

焊縫末端凸臺(tái)的產(chǎn)生原因如下：攪拌棒和工件在焊接的初始階段發(fā)生“焊合”,融為一體；焊接結(jié)束時(shí),攪拌棒隨著套筒被向上拔起,這時(shí)會(huì)在攪拌棒的最薄弱區(qū)發(fā)生斷裂,形成凸臺(tái)。攪拌棒在焊接過(guò)程中,一方面受到黏性耗散產(chǎn)熱的熱軟化作用,另一方面因摩擦變形而發(fā)生形變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化,二者綜合作用,決定了整個(gè)攪拌棒的最薄弱區(qū)。由此可推斷在200 r/min的條件下,焊接過(guò)程中攪拌棒從工件表面到夾持端均保持著較高的強(qiáng)度,這可能是由于轉(zhuǎn)速較低,黏性耗散產(chǎn)熱較少,因而攪拌棒的局部軟化程度較低,并無(wú)明顯的薄弱區(qū)；當(dāng)轉(zhuǎn)速提高至400 r/min時(shí),黏性耗散產(chǎn)熱顯著增加,攪拌棒局部軟化嚴(yán)重,但接近工件表面的位置得到了摩擦變形強(qiáng)化,因而斷裂發(fā)生在距離工件表面約10 mm 處；隨著轉(zhuǎn)速進(jìn)一步增加(600～800 r/min),攪拌棒和工件界面處的高速摩擦導(dǎo)致黏性耗散產(chǎn)熱進(jìn)一步加大,與形變強(qiáng)化相比,熱軟化占據(jù)了主導(dǎo)作用,因此攪拌棒的最薄弱區(qū)距離工件表面越來(lái)越近,凸臺(tái)高度越來(lái)越??；當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至1 200 r/min時(shí),界面處的高速摩擦導(dǎo)致劇烈軟化,產(chǎn)生“打滑”現(xiàn)象,來(lái)自攪拌棒的動(dòng)量無(wú)法有效傳遞至工件內(nèi)部,導(dǎo)致塑化材料渦流難以形成。

2.2 轉(zhuǎn)速對(duì)接頭橫截面宏觀形貌的影響

圖4展示了不同轉(zhuǎn)速下接頭的橫截面宏觀形貌。同常規(guī)FSW 類(lèi)似,VFSW 的接頭也可劃分為4 個(gè)區(qū)域,從焊縫中心至母材依次為焊核區(qū)(WNZ)、熱力影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)和母材(BM)。材料流動(dòng)方向與焊接方向一致的一側(cè)稱(chēng)為前進(jìn)側(cè)(AS),相反的一側(cè)則稱(chēng)為后退側(cè)(RS)。從圖4 中可看出隨轉(zhuǎn)速?gòu)?00 r/min增加至800 r/min,焊核區(qū)的體積先增大后減小,但熱影響區(qū)的體積隨轉(zhuǎn)速的增加單調(diào)遞增；這表明在一定范圍內(nèi)焊接熱輸入與轉(zhuǎn)速呈正相關(guān),但發(fā)生塑性流動(dòng)的焊縫區(qū)大小并不隨轉(zhuǎn)速的增加而單調(diào)遞增。

圖4 不同轉(zhuǎn)速下的接頭橫截面宏觀形貌Fig.4 Macrostructures of joint transverse cross-section at different rotation speeds

需要指出的是,在VFSW 工藝中,焊核區(qū)內(nèi)也會(huì)像常規(guī)FSW 一樣存在一條呈半連續(xù)狀態(tài)分布的黑線(xiàn),一般稱(chēng)作“S”線(xiàn)。產(chǎn)生“S”線(xiàn)的原因是焊前氧化膜未完全清除,殘留的氧化膜在焊接過(guò)程中未被完全打碎,因此形成斷續(xù)的“S”線(xiàn)。焊態(tài)下“S”線(xiàn)對(duì)接頭的拉伸強(qiáng)度影響不大,但經(jīng)過(guò)熱處理后“S”線(xiàn)對(duì)接頭的拉伸性能有一定影響。

