摘要
攪拌摩擦焊(FSW)是當今最具發展前景的固態金屬連接方法。與傳統的熔焊方法相比，該攪拌摩擦焊可以產生更高的力學和冶金性能的接頭。以前，攪拌摩擦焊被用於低熔點金屬，如鋁合金。近年來，鋼的攪拌摩擦焊接取得了顯著的進展，因為熔焊過程中母材和釺料的熔化可以消除焊縫中發生的不利相變。與傳統熔焊相比，攪拌摩擦焊的主要優點是減少熱影響區(HAZ)，接頭表現出優異的力學和耐腐蝕性能。本文綜述了攪拌摩擦焊連接鋼的刀具材料和刀具外形、鋼接頭的組織和力學性能、異種鋼連接中的特殊問題等相關問題的研究進展。此外，利用原位加熱源克服了硬質金屬及其合金攪拌摩擦焊的主要局限性，即刀具損傷和發熱不足。介紹了激光、感應熱、鎢極氬弧焊輔助攪拌摩擦焊等不同的原位加熱方式。在此基礎上，提出了需要進一步研究的問題。
簡介
攪拌摩擦焊(FSW)作為一種固態焊接工藝，可以借助非消耗性工具實現金屬熔點以下或金屬塑性階段的連接[1］．與熔焊工藝相比，攪拌摩擦焊縫具有更均勻的晶粒結構和更好的力學性能，如抗拉強度、硬度和韌性[2］．攪拌摩擦焊接試樣組織均勻，熱影響區窄，具有較好的耐腐蝕性能。半固態連接金屬的特性有助於該攪拌摩擦焊方法連接具有不同熔點的金屬，如鋁和銅。如今，攪拌摩擦焊已成為行業中盛行的鋁合金連接工藝之一[3.- - - - - -5］．在考慮鋼鐵等硬質金屬時，攪拌摩擦焊在鋁合金中仍不能實現同樣的可行性[6，7］．攪拌摩擦焊對鋼材的限製如下:(a)一個非常高的持久的工具需要焊接鋼,(b)產生的溫度工具銷和肩膀將不足以使塑化金屬,(c)焊接速度無法達到對鋁合金一樣好鋼的硬度高,(d)工具損壞率非常高,和(e)高流壓力是由熱鋼摩擦攪拌焊過程同時進行,並導致高接觸應力和嚴重退化的工具(8］．工具材料如商用純鎢(Cp- W)或聚晶立方氮化硼(PCBN)工具可以克服這些問題。然而，與熔焊相比，它增加了8倍甚至更多的焊接成本。
雖然攪拌摩擦焊工具價格昂貴，但與傳統的熔焊方法相比，攪拌摩擦焊有許多優點。其中一些如下:(a)熔焊產生的熱影響區很大，這最終會降低焊縫的強度和質量，(b)熔焊需要填充金屬來連接母金屬，而攪拌摩擦焊根本不需要填充金屬，(c)為了消除氫脆或氣孔之類的缺陷，熔焊需要保護氣體，這將高度汙染大氣，而攪拌摩擦焊不需要任何保護氣體，(d)熔焊電弧發射強烈的可見的，紫外線和紅外輻射對焊工和自然非常有害，而攪拌摩擦焊不會產生任何有害射線，或攪拌摩擦焊是100%環保的連接工藝[9- - - - - -11］．此外，馬氏體鋼的熔焊是複雜的，但攪拌摩擦焊是相當容易的。
為了提高焊接效率和鋼的質量，發明了混合攪拌摩擦焊接。在混合攪拌摩擦焊接中，還將增加一個加熱源與傳統的攪拌摩擦焊結合在一起進行原位加熱。這種焊接的最佳例子是激光輔助攪拌摩擦焊(LA-FSW)和感應輔助攪拌摩擦焊(IA-FSW) [12，13］．這些方法有助於就地加熱金屬，通過這種方式，將實現更高的焊接速度;在投入工具之前，金屬的軟化有助於降低工具的損壞率，高速鋼碳化鎢等工具能夠焊接鋼材[14］．在這些方法中，焊接鋼的溫度要求在500℃到1100℃之間。對該接頭的微觀組織分析表明，試件具有細小的晶粒組織，力學性能優於熔焊[15］．這些研究表明，鋼上的攪拌摩擦焊變得更便宜和商業化，就像鋁合金上的攪拌摩擦焊一樣。
本文回顧了目前鋼攪拌摩擦焊接的研究和進展，並確定了在目前情況下所麵臨的所有限製。
焊接鋼用攪拌摩擦焊工具
攪拌摩擦焊廣泛使用的刀具材料是高速鋼。軟金屬如鋁、銅及其合金常可用這種工具焊接。16- - - - - -18］．為了克服刀具磨損，必須優化工藝參數[19］．在焊接鋼中，高速鋼工具是不能使用的，因為它們不能產生所需的溫度，承受約950°C的高溫，並抵抗磨料磨損[20.- - - - - -22］．連接鋼的工具必須能承受各種磨損，具有高強度和硬度，並具有斷裂韌性。考慮到所有這些性能，目前使用的刀具材料是商業純鎢(Cp- W)和聚晶立方氮化硼(PCBN)。
耐火金屬作為攪拌摩擦焊工具
難熔金屬是一種具有高熔點和耐磨性的金屬。由於熔點高，該難熔金屬工具無法使用傳統的金屬基成形技術製造[23］．製造難熔金屬工具的方法是金屬注射成型。由於這種繁瑣的加工，金屬成本將比高速鋼工具高得多。目前使用的一些基本的耐火金屬攪拌摩擦焊工具有氮化矽、碳化鎢、鑭係鎢和碳化鎢鈷合金[24，25］．數字1顯示耐火金屬的性能。
難熔金屬的性能
在攪拌摩擦焊鋼的初始階段，采用了鉬和鎢工具。這些攪拌摩擦焊工具的主要局限性是在插入鋼時發生斷裂和變形[26］．這種變形是由於刀具插入鋼時軸向力大和刀具材料的韌脆轉變溫度高造成的。由於這些問題，這些金屬被一種新的耐火工具材料鎢錸(W-25%Re)所取代。與鉬和鎢相比，鎢錸合金由於合金元素錸的存在，其韌脆轉變溫度較低，且具有較好的耐磨性[27，28］．此外，在鋼焊接過程中發生的刀具損傷仍未完全恢複。
合成材料作為攪拌摩擦焊工具
聚晶立方氮化硼(PCBN)是最好的碳氮化硼工具之一，通常用於攪拌摩擦焊接，加工和切割操作。利用燒結或摩擦法，可製備PCBN [29- - - - - -31］．對於這種燒結過程，高溫、高壓以及粘結劑相都是必要的。粘結相包括鎳、銅等金屬和氧化鋁、碳化鈦和氮化鈦等陶瓷[32- - - - - -35］．數字2顯示了PCBN的性質。
PCBN的性質
PCBN提供高硬度，金剛石是唯一的硬材料，提供比PCBN更高的硬度。與金剛石相比，PCBN能承受非常高的溫度。PCBN還能抵抗熱衝擊、化學磨損並提供高韌性[36- - - - - -39］．由於這些能力，PCBN工具主要用於機械加工領域，包括攪拌摩擦焊接。對PCBN工具進行了大量的研究。它主要集中於銷和肩的輪廓及其如何影響焊縫的力學性能[40］．
