超声冲击对MB8镁合金疲劳性能的影响分析

1. 对接接头

江民华[31]开展了超声冲击对MB8 镁合金对接接头疲劳性能的影响研究。如图6-1 所示为MB8 镁合金母材金相组织图，可以看出，母材晶粒组织为细小均匀的等轴晶，晶粒的平均尺寸大约在20 μm。试验所采用的是轧制态MB8镁合金，该镁合金强度中等，且塑性较好，所用的焊丝为直径 3.0 mm MB3镁合金焊丝（选择MB3 焊丝是为了防止在近焊缝区晶界析出低熔点共晶体引起裂纹），镁合金板及焊丝表面用丙酮清洗，纱布打磨后立即使用，防止被氧化。

图6-1　MB8 镁合金母材金相组织

由于镁合金的化学性质很活泼，容易在镁合金表面形成氧化膜，会对焊接电弧的稳定性造成影响。因此在焊接前，要对待焊区域和MB3 焊丝进行清洁处理。第一步，先用丙酮溶液去清洗镁合金表面的油污和污物，随后用干净的棉布将其表面擦干净；第二步，待丙酮液充分挥发后，用粗砂纸打磨待焊区域两侧部位和MB3 焊丝，充分清除其表面的氧化膜，同时必须保证试验在短时间内完成，防止它们被二次氧化，具体焊接工艺参数如表6-1 所示。对接接头的尺寸形状和焊接后的实物如图6-2 所示。

表6-1　对接接头焊接工艺参数

图6-2　对接接头尺寸形状和实物

超声冲击试验采用天津大学研制的HJ-Ⅲ型超声冲击设备，设备及具体的冲击如图6-3 所示。超声冲击枪垂直（或者和焊缝保持一定角度）对准试样的焊趾区域，同时保持冲击针与焊缝平行排列。在冲击过程中，稍微地施加少量压力，维持冲击枪的平衡使其完全能够在自重的状态下进行冲击。同时冲击枪可以向焊趾两侧小幅度的摆动，这样做的目的主要是扩大了冲击范围，不但可以冲击焊趾部位，同时也能冲击到焊趾周边区域。用于冲击MB8 镁合金焊接接头的试验工艺参数为，冲击电流1.0 A，冲击时间10 min，并以2～3 m/min 的速度来回冲击。

图6-3　HJ-Ⅲ型超声冲击设备及冲击

（1）疲劳试验及S-N 曲线。

疲劳试验载荷类型为正弦波形式的拉-拉载荷，循环应力比为 0.1，加载频率为10 Hz。MB8 镁合金母材的断裂位置在疲劳试样的圆弧过渡区，焊态、冲击态接头试样断裂位置均位于焊趾处，疲劳试验结果数据如表6-2～表6-4所示。

表6-2　MB8 母材的疲劳试验数据

表6-3　MB8 焊态接头的疲劳试验数据

表6-4　MB8 冲击态接头的疲劳试验数据

根据国际焊接学会推荐的数据处理方法，采用Origin 软件拟合出各组试样的名义应力S-N 曲线，如图6-4 所示。

图6-4　母材、焊态及超声冲击态对接接头试样的S-N 曲线

同时，可得到各组试样S-N 曲线表达式。MB8 母材试样S-N 曲线方程为lgN =48.8 -22.7lg Δσ ； 焊态接头试样 S-N 曲线方程为lgN =28.09-13.77lg Δσ ；超声冲击态接头试样S-N 曲线方程为lgN=26.46 -11.70lgΔσ 。根据母材、焊态接头、冲击态接头的S-N 曲线方程，可得出试样在特定循环周次下对应的疲劳强度。

在 2×106循环周次下，母材的疲劳强度为 74.13 MPa，为其抗拉强度239 MPa 的31.01%；焊态接头试样的疲劳强度为38.3 MPa，而冲击态接头试样为52.8 MPa，焊态试样及冲击态试样的疲劳强度都远远低于镁合金的抗拉强度。经过超声冲击处理后，对接接头的疲劳强度提高了37.85%。同时从图6-4 中也反映出，MB8 镁合金焊接接头的疲劳性能远低于母材，这是因为镁合金焊接接头焊缝组织晶粒粗大，易形成氧化物及夹渣，同时接头焊趾处存在应力集中和残余拉应力，这些因素均会降低接头的疲劳强度；另外，冲击态接头试样的S-N 曲线在焊态试样之上，进一步证明了超声冲击后镁合金焊接接头的疲劳性能得到明显的改善。