2.3 轉(zhuǎn)速對(duì)塑化材料渦流形態(tài)的影響

圖5展示了不同轉(zhuǎn)速下焊縫末端凸臺(tái)的縱截面宏觀形貌。在焊接過(guò)程中,攪拌棒驅(qū)動(dòng)其下方的工件材料形成塑化材料渦流,因此通過(guò)對(duì)凸臺(tái)縱截面的金相觀察可判斷焊接過(guò)程中塑化材料渦流的形態(tài)和大小。由圖5(a)可知在凸臺(tái)中心存在一個(gè)垂直插入工件的芯部,這是由于攪拌棒在驅(qū)動(dòng)工件材料做圓周運(yùn)動(dòng)時(shí)內(nèi)外層材料之間產(chǎn)生了速度梯度,外層發(fā)生了充分的塑性變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,而圓心處的速度梯度接近于0,塑性變形程度較低,動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不充分,從而導(dǎo)致金相色澤上存在差異,這也間接證實(shí)了攪拌棒下方的工件材料確實(shí)在做渦流式流動(dòng)。通過(guò)比較不同轉(zhuǎn)速下渦流的大小可發(fā)現(xiàn)在200～400 r/min的轉(zhuǎn)速條件下,渦流體積較小,在工件厚度方向上并未完全穿透,工件底部材料僅受來(lái)自塑化材料渦流的熱力作用,而未發(fā)生充分的材料流動(dòng),這為焊縫背部弱連接埋下了隱患；當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至600～800 r/min時(shí),渦流體積有所增加,并貫穿了工件的厚度方向,焊縫完全焊透。

圖5 不同轉(zhuǎn)速下的焊縫末端凸臺(tái)縱截面宏觀形貌Fig.5 Longitudinal cross-section macrostructures of lug boss at weld end of different rotation speeds

2.4 轉(zhuǎn)速對(duì)接頭力學(xué)性能的影響

圖6展示了不同轉(zhuǎn)速下接頭橫截面上的顯微硬度分布。當(dāng)轉(zhuǎn)速為200 r/min時(shí),硬度分布曲線(xiàn)呈現(xiàn)出“U”型,即焊核區(qū)的硬度最低,且較為均勻,約為50 HV；從焊核區(qū)到母材,硬度逐漸升高,母材的硬度約為105 HV。當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至400～800 r/min時(shí),接頭內(nèi)的硬度分布曲線(xiàn)呈現(xiàn)“W”型：焊核區(qū)內(nèi)的硬度分布較為均勻,且明顯高于毗鄰熱影響區(qū)的硬度；從熱影響區(qū)到母材,硬度又逐漸升高。通過(guò)比較可發(fā)現(xiàn)不同轉(zhuǎn)速下接頭顯微硬度的最低值相差不多,均為50 HV 左右。如果單從焊核區(qū)的顯微硬度分析可發(fā)現(xiàn)隨轉(zhuǎn)速增加,顯微硬度先增大,后略微減小。

圖6 不同轉(zhuǎn)速下的接頭顯微硬度分布Fig.6 Microhardness distributions of joint at different rotation speeds

熱影響區(qū)顯微硬度最低的原因是該區(qū)域僅經(jīng)歷了加熱和冷卻過(guò)程,而沒(méi)有發(fā)生塑性變形,其晶粒發(fā)生了粗化,內(nèi)部的沉淀強(qiáng)化相長(zhǎng)大或溶解,因此力學(xué)性能較差。而焊核區(qū)雖然也經(jīng)歷了較高的溫度,但還經(jīng)歷了劇烈的塑性變形,得到了一定程度的形變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化,因而其硬度高于熱影響區(qū)的硬度。同理,轉(zhuǎn)速越高意味著塑性變形越劇烈,其對(duì)應(yīng)的形變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化就越明顯；但當(dāng)轉(zhuǎn)速足夠高時(shí),變形溫度也升高,充分的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶會(huì)抑制形變強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化,同時(shí)也加劇了熱軟化。因此,焊核區(qū)的顯微硬度隨著轉(zhuǎn)速增加先增加再略微減小。

圖7展示了不同轉(zhuǎn)速下接頭的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn),對(duì)應(yīng)的接頭斷裂位置如圖8 所示。從圖7中可看出母材的抗拉強(qiáng)度為323.5 MPa,斷后延伸率為16.7%。在200 r/min條件下接頭的抗拉強(qiáng)度僅有159.6 MPa,但是斷后延伸率達(dá)到了12.5%；斷后接頭宏觀截面顯示,斷裂位置發(fā)生在焊核區(qū)。在焊縫底部,裂紋沿“S”線(xiàn)擴(kuò)展,表明此處為弱連接(kissing bond)。當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至400 r/min時(shí)接頭抗拉強(qiáng)度提高至166.4 MPa,延伸率降至9.1%；斷裂主要發(fā)生在前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū),裂紋起源于熱影響區(qū)底部,并向上部的焊核區(qū)擴(kuò)展。當(dāng)轉(zhuǎn)速增加至600 r/min時(shí),接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大,為174.8 MPa,約為母材的54%。同時(shí)斷后延伸率也降至最低,為6.5%,約為母材的39%。當(dāng)轉(zhuǎn)速繼續(xù)增加至800 r/min時(shí),接頭抗拉強(qiáng)度略有下降,為173.2 MPa,同時(shí)斷后延伸率也略有增加,為7.5%。后兩種轉(zhuǎn)速條件下,接頭均斷裂在前進(jìn)側(cè)熱影響區(qū),這與硬度測(cè)試的結(jié)果相符。