研究表明，PCBN可以成功應用於合金鋼和不鏽鋼，如奧氏體不鏽鋼、鐵素體不鏽鋼、馬氏體不鏽鋼和雙相不鏽鋼。與難熔金屬攪拌摩擦焊工具相比，PCBN提供了更好的接頭，組織均勻[41，42］．許多研究人員使用pcbn -鎢合金工具焊接硬度較低的鋼合金，厚度可達12毫米。雖然使用相同的合金，但這些工具仍然會發生變形[43］．如今，人們主要考慮的是高溫合金工具。用於攪拌摩擦焊的高溫合金主要是鈷基或鎳基合金[44- - - - - -46］．
此外，在防止工具斷裂、提高接頭強度和降低鋼焊接工藝成本方麵，這些都不是可持續的補救措施。目前的研究表明，采用混合焊接技術是更好的選擇。通過使用這些方法，傳統工具可以焊接硬質合金，如AISI 410不鏽鋼板的碳化鎢工具[47］．
工具簡介
刀具外形或刀具幾何形狀對焊接質量和刀具磨損率有重要影響。刀具輪廓在以下方麵有助於攪拌摩擦焊過程:(a)產生精確的焊接溫度，(b)對焊縫區域產生相同的軸向力，(c)獲得良好的焊接速度，以及(d)在攪拌區獲得適當的金屬流動和均勻的晶粒結構[48，49］．攪拌區的塑性變形率也取決於刀具的形狀，而不取決於刀具的轉速和焊接速度。在設計工具之前需要考慮的重要因素有:(a)基板的厚度，(b)基金屬的種類，是軟金屬還是硬金屬，以及(c)工具的材料[50］．在設計刀具時，需要考慮的重要因素是銷釘直徑和凸肩直徑和凸肩。肩型在攪拌摩擦焊中起著至關重要的作用。該區域需要加熱，焊接產生的熱量取決於肩型和直徑[51- - - - - -53］．隨著肩徑的增大，加熱麵積也會增大。肩部尺寸不必要的增加會導致熱影響區域的增加[54］．
在錐形PCBN工具(肩徑12mm，銷長2mm，頂部直徑4mm，底部直徑5.8 mm)的輔助下，成功焊接了厚度為2.3 mm的超高碳鋼[55，56］．結果表明:由於不斷的動態再結晶，在熱力學影響區可見細晶粒組織;采用凸滾肩+階梯螺旋銷刀具，在刀具轉速分別為400和800 r/min的條件下，焊接厚度為6mm的NSSC 270超奧氏體不鏽鋼[57- - - - - -60］．在400 r/min時，接頭的強度和塑性與母材相近，而在800 r/min時，接頭的金屬間相較多，接頭強度較弱。數字3.為錐形PCBN刀具和凸卷肩+階梯螺旋銷刀具。
工具配置文件的例子:一個錐形PCBN工具，b凸卷肩+階梯螺旋銷工具[62］
用PCBN工具對接焊接厚度為1.5 mm的SAF 2507級超雙相不鏽鋼，凹肩(直徑25 mm)和錐形銷(長度3.8 mm) [61- - - - - -63］．結果表明:接頭具有與母材相同的強度，試件在靠近熱力學影響區的後退側和後退側發生斷裂[64，65］．使用鎢合金工具焊接厚度為3.4 mm的AISI 304L不鏽鋼，其凹肩型(肩徑10.2 mm)和圓柱銷型(銷長2.3 mm) [66- - - - - -68］．結果表明，接頭效率為80% ~ 98%，抗拉強度接近母材。焊接成功後，在銷尖和肩邊發現刀具磨損;這類磨損大多發生在鎢合金工具上，因為它們在焊接時不能承受較大的軸向力[69，70］．
采用感應輔助攪拌摩擦焊成功焊接了一塊厚度為3mm的AISI 410馬氏體不鏽鋼板。使用的工具是碳化鎢(肩徑25mm，銷長2.6 mm，銷徑5mm，六角銷形)[71，72］．試件的腐蝕速率為2.79757 mm/年，遠遠高於母材的腐蝕速率，強度接近母材的462 MPa。原位加熱有助於工具在攪拌區進行良好的傳播和攪拌，獲得了比母材均勻的細晶粒組織[73］．采用激光輔助攪拌摩擦焊成功焊接了一塊S45C鋼板。用於焊接的工具是一個尖端鎢鈷合金工具。該工藝的主要優點是焊接速度快，可達800毫米/分鍾。傳統攪拌摩擦焊方法的速度約為400 mm/min [74，75］．該方法使接頭的抗拉強度接近母材，試樣破壞發生在母材區。
組織與力學性能
機械性能
金屬連接件的主要目的是獲得優異的機械性能，如抗拉強度和硬度。如今，人們進行了大量的研究來提高關節的力學性能[76- - - - - -78］．許多研究表明，大多數攪拌摩擦焊接鋼接頭的力學性能接近母材。
成功地對改性9Cr-1Mo-V-Nb鋼進行了攪拌摩擦焊接，並研究了焊接件橫截麵顯微硬度分布。從熱影響區到攪拌區，焊縫區域的顯微硬度範圍不同，這是由於每個區域產生的熱量不同[79］．焊縫的顯微硬度峰值為503 HV0.5。新馬氏體的形成導致了這種顯微硬度。回火區顯微硬度較低。由於回火效應，顯微硬度為482 HV0.5。由於馬氏體亞組織的存在，熱影響區顯微硬度為417 HV0.5 [80，81］．數字4圖中為攪拌摩擦焊接P91鋼接頭截麵的維氏顯微硬度圖。
維氏顯微硬度圖:一個顯微硬度分布b顯微硬度壓痕[79］
用氧化鎢鑭工具成功地焊接了AISI 410級奧氏體不鏽鋼。研究了刀具傾斜角度的影響。當刀瓦角為1.5°、刀轉速為600 r/min、焊接速度為45 mm/min、軸向載荷為11 kN的參數組合時，獲得了最佳效果。工具傾斜角度增強了焊縫的塑化，從而獲得了整個焊縫均勻的微觀組織[82- - - - - -85］．焊縫的屈服強度為605 MPa，即焊縫強度達到母材強度的96%。攪拌區平均顯微硬度為230±5 HV，該顯微硬度值高於熱機械影響區。
采用兩個定參數和一個變參數對焊DP700高強鋼。焊接速度為100 mm/min、150 mm/min和200 mm/min [86，87］．在刀具轉速800 r/min、焊接速度150 mm/min、刀具傾斜角度3°的組合下，可獲得最佳的焊接效果。研究了其抗拉強度和顯微硬度等力學性能。攪拌區平均顯微硬度為395 HV，母材平均顯微硬度為275+3 HV。攪拌區顯微硬度的提高是由於冷卻速率和晶粒細化。在相同的參數組合下，接頭的抗拉強度為687 MPa，比母材接頭的抗拉強度提高91.7%。
