焊接速度對鋁合金攪拌摩擦焊接頭性能的影響

李落星，張鵬，易林峰，吳時盛，周巧英

（1.湖南大學汽車車身先進設計制造國家重點實驗室，湖南長沙 410082 2.中國航發南方工業有限公司，湖南 株洲 412002）

汽車輕量化是實現節能減排的重要途徑，主要包括結構輕量化和材料輕量化.鋁合金是理想的輕量化材料，具有密度低、比強度高、耐腐蝕等特點，已廣泛應用于航空航天、軌道交通、汽車工業等領域.其中，6 系鋁合金的力學性能可通過熱處理靈活調控，應用廣泛，但其連接工藝仍存在一定的挑戰.傳統鋁合金焊接技術存在諸多不足，易出現裂紋、氣孔、焊后較大變形等問題，一定程度上限制了鋁合金在工程中的應用.攪拌摩擦焊（Friction Stir Welding，FSW）是一種固相焊接方法，具有熱輸入量低、接頭強度系數高、焊接變形小等特點，可有效避免熔化焊的冶金缺陷，已廣泛應用于軌道交通領域的車體焊接[1]，并逐步或部分取代熔化焊.近年來，學者們[2-4]采用激光輔助、超聲輔助、雙軸肩焊接等新方法，改善了FSW 接頭焊縫成形性，使其可焊接的材料厚度提高，進一步拓寬了攪拌摩擦焊在工程中的應用.但對于6 系熱處理可強化鋁合金，焊接產生的熱沖擊會使熱影響區材料析出強化相溶解，引起接頭性能惡化.從已有研究來看，焊接參數對接頭力學性能影響顯著，其本質原因在于焊接熱影響區在焊接過程中所受的熱沖擊差異明顯.焊接參數對6 系鋁合金FSW 接頭力學性能的影響和相關機理仍需進一步研究.

為了探明焊接參數對接頭力學性能的影響，諸多學者對比了不同焊接速度、旋轉速度及攪拌頭形狀時6 系鋁合金FSW 接頭力學性能的差異.Feng 等[5]和Ren 等[6]發現提高焊速可提升6061-T6鋁合金FSW 接頭力學性能，接頭硬度分布最低點在焊接熱作用下形成的過時效區，材料力學性能最低.Dong 等[7]對6005A-T6 鋁合金FSW 接頭的研究結果表明：隨焊接速度的增加，焊接峰值溫度降低，析出相溶解程度減少，熱影響區硬度和接頭強度提高.Liu 等[8]研究了6061-T6 鋁合金高轉速FSW 接頭的力學性能，結果表明：隨轉速升高，焊接過程中峰值溫度增加，焊后接頭硬度最低點位置析出相密度增加，接頭強度高于低轉速的接頭.Dawood 等[9]發現在其他焊接參數一致的情況下，采用三角形攪拌針時焊接過程中熱輸入量更少，其接頭力學性能更優異.以上研究表明FSW 接頭力學性能受焊接溫度的影響顯著，同時，優化焊接速度可提高接頭強度及焊接效率.因此，研究焊接速度對接頭力學性能的影響機理對于FSW 實際工程應用具有指導意義，準確獲取焊接接頭各區域的焊接溫度曲線，是研究過程中的關鍵.

為了更準確描述焊接過程中接頭各區域溫度、應變等分布規律，研究者們開始采用數值模擬方法對FSW 焊接過程進行有限元仿真.通過建立FSW熱力耦合模型，可更準確、直觀地了解焊接過程中接頭溫度、應變分布及演變.Zhang 等[10-12]采用ABAQUS軟件模擬了6061-T6 鋁合金FSW 過程，研究表明摩擦生熱是焊接過程主要熱量來源，溫度和應變峰值處均在焊縫上表面，且上下表面應變分布差異明顯.Soundararajan 等[13]采用ANSYS 軟件建立了6061-T6鋁合金FSW 熱力耦合模型，結果表明：材料的換熱系數與接觸壓力有關，采用換熱系數隨接觸壓力變化的有限元模型進行仿真分析，獲得的溫度變化曲線與試驗測量更吻合.Jain 等[14]采用DEFORM-3D 軟件模擬了轉速對6082-T6 鋁合金FSW 接頭溫度場分布和攪拌頭軸向力的影響，結果表明隨轉速的增加，焊接過程峰值溫度增加，焊核區溫度分布更加均勻，攪拌頭軸向力降低.上述研究均較好地獲得了焊接過程中接頭溫度場分布，但尚未將溫度分布與接頭力學性能聯系起來.因此，通過數值模擬獲取不同焊接速度下各區域的溫度變化，建立接頭溫度分布與各區域力學性能及顯微組織之間的對應關系和準確描述，以更好地描述或預測接頭的力學性能及失效行為，需求迫切.