圖7 不同轉(zhuǎn)速下的接頭拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.7 Tensile stress-strain curves of joint at different rotation speeds

圖8 不同轉(zhuǎn)速下接頭的斷裂位置Fig.8 Fracture locations of joint at different rotation speeds

與常規(guī)FSW 獲得的6061-T6 鋁合金接頭相比,VFSW 獲得的接頭效率較低,常規(guī)FSW的接頭效率一般可達(dá)70%左右,而VFSW的接頭效率僅有54%,其主要原因是采用的焊接速度較低,導(dǎo)致單位距離內(nèi)熱輸入較大,熱影響區(qū)被嚴(yán)重軟化,因此接頭強(qiáng)度較低。后續(xù)研究擬通過(guò)工藝優(yōu)化(如輔助冷卻等)提高接頭的強(qiáng)度。

2.5 接頭微觀組織

圖9展示了典型焊接參數(shù)(600 r/min)下接頭的微觀組織(注意圖9(d)中標(biāo)尺的變化)。從母材區(qū)、熱影響區(qū)、熱力影響區(qū)到焊核區(qū),晶粒尺寸分別為13.3、16.1、12.1、8.2μm。與母材相比,熱影響區(qū)的晶粒在焊接過(guò)程中發(fā)生長(zhǎng)大,而焊核區(qū)的晶粒則發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,晶粒有所細(xì)化。熱力影響區(qū)的晶粒受到熱和力的共同作用,發(fā)生塑性變形和動(dòng)態(tài)回復(fù),晶粒被拉長(zhǎng),尺寸略有減小。這些接頭微觀組織的特征與力學(xué)性能的測(cè)試結(jié)果吻合,即熱影響區(qū)的軟化最嚴(yán)重,其次是熱力影響區(qū)和焊核區(qū)。

圖9 接頭不同區(qū)域的微觀組織(ω=600 r/min)Fig.9 Microstructures in different regions of joint(ω=600 r/min)

2.6 VFSW 材料連接機(jī)制

圖10為VFSW 焊接過(guò)程中的材料流動(dòng)示意圖。首先,攪拌棒在套筒驅(qū)動(dòng)下高速旋轉(zhuǎn),并與工件相互摩擦；其次,攪拌棒的旋轉(zhuǎn)帶動(dòng)其下方工件材料流動(dòng),并形成渦流；接著,攪拌棒以一定的速度沿焊接方向前進(jìn),其下方渦流隨之一起向前移動(dòng)；最后,渦流前方的材料在渦流的帶動(dòng)下繞過(guò)渦流的后退側(cè),流動(dòng)至渦流后方形成焊縫。在此過(guò)程中材料發(fā)生了塑性變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,從而實(shí)現(xiàn)材料連接。

圖10 VFSW 工藝過(guò)程中材料流動(dòng)示意圖Fig.10 Schematic of material flow in VFSW process

3 結(jié) 論

1)對(duì)于6061-T6鋁合金,采用渦流攪拌摩擦焊(VFSW)工藝,在焊接速度30 mm/min、轉(zhuǎn)速400～800 r/min的工藝參數(shù)條件下獲得了表面成形美觀、無(wú)缺陷的焊縫。在焊縫末端會(huì)形成凸臺(tái),取代了常規(guī)FSW 的“匙孔”缺陷。

2)VFSW 接頭橫截面的宏觀形貌與常規(guī)FSW 相似。焊核區(qū)的體積隨轉(zhuǎn)速的增加先增大后減小,而熱影響區(qū)的體積隨轉(zhuǎn)速的增加單調(diào)遞增。焊接過(guò)程中塑化材料渦流體積也隨轉(zhuǎn)速增加而增大。

3)接頭顯微硬度總體呈“U”形或“W”形分布,熱影響區(qū)硬度最低。接頭抗拉強(qiáng)度隨轉(zhuǎn)速增加先升高后略有下降,斷后延伸率則相反。在試驗(yàn)參數(shù)下,600 r/min對(duì)應(yīng)的接頭抗拉強(qiáng)度最高,達(dá)到母材的54%。