對is2062鋼板進行攪拌摩擦焊，並進行了顯微硬度等力學試驗。在200 g載荷下，母材和攪拌區的平均顯微硬度分別為143 VN和182 VN。攪拌區顯微硬度的增加與晶粒細化和冷卻速率有關[88- - - - - -91］．結果還表明，晶粒細化有助於提高接頭的抗拉強度。
組織評估
焊縫組織分析有助於研究和理解材料的流動和微觀組織的形成。通過對這些指標的評價，可以很容易地發現焊縫缺陷。通過比較焊接試樣與母材的晶粒組織，可以了解焊接過程中晶粒組織的演變。焊縫區域內晶粒的均勻性可以確定[92- - - - - -95］．
目前，對鋼的攪拌摩擦焊進行了多種類型的研究。結果表明，影響攪拌摩擦焊組織形成的因素很多。一些影響微觀組織的重要參數是(a)刀具轉速，(b)焊接速度，(c)軸向力，(d)刀具輪廓，和(e)刀具傾斜角度。與這些參數相關的共同之處是這些工藝參數產生的熱量，而焊接顯著影響微觀組織的演化[96，97］．攪拌區的物料流動主要取決於刀具及其外形。刀肩影響最上層材料的運動，而銷釘輪廓和刀尖控製中間和下部的材料運動[98- - - - - -101］．數字5顯示了攪拌摩擦摩擦過程中工具的影響區域。
攪拌摩擦焊中影響區域的工具
對接接頭配置使用DP 700級不鏽鋼。微觀組織評價表明，當焊接速度為100 mm/min時，攪拌區晶粒組織轉變為單相奧氏體組織。此時產生的溫度為885℃[102- - - - - -104］．當焊接速度增加到150 mm/min和200 mm/min時，在底部回彈處發現了雙相鐵素體-奧氏體區域。頂部和中部保持相同的單相奧氏體組織。150 mm/min和200 mm/min的焊接溫度分別為813℃和731℃[105］．研究表明，高的焊接速度導致焊縫區域形成了高硬度的細晶粒組織。較好地解決了焊接溫度和焊接速度對攪拌摩擦焊組織變化的影響。
用攪拌摩擦焊方法成功焊接了AISI 316L不鏽鋼，在攪拌區發現了近似細小的晶粒組織。AISI 316L不鏽鋼在熱加工過程中也能看到相同的晶粒結構，這是由於奧氏體鋼的層錯能較低[106- - - - - -108］．結果表明，焊件的應變率高於母材的臨界應變率，主要是由於晶界的位移密度和無應變的成核晶粒;
數字6給出了三種不同刀具傾斜角度下焊縫區域的宏觀形貌。攪拌摩擦焊縫試樣中主要可見四個區域，即母材區(BM)、熱影響區(HAZ)、熱機械影響區(TMAZ)和攪拌區(NZ) [109，110］．在圖6，非常小或不可見熱影響區，表明焊接過程中產生的熱量是最佳的。接頭表麵的工具肩直徑和靠近板底的工具銷直徑與攪拌區體積大小大致相同。
攪拌摩擦焊焊縫宏觀圖:一個0°傾角，b1.5°傾角，c3°傾斜角[110］
動態攪拌區示意圖:一個0°傾角，b1.5°傾角，c3°傾斜角[110］
數字7圖示三種不同工具傾斜角度下的動態攪拌區體積。當工具傾斜角度增大時，攪拌區動態體積略有提高[111- - - - - -114］．在刀具傾角0°、1.5°和3°三個水平下，動態體積為104.64 mm3.， 116.24 mm3.和127.84 mm3.,分別。
可以看到，在工具瓦角為0°時，由於工具肩與焊縫表麵的完美接觸，攪拌區體積與工具肩直徑相似[115- - - - - -117］．因此，當工具傾角為1.5°和3°時，物理接觸發生變化，動態攪拌區也增大。焊縫區剪切帶的形成可以用攪拌區動體積的上升來解釋，其中，當向推進側移動時，帶有傾斜頂部流臂的熔核區形成更為全麵[118，119］．此剪切帶非常窄且無缺陷。這種剪切帶的缺點之一是它們是非彈性的，在高應變率下不進行變形。
數字8顯示了AISI 316L不鏽鋼和攪拌摩擦焊縫在三種不同工具傾斜角度下的顯微照片。結果表明，刀具傾斜角度對焊縫區成形組織和材料流動有顯著影響。3°的工具傾斜角度可以達到865°C，這足以在AISI 316L不鏽鋼中產生良好的連接。產生的熱影響區明顯減少[120- - - - - -122］．此外，獲得了細晶粒結構。0°傾角下形成了968℃的溫度，熱量的增加導致熱影響區上升，攪拌區出現了一些粗大的晶粒結構。當刀具傾斜角度大於3°時，刀具不能產生足夠的熱量，導致接頭強度差[123］．
AISI 316L攪拌摩擦焊接不鏽鋼試件在三種不同工具傾斜角度下的顯微照片:一個賤金屬,b在傾斜角為0°時，c傾斜角度為1.5°時，d傾斜角度為3°[124］
光學顯微鏡還發現，由於攪拌區在0°、1.5°和3°的不同傾角下發生了強烈的動態再結晶，形成了粒徑分別為8±3 mm、5±2 mm和6±2 mm的晶粒。由於不連續的動態再結晶過程，在攪拌區可見近似等軸的細化晶粒。在AISI 316L等所有中至低層錯能材料中均觀察到類似的再結晶現象[124- - - - - -126］．
表麵缺陷
攪拌摩擦焊接不鏽鋼表麵出現的一些典型缺陷是粗糙的結構、表麵裂紋和溝槽。這些表麵缺陷大多與接頭表麵塑化效果差或塑化過度有關。這些塑化問題主要與焊接參數有關，如焊接速度、工具轉速、軸向力/插入深度，或與攪拌摩擦焊工具的銷肩設計有關。采用攪拌摩擦焊方法將兩種不同鋼種DH36和EH46連接在一起[127］．實驗表明，焊縫表麵存在明顯的微裂紋等表麵缺陷。數字9微裂紋從攪拌摩擦焊DH36頂部延伸至穩態區和俯衝區之間。數字9(a)低倍率，圖9(b)放大倍率高。樣品按焊縫方向切割。
DH36和EH46 FS-Weld區域的微裂紋從上表麵開始延長:一個低放大倍數,b高倍率[127］
在雙金屬區域形成微裂紋的原因與缺乏材料流動有關。它與焊接速度和刀具轉速直接相關。當焊接速度超過400 mm/min，刀具轉速超過550 r/min時，微裂紋延長[128，129］．當刀具轉速超過550 r/min時，溫度達到1250℃;這導致TiN的單質沉澱和Mn, Si, Al和O在雙金屬區之間的單質偏析。這阻止了材料的流動，導致了微裂紋的形成，並最終降低了接頭的力學性能。