基于此，本文以厚度3 mm 的6061-T6 鋁合金攪拌摩擦焊對接接頭為研究對象，開展接頭的力學性能及顯微組織研究.為準確獲得接頭不同位置溫度分布，利用ABAQUS 軟件建立FSW 熱力耦合有限元模型開展焊接過程工藝仿真，通過對標實測溫度曲線驗證模型的有效性，結合溫度分布及顯微組織觀察，分析焊接速度對接頭力學性能的影響機理.

1 試驗與建模

1.1 試 驗

試驗材料為3 mm 厚6061-T6 鋁合金擠壓板材，成分如表1 所示.工件去除焊接表面氧化層后沿擠壓方向進行焊接，攪拌頭轉速為1 200 r/min，焊接速度分別為300、500、800、1 200 mm/min，攪拌頭下壓量為0.2 mm，傾角為2.5°.接頭在焊接過程中的溫度變化采用熱電偶實時測量，分別在距離焊縫中心線8 mm 和10 mm 位置加工深度為2 mm 的盲孔，將熱電偶插入其中，并用高溫膠帶固定在工件上.采用NI LABVIEW 軟件在線采集熱電偶測得的實時溫度變化，用于與仿真結果輸出的溫度數據對標，采樣頻率為50 Hz.焊接接頭拉伸試樣尺寸、攪拌頭尺寸以及熱電偶布置位置如圖1 所示.

表1 6061-T6 鋁合金化學成分表Tab.1 Chemical composition of 6061-T6 Al alloy %

圖1 攪拌摩擦焊接拉伸試樣尺寸、攪拌頭尺寸及熱電偶測量點布置圖（單位：mm）Fig.1 Size of FSW joint tensile sample and FSW tool and location of the thermocouples measurement（unit：mm）

焊接完成后采用線切割加工焊接接頭試樣.采用Instron 3369 萬能試驗機按照GB/T 228.1—2010試驗方法進行拉伸力學性能測試，拉伸速度為5 mm/min；采用HV-1000 維氏顯微硬度計進行硬度測試，在垂直于焊接方向的橫截面厚度中心線上每隔0.5 mm 記錄一個點，測試載荷為9.8 N，保荷時間為10 s.所有力學性能測試均在焊接完成兩周后進行.接頭垂直于焊接方向橫截面經機械拋光后，采用Keller試劑（3 mL HNO3+6 mL HCl+6 mL HF+150 mL H2O）浸蝕2 min，用COSSIM 顯微鏡觀察接頭宏觀形貌.采用FEI Quanta 200 掃描電鏡及電子背散射衍射（EBSD）觀察母材、焊核區和熱影響區（Heat Affected Zone，HAZ）的顯微組織，試樣經機械拋光后采用10 mL HClO4+90 mL CH3OH 混合溶液在-20 ℃溫度、20 V 電壓下電解拋光60 s.

1.2 有限元建模

采用ABAQUS 商業軟件中ALE（Arbitrary Lagrangian Eulerian）自適應網格方法建立FSW 熱力耦合模型，以解決攪拌摩擦焊數值模擬涉及的大變形和高度非線性問題，同時為保證計算過程收斂，攪拌針長度略大于板厚.使用庫侖摩擦描述攪拌頭和工件之間的接觸關系，系數設為0.3[12]；為減少網格數量，提高計算效率，采用非均勻網格劃分，攪拌頭與工件接觸區域網格劃分密集，尺寸為0.4 mm，遠離接觸區域網格劃分較稀疏，模型如圖2（a）所示.工件與外部熱交換采用對流換熱等效，工件和工裝、攪拌頭、空氣導熱系數分別為5 000 W/（m·℃）、11 000 W/（m·℃）、30 W/（m·℃）[15].采用Johnson-Cook 材料本構模型描述6061-T6 鋁合金在不同溫度、應變速率下的硬化屬性.

