0 序 言
搅拌摩擦焊(FSW)连接作为一项固态连接技术，解决了铝合金、镁合金等各种难以熔焊连接材料的可靠连接难题[1]. 但是搅拌摩擦焊接头表面较大的粗糙度使得疲劳微裂纹极易在表面产生，失稳向接头内部扩展致使接头失效. 因此针对搅拌摩擦焊接头强化研究，国内外科研工作者引入超声喷丸、激光喷丸、表面碾压、超声表面轧制技术等[2-5]物理表面改性技术，以及接头涂层[6]、渗碳、渗氮等表面化学改性方法尝试进一步改善接头性能. 郝宗斌等人[4]采用多重旋转碾压对铝合金FSW焊缝进行了碾压，表层晶粒明显细化，硬度也大幅度升高，组织和硬度均沿着接头厚度方向呈一定梯度分布；Hatamleh等人[5]将激光喷丸、传统喷丸和超声喷丸对AA2024和AA7075 FSW接头的强化做了对比，研究了喷丸对基体表面改性的影响，表明激光喷丸增加了表层残余压应力场深度，疲劳裂纹抗力进一步提高；Li等人[6]研究了表面冷喷涂对AA2024-T3搅拌摩擦焊接头的影响，表面粗糙度显著降低，残余压应力移向涂层，拉伸性能和疲劳寿命分别增加7%和4倍. 针对以上技术的不足，即在FSW接头喷丸过程中喷丸介质高速撞击试件表面，在表面及次表面引入了残余压应力，提高了接头疲劳性能，但增加了接头表面粗糙度，疲劳微裂纹极易在喷丸留下的凹坑边缘或沟犁内萌生并向次表层扩展[7]；碾压由于飞边的存在使得焊缝和母材(不在同一平面)受压力不均；在喷涂过程中涂层与接头界面处存在结合较差，而且接头表面晶粒容易在喷涂过程中长大粗化. 试验中采用的滚动轧制方法可以解决这些不足，在搅拌摩擦焊接基础上，通过快速滚动轧制的施加重复载荷的方法[8]，旨在向表层引入了较大残余压应力的同时降低接头表面粗糙度，其次用冷加工细化表层晶粒，达到提高铝合金接头表面强度，改善整个焊缝接头性能的目的.
1 试验方法
试验采用转速为800 r/min，焊接速度为90 mm/min的优化组合工艺参数对5 mm厚的铝合金7050退火态板材进行搅拌摩擦对接焊，焊接完成后冷却到室温，用细铁刷除去焊接时留下的毛刺及飞边，用粗砂纸打磨接头表面，在焊缝表面涂覆一层高温润滑油. 采用表1所示工艺参数进行旋转滚动轧制. 滚动轧制头及轧制示意图如图1所示. 用粗糙度仪Mitutoyo SJ-201P测量轧制前后焊缝表面粗糙度. 用线切割机垂直于焊缝截取尺寸为25 mm ×15 mm × 5 mm的试样若干，金相试样制备好后，用kellor试剂 (HF：HCl：HNO3：H2O = 2：3：5：190)进行金相腐蚀. 采用OLYMPUSGX51金相光学显微镜、Quanta FEG-450扫描电镜 (SEM)、HV-1000B(100gf，加载15 s)数字维氏显微硬度仪对接头横截面分别进行宏观及微观组织形貌观察和硬度测试. 对轧制前后的试样逐层电解抛光(电解液为A2，电压为20 kV)，用X射线衍射仪(Rigaku)获取每层应力值. 采用MTS 810 Material Test System试验机对哑铃状试样进行高周疲劳测试，加载频率为50 Hz.