數字10展示了用攪拌摩擦焊連接不同不鏽鋼時所產生的不同特征缺陷。大多數缺陷與刀具幾何形狀或材料流動有關[130- - - - - -132］．由於刀具穿透不足或焊縫跟蹤不當而發生的熔合缺陷被認為是刀具幾何缺陷，與流動相關的缺陷與焊接區產生的熱量有關。當焊縫區產生的熱量很高時，焊縫區過度塑化，形成閃光，導致表麵擦傷和熔核坍塌[133，134］．當焊接時產生的熱量過低時，可見材料流動不足，這導致表麵填充不足。由於鍛壓力和蟲孔的增加，這種表麵填充物的缺乏在前進一側形成了固結缺陷[135- - - - - -137］．
與物料流動相關的不同特征缺陷形式[130］
在采用最佳工藝參數的攪拌摩擦焊方法連接鋼材時，與流動相關的缺陷發生在粘滑擦流發生的溫度下，可以消除從銷釘工具前麵區域流出的材料[138］．另一個常見的表麵缺陷，通常可見的硬質金屬，如鋼的表麵溝槽缺陷。數字11aisi430不鏽鋼焊縫表麵溝槽缺陷。
aisi430不鏽鋼接頭表麵溝槽缺陷[138］
這種穩定的表麵凹槽缺陷是在低壓力下由於軸向力/插入深度不足而形成的。通過在對接區域施加足夠的軸向力/插入深度，可去除表麵溝槽缺陷[139，140］．此外，為了防止表麵溝槽缺陷，需要有足夠的熱輸入。
攪拌摩擦焊連接方法提供的表麵光潔度與焊接速度、刀具轉速等刀具運動有關[141］．表麵光潔度對焊縫性能起著至關重要的作用;當攪拌摩擦焊工具沿著對接表麵旋轉和移動時，它會在焊縫表麵留下進給痕跡(洋蔥圈)。如果焊接速度過高或刀具旋轉過低，會形成粗糙的表麵紋理。這些表麵特性導致更高的表麵應力集中，並最終降低接頭的力學性能，特別是疲勞壽命周期[142］．因此，具有較高表麵織構的攪拌摩擦焊接頭強度較弱。數字12示用AISI 304鋼製作的攪拌摩擦焊接頭;焊縫表麵可見高紋理。
AISI 304高表麵質感鋼接頭[142］
異種鋼的攪拌摩擦焊接
熔焊的關鍵問題是其對異種金屬焊接的限製和在連接過程中產生的重熱影響區。與熔焊相比，攪拌摩擦焊產生的熱量明顯減少。攪拌摩擦焊具有固態焊接的特點，可以克服熔焊所遇到的問題。
采用攪拌摩擦焊工藝成功焊接了11% Cr鐵素體/馬氏體鋼(PNC-FMS)和316奧氏體不鏽鋼。AISI 316被保留在前進的一側，PNC-FMS在後退的一側進行焊接。雖然產生了無缺陷的接頭，但兩塊鋼板沒有很好地混合在一起，而是在攪拌區交錯形成了一個尖銳的鋸齒形界麵[143］．此外，當僅對攪拌區進行微拉伸試驗時，魯棒界麵並沒有作為斷裂部位。試樣的力學性能明顯優於母材;這表明攪拌摩擦焊也可用於不同金屬的聲音焊接[144，145］．數字13由光學顯微鏡拍攝的接頭橫截麵，顯示該接頭沒有任何焊接缺陷，如隧道缺陷、裂紋和空洞。
不同節理的橫截麵[145］
掃描電子顯微鏡圖像和能量色散x射線能譜(EDS)圖像的元素映射如圖所示14．EDS映射圖像中對比度越低表示含量越高，對比度越深表示含量越低[146］．選擇用於元素映射的樣品在工具旋轉100 r/min的條件下製備。當PMC-FMS側Cr和Ni含量較低時，316不鏽鋼側Fe含量較低[147- - - - - -151］．這些分布的元素沿著焊縫界麵分離。
一個掃描電鏡圖像,b鐵、cCr,d鎳元素映射[146］
數字15顯示了攪拌區放大後的SEM圖像。其中沒有可見的空洞或反應層，而且可以很好地觀察到界麵的銳度[152］．攪拌摩擦焊過程中，由於合金元素的擴散，界麵上Cr和Ni的濃度逐漸發生變化。在本實驗中，100 r/min和150 r/min的刀具轉速表現出相似的結果。唯一的差異是擴散層寬度，且在刀具轉速為150 r/min時差異更明顯[153］．結果表明，PNC-FMC和316不鏽鋼接頭的金屬間鍵合是成功的。
PNC-FMS與316不鏽鋼接頭的SEM圖像[152］
在F82H與304不鏽鋼的攪拌摩擦焊接過程中，刀具傾斜的變化防止了熔核區的混合[154，155]，所以攪拌區的確切混合程度並不精確。此外，焊接條件如刀具形狀和焊接速度等主要影響熔核區晶粒的形成[156- - - - - -159］．因此，本研究表明，任何凹陷區域的變化都可能導致親合或根部缺陷。
在鋼與其他金屬如高溫合金的不同焊接中[160，這些合金的熔點有點接近。超級雙相鋼SAF 2507與鎳基高溫合金incoy 825進行攪拌摩擦焊接。在前進一側放置SAF 2507，在後退一側放置鎳鉻合金825，從而製備出無缺陷焊縫[161，162］．顯微組織分析表明，熱機械影響麵來自SAF 2507區域的形變奧氏體-鐵素體晶粒和incoy 825區域的拉長奧氏體晶粒。由於隨後晶粒結構的細化和動態再結晶，熔核區硬度最高。
在中碳鋼焊接中，碳和鉻的存在對焊縫區域組織的形成有顯著影響。攪拌區鉻含量的提高使珠光體組織轉變為馬氏體組織[163，164］．這種轉變將增加接頭的抗拉強度和延展性。由於馬氏體的自動回火，碳和鉻含量也減少了攪拌區碳化物的析出[165］．
鐵素體/馬氏體(RAFM)鋼由於其還原活化的優異綜合性能，被廣泛用於核反應堆的結構材料[166，167］．對低活化鐵素體/馬氏體鋼進行了攪拌摩擦焊接連接的研究。研究了攪拌區產生的微觀組織與拉伸強度之間的定量關係[168- - - - - -171］．此外，還研究了焊後回火處理的效果。本次焊後回火處理采用了三種不同的溫度，分別為720°C、760°C和800°C [172］．利用透射電鏡(TEM)、電子背散射衍射(EBSD)和熱- calc Calphad軟件[173］．定量分析了基體的析出相數量密度、馬氏體板條寬度、幾何必要位錯(GND)密度和合金元素的固相平衡溶解度。