式中：A 為參考溫度和應變率下初始屈服應力；B 為材料應變硬化模量；n 為硬化指數；C 為材料應變率強化參數；m 為材料軟化系數；εp為塑性應變；ε為應變速率；為參考應變率，本文為1；Tr為參考溫度；Tm為熔化溫度.A、B、n 通過擬合母材準靜態拉伸應力-應變曲線獲得，C、m 值采用文獻[16]中試驗的結果.上述參數的取值如表2 所示.材料熱物理參數采用JMatPro7.0 軟件計算得到，相關參數如圖2（b）所示.

圖2 FSW 有限元模型及6061-T6 鋁合金熱物理參數Fig.2 FSW finite element model diagram and thermo-mechanical properties of 6061-T6 Al alloy

表2 6061-T6 鋁合金Johnson-Cook 材料本構模型參數Tab.2 Parameters of Johnson-Cook constitutive material model of 6061-T6 aluminum alloy

2 試驗結果

2.1 接頭宏觀形貌

圖3 為不同焊接速度的FSW 接頭焊縫橫截面形貌圖.右側為焊接前進側（Advancing Side，AS），攪拌頭轉動方向與焊接方向相同，材料受到強烈的剪切作用，因此前進側焊核區邊界較為明顯.左側為焊接后退側（Retreating Side，RS），攪拌頭轉動方向與焊接方向相反，材料均向后流動，因此焊核區邊界模糊.由圖3 可見，焊核區呈“碗”狀，是典型的FSW 焊核區形狀，這是由于隨著與焊縫上表面距離的增加，軸肩對材料的熱力耦合作用逐漸減弱而攪拌針作用逐漸增強，因此焊核區呈現上寬下窄的形狀.當焊速為1 200 mm/min 時，由于熱輸入不足，材料流動性差，不能及時填充攪拌頭行進時產生的空腔，焊縫成形性變差，出現未焊合和隧道缺陷.

圖3 不同焊接速度的FSW 接頭焊縫橫截面形貌圖Fig.3 The cross-section morphology of FSW joints with different welding speed

2.2 接頭力學性能

2.2.1 接頭顯微硬度分布

圖4 為不同焊接速度的FSW 接頭橫截面中心硬度分布，將后退側、前進側硬度最低區域分別用RLH（Retreating side Low Hardness）、ALH（Advancing side Low Hardness）表示.熱力影響區（Thermo-mechanical Affected Zone，TMAZ）寬度較窄[7]，其硬度難以測試.當焊接速度從300 mm/min 增加到1 200 mm/min，焊縫及軟化區域的寬度明顯變窄，從21 mm減小到16.5 mm；焊核區（Nugget Zone，NZ）的硬度分布在70～78 HV 之間，隨著與焊縫中心的距離增加，硬度開始略微下降，除1 200 mm/min 試樣外，均在后退側距焊縫中心線5.5 mm 位置附近達到最低值，之后硬度逐漸恢復至母材水平.300 mm/min 試樣RLH和ALH 硬度較其他試樣差異較小，硬度曲線呈較明顯的“W”形，其他焊接速度下ALH 硬度略高于RLH硬度，這與荊洪陽等[17]和Liu 等[18]的研究結果一致.

圖4 不同焊接速度的FSW 接頭橫截面中心硬度分布Fig.4 The cross-section hardness distribution of FSW joints with different welding speed

2.2.2 接頭拉伸力學性能

圖5 為不同焊接速度下FSW 接頭拉伸力學性能，每組參數的結果為3 個試樣測試結果的均值.6061-T6 鋁合金板材的抗拉強度為303 MPa，延伸率為10.7%.隨著焊接速度的增加，焊接接頭延伸率和抗拉強度均呈現先增加后減小的趨勢.在4 種焊接速度接頭中，500 mm/min 焊速試樣延伸率達到最高值6.50%；800 mm/min 焊速試樣抗拉強度達到最大值245 MPa，強度系數為80.86%.1 200 mm/min 焊速試樣雖然存在缺陷，但抗拉強度仍高于300 mm/min焊速試樣，而延伸率最低.