最后，林产品国际贸易保护主义将有抬头的迹象。目前，在各国贸易与合作相互依存和深度融合的同时，劳动保障、双反、进口关税等传统贸易保护措施以及政府采购、自动配额等新型贸易保护措施有增无减;主要经济体组织排他性的区域自由贸易协定(如泛太平洋经济伙伴关系协定和跨大西洋贸易与投资伙伴协议等)并力争主导权已经成为贸易保护的新手段。另外，绿色环保运动在推动负责任林产品贸易发展的同时，也存在贸易保护主义隐忧，如各国相继出台并强化了一些政策措施，努力打击非法采伐和相关贸易;但这些措施如被过度运用，可能带来新的贸易保护主义，势必会给林产品贸易增加成本负担，影响贸易的便利化。
表1 铝合金7050搅拌摩擦焊接头旋转滚动轧制工艺参数
Table 1 Rotation rolling experimental program of aluminum 7050 FSWed joint
转速n/(r·min-1)前进速度v/(mm·min-1)倾斜角θ/(°)下压量L/mm 350 50 0.5 0.5
图1 滚动轧制工作原理示意图及其实物图
Fig. 1 Working principle schematic of rolling and physical map
2 试验结果与分析
2.1 接头滚动轧制后表面粗糙度
对铝合金7050进行搅拌摩擦焊连接，剔除飞边后在接头表面的前进侧、中间和后退侧进行三道滚动轧制. 表面粗糙度测试结果显示轧制后的接头表面粗糙度降低，如图2所示. 轧制前的焊缝表面粗糙度(Ra)约为9.58 μm，轧制后粗糙度(Ra)降低到0.85 μm，表明滚动轧制显著提高了焊缝表面的光洁度.
图2 滚动轧制前后接头表面粗糙度
Fig. 2 Comparation of roughness before and after rolled FSW surface
2.2 轧制前后组织对比
对铝合金7050搅拌摩擦焊接头滚动轧制前后的表层组织进行对比分析，如图3所示. 图3a为接头焊接态横截面表层及亚表层焊核区组织，图3b为接头轧制后横截面表层及亚表层焊核区组织. 焊接态接头焊核区组织从焊缝表面沿厚度方向分别为紊流区、搅拌区，紊流区晶粒细小但厚度不均匀，焊核区较厚，焊核区两侧的热力影响区紊流区急剧减薄至消失. 搅拌区金属塑性变形金属经历了回复和动态再结晶，形成了较细的等轴晶. 接头表层组织实际由焊核区的紊流组织和热力影响区组织构成，热力影响区由于第二相的贫乏[9]往往成为接头的薄弱区. 接头表面经过滚动轧制后，焊缝表层冷轧变形，一方面表层粗晶组织经过不同方向剧烈塑性变形使得原有的小角度晶界形成大角度晶界，逐渐细化为超细晶；另一方面，轧制过程中钢球与轧制表面接触点周围产生瞬时切应力，当达到临界分切应力时对应的滑移系开动发生塑性变形. 高速旋转滚动轧制使得表层晶粒的其它滑移系开动，不同滑移面上的新位错大量增殖、相互交割、攀移，位错密度升高. 另外，亚表层的晶粒内产生多系滑移及孪生，使得沿厚度方向晶粒产生细化，出现明显的伴有剪切带(shear bands)产生的轧制变形区，强化相沿着剪切带晶界分布. 表层及亚表层总厚度大约700 μm，未变形部分的晶粒保持原有的焊核区晶粒形貌. 因此接头上下表层达到细晶强化及位错强化，形成一个上下细晶层、内部粗晶的“Sandwich”梯度结构.