RAFM鋼的透射電鏡圖像如圖所示16(一)和16(b).如圖16(a)，可見明顯的回火馬氏體組織，馬氏體板條邊界處可見粗大的M23C6顆粒。在圖16(b) MX碳氮化物馬氏體板條內部區域分布均勻[174- - - - - -176］．根據解釋，M23C6粒子的尺寸範圍為90-230 nm, MX碳氮化物的尺寸範圍為15-60 nm。板條內可見高密度的自由位錯。圖中兩個不同大小區域的能量色散譜圖分別標記為A和B16(b)如圖所示16(c)及(d)，分別[177］．富Cr和W的M23C6碳化物在A區粗顆粒中可見，因為A區主要含有Cr、W和C元素。此外，B區顯示出V, Ta和C, n型碳氮化物，這是由於這個小區域的化學成分是V, Ta。C和N。
試件焊接和回火後攪拌區TEM顯微組織如圖所示17．由於攪拌摩擦焊過程中的馬氏體轉變，在攪拌區可見馬氏體板條17(a))。結果表明:隨著回火溫度的升高，馬氏體板條的平均寬度呈指數增長[178］．數字17(b)表明，回火溫度為720°C的試件與未回火的試件具有適當相同的馬氏體板條平均寬度。在720°C回火溫度下，高溫恢複引起的位錯遷移產生了位錯纏結和網絡。此外，當回火溫度提高到760℃時，馬氏體板條內部形成了碎片化亞晶粒(圖17(c))。在800°C回火時，幾乎不可能識別馬氏體板條，而發現了等軸晶粒或亞晶粒(圖17(d))。
不同條件下SZ的TEM顯微圖:一個焊接狀態下的SZ，bSZ在720°C回火，cSZ在760°C回火，dSZ在800°C回火[178］
數字18顯示用線截距法確定的馬氏體板條寬度或亞晶粒。攪拌區在760°C回火時，馬氏體板條寬度平均為441 nm。在800°C回火攪拌區，馬氏體板條的平均寬度為602 nm，超過母材的平均寬度(493 nm) [179］．
不同條件下馬氏體板條或亞晶粒的平均寬度[179］
數字19顯示了攪拌區的高倍透射電子顯微鏡圖像，這有助於識別攪拌區的沉澱物分布。數字19(a)揭示了溶解的MX碳氮化物分布在馬氏體板條內[180，181］．攪拌區的峰值溫度範圍為973℃~ 1139℃。由於這種溫度，M23C6碳化物很難找到。利用熱計算軟件和熱力學數據庫TCFE9分析了不同溫度下的平衡相，有助於研究參與者的演化。推導結果如圖所示20.．
不同條件下攪拌區(SZ)的沉澱分布:一個SZ在焊接時，bSZ在720°C回火，cSZ在760°C回火，dSZ在800°C回火[180］
RAFM鋼中穩定相隨溫度的變化[180］
在微觀組織分析中，RAFM鋼的母材和攪拌區不可見Laves相和Z相等相，因此在計算中省略。數字20.結果表明，在886℃以下，M23C6碳化物形成。當溫度高於988℃時，MX碳氮化物完全溶解[182]，表明MX碳氮化物比M23C6碳氮化物承受更高的溫度。數字20.顯示了heat - calc的計算數據。數字19(b)， (c)和(d)表明，PWTT後馬氏體基體過飽和固溶體中重新出現了解凍的M23C6和MX相[183，184］．相比之下，超級雙相鋼SAF 2507與鎳基高溫合金incoloy825的攪拌摩擦焊接表明，由於異種金屬界麵的動態再結晶，發生了重要的組織變形，這將影響接頭的屈服強度。
多材料設計或多材料連接有巨大的要求，因為連接具有不同物理性質和化學性質的不同金屬可以提供協同效應，如耐腐蝕，高減重，高衝擊和屈服強度。這些是混合使用這些不同金屬所獲得的結果[185］．借助攪拌摩擦焊，鋼和鋁連接在一起，這種固態焊接避免了鋼/鋁接頭中形成較厚的金屬間化合物層。優化的工藝參數和圓柱形刀具幾何形狀是這種不同連接工藝的關鍵[186］．在這個實驗中使用了三種不同的工具。對於工具1，肩徑為25mm，銷長為2.85 mm，銷型為直徑為6 - 8mm的錐形圓柱形。工具2，肩徑18mm，銷長2.85 mm，直徑5 - 7mm的錐形圓柱銷。對於工具3，肩徑13mm，銷長2.85 mm，圓柱銷形直徑5mm [187，188］．
利用光學顯微鏡和場發射掃描電子顯微鏡(FESEM)對金屬間化合物(IMC)層進行了幾何結構和微觀結構分析。采用XRD法研究了IMC層的相和組成[189］．數字21展示了高倍率下關節界麵的場發射掃描電子顯微鏡圖像。
用該方法獲得了焊縫內熔層厚度的FESEM圖像一個，a1工具1b，b1工具2、c，c1工具3 [191］
數字21(a)為工具-1製作的關節界麵放大圖。它揭示了一種鋸齒型的材料，它公式的IMC層破碎的粒子。在圖21(b)，工具-2生產的焊件界麵也出現了這種損壞的IMC層。在使用工具-3製作的焊縫界麵中，可以看到細小且不間斷的IMC層，如圖所示21(c).在受熱時，鋼/鋁接頭的冶金不匹配在緊密接觸區域形成了脆硬的IMC層[190］．節理強度隨IMC層組成和厚度的增加而降低。
FESEM圖像還揭示了一個獨特的IMC層，與母金屬的對比有些不同。另外,圖21IMC層的厚度範圍為1 ~ 4 μm。這種IMC層的變化是由於其他區域形成的不同擴散溫度和材料擴散的不同動力學[191，192］．對於所有三個接頭，測量了所有焊接界麵的厚度，如圖所示21(a1) (b1)和(c1)平均厚度取10分。工具1獲得的IMC層厚度比其他兩種工具形成的IMC層厚度要高。碎屑的不斷剝離總是限製了IMC層的生長。因此，對於工具1和工具2,IMC層區域和附近的分離碎片在攪拌區被放大[193，194］．如圖所示21時，IMC層厚度約為2.5 μm。
在能量色散x射線能譜(EDS)的輔助下，沿金屬間質層最厚區域進行化學線分析，如圖所示22(一)和22(b).這張EDS圖像在線分析曲線上清晰地顯示了金屬間層中Al和Fe的共存。為了檢查各種元素的存在，對選定的點進行化學分析(圖22(c))195］．元素分析法分析了不同方麵的原子百分比和重量，如圖所示22(d)結果表明，鋁原子的原子百分率約為73.42%，鐵原子的原子百分率為25.45%。在這種複雜體係中分析各種複合材料的金屬間相具有挑戰性。
一個，b層間元素線分析，c，d元素點掃描金屬間層內部和e，f單質線掃描過分離的鋼顆粒[195］