圖5 不同焊接速度的FSW 接頭拉伸力學性能Fig.5 The tensile mechanical properties of FSW joints with different welding speed

圖6 為不同焊接速度下FSW 接頭拉伸斷裂位置示意圖.當焊接速度為300～800 mm/min 時，接頭試樣均斷裂在后退側熱影響區，而焊接速度為1 200 mm/min 時，斷裂位置在焊核區.一般而言，硬度曲線可以很好地反映接頭上各區域的力學性能特點[18]，由圖4 可知，FSW 接頭拉伸斷裂位置對應接頭硬度最低點或缺陷位置.當焊接速度為300～800 mm/min時，硬度最低點在后退側熱影響區，意味著此處材料軟化嚴重，拉伸測試時易產生裂紋直至斷裂.而對于1 200 mm/min 焊速試樣，焊接缺陷決定了接頭斷裂位置，焊核區底部的未焊合缺陷在拉伸過程中成為裂紋源，使裂紋朝焊核區擴展，最終接頭在焊核區發生斷裂.

圖6 拉伸試樣斷裂位置Fig.6 The fracture location of tensile specimens

3 分析與討論

3.1 焊接速度對接頭溫度及成形性的影響

攪拌摩擦焊接頭各微觀區域的力學性能與焊接過程所經歷的溫度曲線有關.其焊接參數（焊接速度、轉速以及下壓量等）又會影響焊接過程中各區域的溫度分布.因此，為了分析焊接速度對接頭溫度場分布的影響，建立了FSW 熱力耦合有限元模型，模擬接頭溫度分布隨焊接速度的變化.

為了驗證仿真模型計算得到的溫度場結果的準確性，將其與實測溫度對標，如圖7 所示.當焊接速度為300 mm/min 時，在距離焊縫中心8 mm、10 mm位置，仿真得到的峰值溫度分別為324 ℃、259 ℃，試驗測得的峰值溫度分別為316 ℃、256 ℃，其誤差分別為2.53%、1.17%；當焊接速度為800 mm/min 時，仿真得到的峰值溫度分別為310 ℃、251 ℃，試驗測得的峰值溫度309 ℃、245 ℃，其誤差分別為0.32%、2.45%.由此可見，仿真與試驗峰值溫度吻合程度較高，溫度上升曲線一致.由于無法考慮實際中工件和工裝、平臺之間復雜的接觸關系，降溫曲線差異較大.但本文主要研究接頭不同區域峰值溫度，對于降溫曲線計算可在后續研究中進一步優化.

圖7 前進側距離焊縫中心分別為8 mm 和10 mm 位置仿真溫度和試驗結果對比Fig.7 Comparison of temperature of simulation and experiment at distance of 8 mm，10 mm from weld center line at advancing side

圖8（a）為300～800 mm/min 焊接速度的接頭溫度場分布，圖中黑色虛線為金相試驗中所獲得的相應的接頭焊核區形狀.當焊接速度為300～800 mm/min 時，焊核區在焊接過程中峰值溫度均在502 ℃以上，焊核區邊緣峰值溫度為480～502 ℃，溫度分布呈上寬下窄的形狀，隨著與焊縫中心距離的增加，上下表面溫度分布逐漸均勻.當焊接速度增加時，焊核區溫度分布均勻性降低.這是由于焊接過程中的熱量主要來自工件和軸肩和攪拌針的摩擦熱，因此，攪拌針根部溫度最高.進一步地，通過材料內部熱傳導及攪拌頭引起的材料流動，熱量會傳遞到無攪拌頭作用的區域.而焊接速度越高，溫度橫向傳導以及焊核區從上到下傳導的時間變短，因此，接頭軟化區域變窄，焊核區溫度分布差異增大.

圖8 FSW 接頭橫截面溫度場分布及缺陷圖Fig.8 The temperature distribution of FSW joints cross section and defect

圖8（b）為1 200 mm/min 焊接速度的接頭溫度場分布及缺陷示意圖.由圖可知，焊核區上下表面溫度分布差異明顯，攪拌針根部附近峰值溫度在502℃以上，下表面峰值溫度僅為400～480 ℃.分析認為，當焊接速度增加至1 200 mm/min 時，焊核區上表面產生的高溫向下表面傳遞的時間進一步縮短，而攪拌針產熱有限，下表面材料溫度明顯低于上表面溫度.下表面材料的焊合主要依靠攪拌針對材料的摩擦作用，促使材料流動；當材料熱塑性不足時材料流動阻力增大，攪拌不充分從而形成未焊合及隧道缺陷.在ALE 自適應網格技術中，材料在網格切向方向可以自由運動而在網格法向上與節點固定，當材料軟化程度不足時，材料無法流動至前進側而朝攪拌頭后側流動，此時攪拌針后側存在法向與材料流動方向一致的網格，這類網格會隨著材料的運動而脫離攪拌針，最終由于畸變嚴重而中止計算，如圖8（b）所示.