图3 搅拌摩擦焊接头经过轧制前后的近表层微观组织
Fig. 3 Surface microstructure of aluminum 7050 FSWed joint after and before rolling
2.3 接头显微硬度
图4 接头滚动轧制前后横截面硬度分布云图
Fig. 4 Microhardness contour chart of FSWed joint in cross section before (a) and after rolling (b)
为了进一步探究滚动轧制对接头硬度的影响，在沿厚度方向以焊缝为中心，面积为4.8 mm ×25 mm的区域进行显微硬度测量并绘制二维云图，如图4a所示. 图4a为焊接态接头截面的硬度分布. 接头横截面硬度整体分布不对称，从前进侧(AS)的母材-热影响区-热力影响区-焊核区-后退侧(RS)的热力影响区-热影响区-母材，接头水平硬度分布大致呈“锯齿形”.两侧母材的硬度在HV 100 ～ 110范围. 热影响区硬度范围较宽，后退侧所占面积更大，硬度值在HV 80 ～ 90之间. 原因是后退侧热影响区晶粒在搅拌摩擦焊热循环下所受的热作用比前进侧大[10]，晶粒容易粗化且面积较大. 热力影响区(虚线内)范围较窄 (约 1 mm)，硬度值范围在 HV 100 ～ 120之间，该区域晶粒受热循环和热变形双重作用，晶粒被拉伸变形，硬度值高于热影响区. 焊核区硬度值呈现不均匀现象，硬度在HV 90 ～ 170间变化. 这是由于在搅拌摩擦焊过程中该区域经历了剧烈的塑性流动和摩擦焊热循环，晶粒发生了动态再结晶，形成了细小的等轴晶. 同时在焊接过程中焊核区沉淀相重溶后析出发生了团聚，沉淀相形状、分布均发生了改变，致使接头发生了软化[11]. 因此在接头细晶强化和沉淀相分布不均匀作用下，焊核区的硬度分布出现了不均匀的现象，但整体硬度偏高.
图4b为图4a的接头上滚动轧制后得到的硬度分布. 接头的各区域的硬度相比焊接态接头都有不同程度的提高. 焊核区的表面及次表面硬度提高最显著，形成了硬度值在HV 190 ～ 220范围的硬化层，硬化层深约为1.5 mm. 热力影响区(白色虚线内)硬度值横截面上的变化由焊接态的两层(图4a)变为轧制态的四层(图4b)过渡，硬度变化较平缓.此外，该区域在板材厚度方向硬度变化更明显，基本都在HV 200以上. 焊缝表面轧制改性后表层晶粒细化. 由Hall-Patch公式[12]可知，单位体积内晶粒尺寸减小，晶界面积剧增，轧制变形产生的新位错运动受阻形成位错塞积，产生了应变硬化. 因此，由滚动轧制后引起的应变硬化和细晶强化共同作用提高了接头表层及次表层的硬度.
2.4 接头残余应力分布
图5 FSW接头轧制前后表层残余应力分布
Fig. 5 Residual stresses distribution of aluminum 7050 FSWed joint after and before rolling
滚动轧制FSW接头改善了表层的应力分布.图5为焊接态和滚动轧制后沿厚度方向近表层的残余应力分布. 对于FSW焊接态残余应力呈拉应力状态，在距离接头表面280 μm处残余应力最大，约85 MPa，沿着厚度的增加残余拉应力值递减. 初始拉应力值相对偏大可能由于焊接过程中焊接夹具控制使得试样无法靠变形释放热应力或是试样制备过程机械加工时引入的残余应力. 对于滚动轧制态，在距离表面约180 μm处压应力呈现最大值为-260 MPa，残余压应力场深度约为700 μm. 沿接头厚度的增加，在约700 μm处残余应力状态由压应力逐渐向拉应力过渡.
2.5 接头疲劳性能
经过滚动轧制FSW接头的疲劳寿命显著提高，如图6所示. 在应力幅为25 MPa，最大应力与最小应力的比值R为-1，加载频率50 Hz疲劳条件下，焊接态接头疲劳寿命为3.56 × 105循环，而滚动轧制后疲劳寿命达到2.18 × 106循环.