隨著分離的鋼碎片進行元素分析，如圖所示22(e) (196］．由於鋼屑在熔核區充塞，在鋁基體中形成了增強顆粒。在圖22(f)鋼屑周圍可見一層IMC層，厚度約為5 μm，比鋁/鋼的實際界麵厚[197，198］．最初，分離的碎片是界麵鋼的一部分，暴露表麵的鋁麵形成了IMC層。在檢查核核區時，由於產生的熱量較高，碎片獲得了適當的擴散時間，導致IMC層增厚。
對三種工具連接的所有斷裂試樣進行XRD分析。XRD分析如圖所示23．
斷裂麵XRD分析[199］
XRD分析表明，該工具製備的接頭除鋁和鐵外，還含有Fe2Al5。對於工具-2焊接試件，得到了或多或少相似的結果。在3號工具製作的斷裂樣品中可以看到鋁金屬的存在。很明顯，該樣品的失效是由於鋁金屬而不是IMC層[199］．
在FESEM的輔助下，在不同的放大倍率下，對斷裂的拉伸試樣進行檢測，如圖所示24．數字24(a)是由工具-1製作的接頭。為了提高清晰度，盒子內的視圖被放大了[200］．從圖中可以看出，破壞發生在IMC層的下部，在斷裂的上部可以看到少量的不均勻性，其餘區域幾乎是平坦的。由於刀具插入深度產生的高熱，在試樣的上部區域形成了一種極端軟化的鋁(圖24(a))，導致骨折。在工具-2製備的斷裂標本的上部區域可以看到一些不均勻，但底部區域主要是平坦的。數字24(b)顯示了放大視圖中出現的韌窩，這些韌窩導致了延性破壞[201，202］．由於刀具主軸轉速的影響，鋁顆粒隨著刀肩向上移動，越過鋼區，導致斷口表麵上部失效，底部發生脆性斷裂。
采用有限元法對拉伸載荷作用下焊縫斷口表麵進行FESEM成像一個工具1b工具2、c工具3 [200］
盡管如此，鋼和鋁創造了一個幾乎平坦的界麵。數字24(c)為工具-3製備的焊件斷口麵。圖中可見延性破壞，放大圖中可見網狀排列和韌窩，表明破壞是通過延性方式發生的。同時，樣品底部可見一些不規則的表麵，這是指兩種金屬的相互作用[203，204］．在工具-3製備的斷口試樣的XRD圖中可以看到斷口表麵有鋁的存在，鋼的碎片整理不是由於鍵合正確造成的。結果表明，使材料運動最大的工具可以提供更好的結合表麵，並連接鋼和軟金屬如鋁。應盡量減少鋼晶粒，以獲得良好的接頭強度[205，206］．
采用攪拌摩擦焊成功地焊接了雙相700鋼。對織構的發展和微觀組織的形成進行了深入的研究。FESEM分析了DP 700焊件攪拌區微觀結構，如圖所示25．
深圳中心的微觀結構:一個光學圖像,b對其形象,cIPF地圖,d相對應的相位分布圖[207］
DP鋼攪拌區光學顯微圖和FESEM顯微圖如圖所示25(a)和(b).圖像描繪了攪拌區結合了細馬氏體、鐵素體和殘餘奧氏體組織。數字25(c)和(d)為攪拌區IPF圖和相位圖[207］．攪拌區晶粒平均長度為1.3±0.5 μm，較母材晶粒尺寸小。此外，3.8%殘餘奧氏體分散在鐵素體基體中，在相分布圖中可見25(d))。此外，奧氏體長時間的晶體缺陷增強了其對馬氏體演化的穩定性，從而提高了顯微組織中殘餘奧氏體的水平[208，209］．然而，馬氏體和鐵素體具有BCC結構，因此很難識別雙相鋼。然而，在IFP圖中，這一階段被視為相對任意定向點的群集。
此外，還解釋了核平均錯位(KAM)圖，以檢驗閾值的有效性和準確性。在不同顆粒的中間扭曲水平上檢測到顯著差異，一個顆粒與50的小邊界相關，最微小的像素為4是顯著的[210］．
基於上述的核平均錯向圖方法，馬氏體和鐵素體的分離如圖所示26．馬氏體和鐵素體的體積分數分別為11.3%和84.9%。該體積分數是從許多掃描電鏡圖像分析中計算出來的[211］．剔除馬氏體和奧氏體元素，將鐵氧體相的IPF圖繪製在圖中26(d)圖26(e) - (f)為晶界圖和取向角分布。可以看到，基本上所有的hab都建立了封閉結構，等軸鐵氧體晶粒也可見[212- - - - - -214］．圖中的黃色箭頭26(e)表示無實驗室的結構，表示重結晶已完成。在動態恢複過程中，晶粒位錯的穩定積累和重新排序導致了晶粒的形成。圖中的綠色箭頭和紅色箭頭26(e)分別表示過程中動態恢複的充分程度和動態恢複的不充分程度，[215］．數字26(f)說明大多數實驗室在20到50之間。研究發現，攪拌區鐵氧體相的恢複機理為連續動態再結晶和不連續動態再結晶。由於熱力學影響區應變較低，鐵素體相恢複過程中還涉及幾何動態結晶[216］．熱力學影響區和攪拌區鐵氧體的主要回收機製是連續動態再結晶。
一個BCC成分IPF圖，b穀粒平均智商分布的BCC階段，c馬氏體相IPF圖，d鐵氧體相的IPF圖，e鐵氧體相晶界圖，f鐵氧體相的取向角分布圖[211］
在12Cr氧化物分散強化(ODS)鋼上成功進行了攪拌摩擦焊接。結果表明:攪拌區晶粒尺寸小於母材;利用電子後向散射衍射(EBSD)分析了攪拌區和熱機械影響區的動態再結晶過程。觀察到動態再結晶過程是由低角度邊界(LAB)向高角度邊界(HAB)轉變的過程[217］．
12Cr-OSD鋼焊縫的IPF圖取自接頭的不同區域，如圖所示27．圖中不同的顏色和圖案27(f)表示不同的結晶取向。
的EBSD IPF映射一個BM,b熱影響區,c深圳,dAS-TMAZ,eRS-TMAZ,f定位(217］
采用截距法測定各區域的平均晶粒尺寸28繪製晶粒尺寸分布的直方圖。數字28(a)表示母材中晶粒尺寸的數量分數。母材晶粒尺寸為1249 nm，其中熱影響區晶粒尺寸為1121 nm，相對母材晶粒尺寸較小(圖1)28(b));這是由於攪拌摩擦焊過程產生的熱量在金屬中發生了再結晶[218- - - - - -220］．在攪拌區發現的晶粒結構與母材和熱影響區有很大的不同。攪拌區晶粒尺寸為358 nm，由於攪拌區動態再結晶，細化晶粒分布均勻，如圖所示28(c).攪拌區晶粒的破碎導致晶粒結構的細化。熱影響區和熱力學影響區晶粒破裂不嚴重，分別為878 nm和1245 nm [221，222］．
晶粒尺寸分布一個BM,b熱影響區,c深圳,dAS-TMAZ,eRS-TMAZ [218］