3.2 焊接速度對接頭顯微組織的影響

為了研究焊接速度對接頭焊核區及熱影響區RLH 顯微組織的影響，本文通過EBSD 獲取300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭各區域的晶粒形貌，取點位置如圖9（a）所示，圖中，ND（Normal Direction）為法向，TD（Transverse Direction）為橫向，垂直平面方向為RD（Rolling Direction）軋制方向.圖9（b）為母材晶粒形貌圖，平均晶粒尺寸為89.42 μm.

圖9 EBSD 取點位置及母材晶粒形貌圖Fig.9 EBSD location and base material grain morphology map

圖10（a）、圖10（b）分別為300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭焊核區的晶粒形貌圖，焊核區均為等軸晶，這是由焊接過程發生動態再結晶所致.其晶粒相比母材明顯細化，且隨焊接速度增加，平均晶粒尺寸從12.27 μm 減小至8.54 μm.在焊接過程中，攪拌頭與工件摩擦產生的高溫使材料迅速達到熱塑性狀態并產生大量位錯，在高應變速率下位錯不斷累積和重組，形成由小角度晶界（Low Angle Boundaries，LAB）組成的亞晶粒，其晶界取向差角為2°～15°，如圖10 所示的細線；當位錯進一步增加，相鄰晶粒的小角度晶界取向差逐漸增大，最后轉變成大角度晶界（High Angle Boundaries，HAB），形成細小等軸晶，大角度晶界取向差角一般大于15°，如圖10 所示的粗線.同時，焊接速度越高，冷卻速率越快，位錯運動和亞晶界的遷移受到限制，從而抑制再結晶晶粒長大[19].因此，800 mm/min 焊速接頭的焊核區平均再結晶晶粒尺寸小于300 mm/min 焊速接頭的焊核區平均晶粒尺寸.

圖10 不同焊接速度下接頭焊核區及熱影響區晶粒形貌圖Fig.10 Grain morphology of NZ and HAZ of joints with different welding speeds

對于熱影響區，材料只受到焊接熱作用，晶粒長大明顯，如圖10（c）、圖10（d）所示.當焊接速度從300 mm/min 增加至800 mm/min 時，熱影響區平均晶粒尺寸從156 μm 減小到142 μm，且小角度晶界明顯減少.一方面，焊接速度的增加縮短了高溫持續時間，減少了晶粒在焊接熱作用下長大時間.因此，相比于低焊接速度，高焊接速度接頭的熱影響區晶粒尺寸減小.另一方面，由于鋁合金具有高層錯能，在高溫和高應變下易發生動態回復，位錯發生湮滅、重排成低能構型，位錯胞結構演變成亞結構，形成大量小角度晶界[20].焊接速度越低，其回復進行的時間越長，形成的小角度晶界越多.因此，300 mm/min 焊接速度下，熱影響區小角度晶界占比明顯多于800 mm/min 焊接速度的試樣.

3.3 焊接速度對接頭力學性能的影響

一般而言，FSW 接頭顯微硬度分布曲線是接頭各區域力學性能變化規律的直接反映.對Al-Mg-Si合金而言，顯微硬度與晶粒尺寸和析出相形貌、密度等密切相關[21].晶粒尺寸越小，材料強度越高，并可根據霍爾佩奇公式計算出平均晶粒尺寸對于材料屈服強度的貢獻：

式中：d 為平均晶粒尺寸；ky是與材料性質有關的常數.材料屈服強度σy和硬度Hv存在經驗關系式：Hv≈0.33σy.因此，晶粒尺寸對硬度貢獻的計算公式為：

式中：kd為比例系數，其值為50 HV·μm1/2[22].