加强管道安装质量控制，有利于为确保管道焊接质量奠定良好的基础。一方面，在管道安装前，安装工作人员应充分了解施工图纸，并对施工的可行性进行分析，对施工图纸进行严格审核。根据国家有关规定并结合行业特点与技术因素，对施工的方案进行严格审核。在进行安装前，需要认真、细致地核查施工准备，从而为管道焊接创造良好的环境。另一方面，需加强管道安装中的控制，确保安装的质量，在施工时，工作人员应检查好脱脂后管道的质量，，对管道的质量进行检验。只有这样，才能为管道的焊接施工奠定良好的基础，才能提升管道焊接的可靠性[3]。
图6 FSW接头轧制前后拉-压疲劳寿命对比
Fig. 6 Comparations of tensile-pressure fatigue life under aluminum 7050 FSWed joint after and before rolling
焊接态接头疲劳试验中断裂于前进侧热力影响区或者热影响区(图7a)，失稳于热影响区是由于热影响区晶粒粗化软化造成的；失稳于热力影响区是由于热力影响区粗大的变形晶粒与焊核区等轴晶组织的显著差异以及热影响区强化相强化相再分配导致强化相出现贫乏，微裂纹容易在此处扩展；再者接头表层存在一定的焊接拉应力，促使表面裂纹萌生扩展. 经过滚动轧制的接头在疲劳试验中断裂位置集中在后退侧的热影响区(图7c). 分析疲劳断裂位置改变的原因，一方面轧制后焊缝表面产生了一定深度的硬度层，提高了疲劳微裂纹扩展抗力，焊接态时硬度较低的热影响区不直接暴露在表面；另一方面轧制后接头表面的应力由焊接时拉应力转为压应力，阻碍了疲劳裂纹扩展. 从图7b，7d疲劳断口的疲劳裂纹扩展区可以看出，接头滚动轧制后疲劳源向次表层迁移了约200 μm，并形成了疲劳台阶. 疲劳源萌生后疲劳裂纹扩展形成了扇形状贝壳纹扩展区[13]. 而FSW接头的疲劳源在其表面，相应地形成了一定面积的疲劳扩展区. 可见，旋转滚动轧制改善了FSW接头疲劳性能.
图7 FSW接头轧制前后疲劳断口形貌
Fig. 7 Fatigue fracture morphology under aluminum 7050 FSWed joint after and before rolling
3 结 论
(1)试验探究了铝合金7050搅拌摩擦焊接头滚动轧制强化的规律：表层金属在轧制头挤压作用下发生塑性变形，晶粒间产生大量位错，位错之间相互作用，使得小角度晶界变为大角度晶界，形成小晶粒. 从表层到内部形成由细晶到粗晶的梯度分布.
(2)接头整个区域轧制前后硬度分布不对称，轧制后接头的母材区、热影响区、热力影响区以及焊核区的硬度值都有不同程度的提高；焊核区硬度变化最明显，提高了约95 HV. 轧制塑性变形层深度约 700 μm.
(3)接头轧制前表层处于拉应力状态，滚动轧制向表层引入了残余压应力，阻碍了接头表面疲劳裂纹的扩展，最大残余压应力为260 MPa.
(4)接头经滚动轧制后疲劳寿命显著提高，疲劳源萌生位置移向次表层约200 μm处.
关于配肥站在马卜子村的工作现状，技术员胡义熬告诉记者，目前在合作社及周边一共有28口示范机井，今年总共示范面积达8000亩左右。“我们在每台机井旁安装一台智能液体自动施肥机代替传统的普通施肥罐。”
学生对于图1比较熟悉，在图1中标注概念是引导学生对于三个概念的内涵进行思考，接着引导学生画出图2，直接表示了三个概念之间的从属关系，接着回到图1进一步对三个概念进行比较，学生可以说出如下语句： DNA上有遗传效应的片段是基因，没有遗传效应的片段不是基因；一个DNA分子中有多个基因。DNA的特异性与多样性就是指DNA中碱基对的排列顺序的特异性和多样性，也就是遗传信息的特异性和多样性。遗传信息可以表述为基因(DNA)中碱基对(脱氧核苷酸对)的排列顺序。学生面对直观的图解，在教师的一步步设问下对已有的生物学知识进行信息加工，逐渐清晰地了解基因、DNA、遗传信息之间的从属关系。
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