數字29顯示了12Cr-ODS鋼接頭的EBSD晶界取向角在母材、攪拌區和熱力學影響區中的分布。藍線為偏移角度大於150，即為高角度邊界。視錯角小於150即低角度邊界(50 ~ 150)用綠色表示，視錯角為20 ~ 50的用紅線表示。數字29(a)表明，實驗室的比例約為49.9%，大量的hab包圍了拉長的晶粒。HAB的形成增加到86%，金屬流動和機械力對攪拌區再結晶有顯著促進作用[223，224］．數字29(b)表明攪拌區晶界更加細化，與母材相比，晶粒分布更加均勻。由於再結晶過程，在TMAZ區域等軸晶粒和分布在流跡之外的LAB明顯，如圖所示29(c).研究人員得出熱影響區、攪拌影響區和熱機械影響區重結晶百分比分別為49.4%、85.6%和49.6% [225］．
EBSD晶界取向角分布:一個賤金屬,b攪拌區,c熱力影響區[223］
鋼攪拌摩擦焊工藝的變化
由於刀具磨損，對鋼等高熔點金屬進行攪拌摩擦焊是相當具有挑戰性的。在短時間內更換焊接工具使該過程成本高昂。延長刀具壽命的最佳方法之一是采用預熱或原位加熱技術，在刀具進入焊縫區域之前軟化焊縫區域。焊縫區域的軟化將減少刀具的磨損率，因此刀具壽命將增加。這種方法被稱為混合攪拌摩擦焊接。
混合攪拌摩擦焊是指在傳統攪拌摩擦焊工藝中附加一個額外的熱源，用於在刀具刺入前對金屬板進行預熱或原位加熱[226- - - - - -228］．這種方法有助於塑化金屬的工具跌落區域，通過這種方法，跌落和工具移動將更容易。數字30.混合攪拌摩擦焊工藝的原理圖。
混合攪拌摩擦焊工藝
這種方法有助於減少因深衝時軸向力大而造成的刀具損壞。通過這種方法，鋼的攪拌摩擦焊可以用高速鋼或碳化鎢刀具代替。通過該技術的焊接成本將比攪拌摩擦焊過程中使用的PCBN工具便宜得多[229］．常用的預熱或原位加熱技術有激光加熱、超聲波振動和感應加熱。激光加熱可用於磁性合金和非磁性合金，而感應加熱更適用於鐵磁性鋼[230- - - - - -232］．
激光輔助的焊
在激光輔助攪拌摩擦焊(LAFSW)中，主要工藝是攪拌摩擦焊，輔助工藝是激光加熱。支撐過程有助於在工具靠近金屬板之前對金屬板的焊縫區域進行預熱或原位加熱[233］．激光束在焊接區產生局部加熱，使該區域塑化，這有助於工具快速通過金屬。由於增強了金屬的塑性變形，減少了刀具的損傷或刀具的磨損，並獲得了較高的焊接速度[234］．
數字31展示了激光輔助攪拌摩擦焊接裝置。采用LAFSW方法焊接了一種冷軋DC04鋼。采用2 kW激光器。結果表明，激光束降低了殘餘應力，提高了焊縫區顯微硬度。熔核的形狀發生了劇烈的變化，但並沒有改變金屬的微觀結構[235］．原位加熱有助於在不改變機械強度的情況下獲得更高的伸長率。此外，原位加熱區顯微硬度提高，刀具磨損大幅度減少，焊接速度提高。
激光輔助攪拌摩擦焊接[235］
LAFSW方法可用於連接不同的金屬，如鋼和鋁[236］．在觀察不同金屬連接的晶粒結構時，不同區域獲得的晶粒尺寸不同。熱影響區晶粒尺寸較大，熱力影響區晶粒尺寸中等，熔核區晶粒細小。獲得如此不同的晶粒結構的主要原因是不同金屬的不同冷卻速率。數字32給出了鋼/鋁攪拌摩擦焊接接頭的晶粒組織示意圖。
鋼與鋁攪拌摩擦焊接接頭的晶粒結構示意圖
感應熱輔助攪拌摩擦焊
與激光輔助攪拌摩擦焊相比，感應熱輔助攪拌摩擦焊具有一定的優勢。由於激光的反射特性，在光滑的金屬表麵或鏡麵金屬表麵上操作激光器具有相當大的挑戰性。對於鐵磁性材料，感應加熱是經濟的。感應加熱可以以更快的方式在局部加熱母金屬。感應加熱器的設置和安裝是毫不費力的，他們可以很容易地處理。功率調節達到所需溫度。數字33顯示IA-FSW設置[237，238］．
感應輔助攪拌摩擦焊接裝置[237］
采用IA-FSW成功焊接了AISI 410不鏽鋼。結果表明:動態再結晶使熔核區形成的組織比母材細化得多;同樣，原位加熱和動態再結晶有助於提高攪拌區顯微硬度。通過(3小時和24小時)失重法在0.5 M H2SO4的幫助下進行的腐蝕研究表明，攪拌區由於形成細化的晶粒而提高了耐腐蝕性能[239］．原位加熱提高了焊接速度，降低了夾緊力，減少了刀具磨損。
采用AISI 410不鏽鋼焊接的感應輔助攪拌摩擦工具的運行速度遠遠高於傳統攪拌摩擦工具[240- - - - - -243］．組織分析表明，攪拌區存在細小均勻的馬氏體組織。試樣微觀組織的形成使接頭強度提高到467 MPa。
鎢極氣體弧焊輔助攪拌摩擦焊
AZ31B鎂合金與SS400軟鋼采用氣體鎢極摩擦攪拌焊成功連接[244］．在此連接過程中，由於鎂合金熔點比軟鋼低，因此預熱主要集中在SS400軟鋼上。比較了標準攪拌摩擦焊接頭與氣體鎢極電弧輔助攪拌摩擦焊接頭(GTA-FSWW)的差異。結果表明，gta -攪拌摩擦焊接頭比普通攪拌摩擦焊接頭具有更高的強度。拉伸強度為AZ31B鎂合金強度的91%，即237 MPa，高於常規攪拌摩擦焊獲得的226 MPa，為AZ31B鎂合金強度的77% [245，246］．增強的塑性流動提高了AZ31B鎂合金的抗拉強度，GTA-FSW原位加熱使AZ31B鎂合金發生了有限退火。gta -攪拌摩擦焊的最大焊接速度為72 mm/min，而常規攪拌摩擦焊的焊接速度僅為55 mm/min。數字34顯示了攪拌摩擦焊接和GTA-FS焊接接頭不同區域的光學顯微鏡圖像。
焊縫不同區域的光學微結構一個顯示了攪拌摩擦焊的微觀結構b顯示了GTA-FSW的微觀結構[245］
在鎂合金基體金屬(A)的微觀組織中可以看到細小的等軸晶粒組織，如圖所示34(a).鎂合金中的熱影響區和熱力學影響區(B)也表現出相對相似的晶粒結構。熱影響區晶粒尺寸為12.4 μm，母材晶粒尺寸約為8.2 μm，晶粒結構略粗。而在TMAZ區域(B)，由於機械攪拌和工具產生的摩擦熱，晶粒尺寸為7.1 μm，幾乎是細小的晶粒結構。同樣，由於塑性變形，攪拌區(C)出現細化的晶粒組織，焊縫熔核(D)呈現鎂合金和軟鋼的雙金屬界麵。底部區域提供非混合結構[247］．觀察低碳鋼(E)的熔核區上下區域大小和形狀一致。此外，軟鋼(F)的TMAZ和HAZ組織與母材的晶粒結構或多或少相似。