表3 為不同焊接速度樣品焊核區以及熱影響區的平均晶粒尺寸及其對硬度的貢獻，由表3 可知，隨焊接速度的增加，焊核區晶界強化效應對硬度的貢獻值從14.27 HV 上升至17.11 HV，而300 mm/min、800 mm/min 焊接速度下接頭焊核區平均硬度均為75.3 HV，晶界強化效應貢獻的硬度分別占焊核區平均硬度的18.9%和22.7%.雖然接頭熱影響區RLH區域晶粒均發生明顯長大，但與母材晶界強化效果相比，強化效應貢獻的硬度值差異在1.29 HV 以下.同時，300 mm/min 和800 mm/min 焊速的接頭熱影響區RLH 平均硬度分別為67.5 HV 和72 HV，母材平均硬度為110 HV，對比晶界強化效應貢獻的硬度，可發現RLH 和母材晶界強化作用不明顯.對于焊核區，平均晶粒尺寸最大為12.27 μm，相比母材和接頭熱影響區，晶界面積更大.因此，接頭焊核區晶界強化作用要高于接頭其他區域.對于接頭熱影響區RLH，晶粒在焊接熱作用下長大，平均晶粒尺寸超過140 μm，晶界強化對于材料力學性能影響較小.6 系鋁合金是熱處理可強化合金，析出強化是最主要的強化機制，因此，析出相在焊接過程中因熱沖擊發生溶解、相變及粗化是接頭熱影響區RLH 材料性能差異的重要原因.

表3 不同焊接速度樣品焊核區以及熱影響區的平均晶粒尺寸及其對硬度的貢獻Tab.3 Average grain size and its contribution to hardness in NZ and HAZ at different welding speed

根據Dong 等[7]的研究，T6 狀態的Al-Mg-Si 合金在受到焊接熱影響后，析出相在不同溫度下的變化規律為：（a）250～320 ℃，β″相轉變成β′相以及Q′相；（b）400～480 ℃，β′和Q′相溶解；（c）480～502 ℃，β相析出和溶解.圖8 中菱形標記為RLH 區域硬度測試點位置，虛線表示焊核區輪廓.如圖8 所示，焊接時經歷的溫度均在480 ℃以上，析出相全部溶解，同時由于冷卻速度過快β 相無法析出[7]，焊核區處于高濃度溶質原子和高密度空位狀態，對于焊后自然時效過程中GP（Guinier Preston zone）區析出具有顯著促進作用[23].由此可知，焊核區硬度的主要貢獻者是自然時效析出的GP 區.本文中接頭拉伸力學性能主要取決于熱影響區RLH 析出相狀態，而此區域焊接過程中峰值溫度400～480 ℃，析出相逐步溶解，且焊接速度越高，高溫持續時間越短，溶解的析出相越少，材料強度性能損失越低.因此，隨著焊接速度的增加，RLH 區域硬度上升，接頭強度提高.

4 結論

通過對3 mm 厚6061-T6 鋁合金攪拌摩擦焊4種焊接速度的對接接頭進行力學性能測試、顯微組織觀察以及焊接過程的有限元仿真模擬，研究了焊接速度對接頭成形性、顯微組織及力學性能分布特性的影響，得到以下結論：

1）焊接速度過高，將影響焊縫的成形性.當焊接速度為300～800 mm/min 時，接頭成形質量良好.當焊接速度為1 200 mm/min 時，由于焊速過快，焊核區下表面升溫不足，材料熱塑性不足，使得材料攪拌不充分，形成未焊合及隧道缺陷.

2）焊接過程中，接頭不同區域的晶粒組織演變過程相差甚大.接頭焊核區在攪拌頭的熱力耦合作用下，發生動態再結晶，形成細小的等軸晶；接頭熱影響區在焊接熱沖擊作用下發生動態回復，晶粒尺寸相比母材長大明顯.隨著焊接速度的增加，接頭焊核區和熱影響區晶粒尺寸均減小.

3）焊接速度是影響接頭力學性能的重要因素，焊接接頭受熱過程中，熱影響區析出強化相的溶解是導致接頭強度下降的本質原因.當焊接速度為300～800 mm/min 時，接頭在拉伸測試時均斷裂在后退側熱影響區硬度最低點（RLH）；當焊速為1 200 mm/min 時，接頭存在未焊合缺陷，從焊核區斷裂.接頭RLH 處在焊接過程中峰值溫度為400～480 ℃，達到了析出相溶解條件；隨著焊接速度的增加，高溫持續時間減少，析出相溶解程度降低，材料性能損失減少，接頭力學性能提升.