數字34(b)為GTA-FSW接頭的微觀結構。由於原位加熱，鎂合金的平均晶粒尺寸達到16.4 μm，略粗於攪拌摩擦焊接頭(B)。攪拌區(C)由於塑性變形嚴重，呈現出細小的再結晶晶粒組織。鎂合金與低碳鋼界麵處的焊核(D)晶粒完全細化，焊縫組織良好。對比熔核區上部(10.8 μm)和下部(14.4 μm)的平均晶粒尺寸，發現熔核區上部由於焊接過程中刀具攪拌和GTAW原位加熱引起的加工硬化(E)，晶粒結構較細;相比之下，由於原位熱輸入，低碳鋼區(F)的熱影響區(HAZ)和熱影響區(TMAZ)的晶粒結構比攪拌摩擦焊接頭略粗。相比之下，本研究表明，采用GTA-FSW連接方法可以獲得較好的強度接頭。
總結及未來工作
近年來，鋼的攪拌摩擦焊接達到了一定的高度。為了找到更好的組合，人們進行了許多類型的研究，如刀具材料、刀具輪廓、焊接速度、刀具轉速、軸向力和刀具傾斜角度。本研究表明，采用攪拌摩擦焊可製備出更好的鋼接頭[248］．在考慮結構變化時，影響產熱的主要因素是焊接和冷卻速率。通過控製焊接後的產熱和冷卻速率，可在焊縫區域實現細晶粒組織[249］．這種方法將提高接頭的拉伸和韌性。與傳統的熔焊技術相比，攪拌摩擦焊具有許多優點。攪拌摩擦焊接時產生的汙染幾乎為零;攪拌摩擦焊時不應出現氣孔和氫脆現象。且熱影響區相對較少，接頭的力學性能和腐蝕性能遠好於熔焊接頭[250］．本研究的首要目的是確定攪拌摩擦焊的優點和局限性，同時應用相同的方法連接不同等級的鋼。
與熔焊方法相比，該攪拌摩擦焊方法具有較高的力學性能、耐腐蝕性能、較少的熱影響區等優點，且攪拌摩擦焊方法不需要任何填充金屬或特殊環境來連接鋼材[251］．攪拌摩擦焊在功耗方麵有很大的節省。熔焊的功耗是攪拌摩擦焊的4倍或更高。與熔焊相比，攪拌摩擦焊焊縫區顯微硬度更高。攪拌摩擦焊的熱影響區比熔焊窄。但是，熔焊過程中產生的一氧化碳和二氧化碳等對周圍環境的有害氣體較多(分別為2.7 ppm和346 ppm)。同時，攪拌摩擦焊是一種綠色的方法，不會產生任何有害氣體。［252，253］．
對鋼上攪拌摩擦焊的研究進展進行了綜述，認為為了降低焊接成本，豐富攪拌摩擦焊在全金屬焊接領域的商業化應用，需要進一步研究混合攪拌摩擦焊和常規攪拌摩擦焊在異種鋼和其他合金上的應用。綜上所述，大部分研究人員集中在增強關節強度上，少數研究人員集中在研究的經濟可行性上。使用PCBN等昂貴的工具對類似的不鏽鋼接頭進行了大量的研究;盡管如此，獲得的力量還是不夠。254］．不推薦使用這種工具，因為它的費用很高。在不同的金屬連接中，雙金屬區域產生的微觀組織是令人滿意的，而獲得的強度不足以采用該方法工業[255］．而激光輔助攪拌摩擦焊和感應加熱攪拌摩擦焊則廣泛應用於鋼及其合金的焊接。ia -攪拌摩擦焊的局限性之一是隻能用於鐵磁性材料，而超聲波振動輔助攪拌摩擦焊可用於任何金屬。高強度金屬需要高的熱輸入來增加金屬流動，以獲得良好的連接。通過將超聲振動單元與攪拌摩擦焊接單元結合，可以增強這種體積材料流動。超聲振動輔助攪拌摩擦焊(UVAFSW)的顯著優點是，這種超聲振動直接給到工具本身，因此沒有能量損失。但由於目前尚無針對鋼及其合金的超聲振動輔助攪拌摩擦焊的研究，這一研究領域需要更多的關注。
在考慮金屬基複合材料(MMC)時，攪拌摩擦焊接對這些MMC的研究很少。攪拌摩擦焊接不同的MMC連接技術尚處於起步階段。這些限製可以通過混合攪拌摩擦焊接和先進的攪拌摩擦焊工具來解決。但對攪拌摩擦焊接試樣的低溫焊後處理還進行了大量研究。研究焊前、焊後處理對鋼的影響是攪拌摩擦焊研究的前提。不同型線筒子工具對鋼攪拌摩擦焊接的影響有待進一步研究。這些都是目前在鋼攪拌摩擦焊接中發現的研究空白，需要很好地解決。
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確認
其中一位作者(DM)想要感謝中國山東大學博士後獎學金。
資金
國家自然科學基金(51842507)資助項目。
作者信息
作者和隸屬關係
貢獻
DM進行數據分析，撰寫初稿;CW提出了大綱並修改了手稿。所有作者閱讀並批準了最終稿件。
作者的信息
Dhanesh G Mohan, 1986年出生，現為北京大學博士後研究員山東大學材料連接研究所．他獲得了碩士學位政府科技學院，印度泰米爾納德邦的哥印拜陀2014年，他獲得了哈佛大學的博士學位2019年，印度泰米爾納德邦金奈的安娜大學．他的研究興趣包括攪拌摩擦焊接，腐蝕工程和增材製造。電子郵件:dhaneshgm@gmail.com。
吳傳鬆，1959年生，現任北京大學教授山東大學材料連接研究所。他獲得了理學學士、理學碩士和博士學位哈爾濱工業大學，中國，分別在1982年、1984年和1988年。他是美國焊接協會會員。主要研究方向為焊接物理、攪拌摩擦焊和高效電弧焊工藝。電子郵件:wucs@sdu.edu.cn。
相應的作者
道德聲明
相互競爭的利益
作者聲明沒有競爭的經濟利益。
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關於本文
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莫漢，吳誌剛，吳昌。鋼的攪拌摩擦焊接研究進展。下巴。j .機械工程。Eng。34， 137(2021)。https://doi.org/10.1186/s10033-021-00655-3
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- 攪拌摩擦焊
- 鋼
- 微觀結構
- 機械測試
- 混合焊接