（2）疲劳断口分析。

在疲劳试验的过程中，MB8 镁合金母材试样均在圆弧的过渡区发生断裂。这是因为在圆弧过渡区域的应力集中情况比较严重，在加载的过程中，该区域所受到的力要比其他区域受到的力大很多，所以在该区域发生疲劳断裂，如图6-5（a）所示。而对于焊态接头试样，由于在TIG 焊接过程中，需要不断地手动送丝，由于手动送丝出现不稳定性，使得镁合金焊接接头焊趾处的余高高度不可能完全均匀、焊缝成形质量也没有自动焊好，圆弧的过渡半径偏小，导致焊趾区域的应力集中很大，如图6-6 所示。从图6-6 中可以看出，镁合金焊接对接接头的应力在焊趾处具有很大的应力集中，而在试样夹持部位与中间过渡段也有较大的应力集中，故对于母材金属断裂在试样的过渡段，而焊接接头均断裂在焊趾及热影响区附近。疲劳裂纹往往萌生于应力集中最大的焊趾处，裂纹在循环应力的加载作用下不断向前扩展，最终发生疲劳断裂；同时，裂纹沿着接头厚度方向和平行于焊缝方向扩展，如图6-5（b）所示。对于冲击态焊接接头，虽然冲击后接头焊趾区域的过渡半径得到增大，且焊趾表面产生了一定厚度的塑性变形层，但是疲劳断裂的位置仍然是焊趾区域，如图6-5（c）所示，说明了MB8 镁合金焊接接头焊趾部位依然是最薄弱的区域。

图6-5　母材和接头疲劳断裂位置

图6-6　镁合金焊接接头应力分布

从图6-6 中可以看出MB8 镁合金焊接接头的应力集中在焊趾处是比较大的。在焊接接头的疲劳试验中，接头断裂位置也充分证明了计算结果的正确性，如图6-5（b）所示。

如图6-7 所示为MB8 镁合金母材疲劳断口微观形貌，从图6-7（a）中可观察到其疲劳断口形貌是典型的轴向加载高周疲劳断口，无明显的宏观塑性变形，表现为脆性断裂。疲劳裂纹萌生于MB8 镁合金的机加工过程在试样表面产生的过渡圆弧缺陷处，即具有较大应力集中的圆弧过渡处。这些区域容易产生应力集中，随着循环应力的加载，承受的载荷比其他区域大很多。这些表面缺陷以及夹杂物能对材料起到尖缺口的作用，产生了应力集中，易引起不均匀的局部滑移和显微开裂，从而加速疲劳裂纹的萌生。疲劳裂纹萌生后，沿着垂直于最大正应力方向向材料内部扩展，直至疲劳裂纹扩展到其临界裂纹尺寸后，试样瞬时断裂[32]。

从断口形貌上看，疲劳源区是一个光滑、带有放射线的扇形区域，疲劳源大致位于扇柄处的表面缺陷或氧化夹杂位置。如图6-7（b）所示为裂纹源的局部放大区域。如图 6-7（c）所示为疲劳裂纹扩展区，扩展区比较平坦，也具有放射状条纹。从疲劳断口形貌上来看，裂纹源区和扩展区比较光滑，平坦。MB8 镁合金疲劳裂纹扩展区的微观形貌为裂纹从萌生区沿着试样的截面呈扇形扩展。由于镁合金中裂纹会沿着｛0001｝滑移面扩展，当运动至晶界时，裂纹的扩展方向会发生一定角度的改变，并产生少量的二次微裂纹，如图6-7（c）所示箭头指向处。断口形貌上没有观察到疲劳辉纹，而是由许多小平面组成的平面状断口。由于本次试验所加载荷较小（属高周疲劳范畴），疲劳裂纹扩展比较充分，疲劳裂纹扩展区面积相对比较大。如图6-7（d）所示为疲劳断口的瞬断区，表现为静态拉伸断口特征，出现了少量的韧窝以及撕裂棱，见箭头指向处。综上所述，MB8 镁合金疲劳断裂在萌生区和裂纹扩展区表现为脆性断裂，塑性变形很小，在裂纹扩展区表现为多个小平面和撕裂棱组成的准解理断裂特征。MB8 镁合金最终断裂区出现了韧窝形貌及撕裂棱，与静载拉伸断口特征相似，微观上表现为韧性断裂特征[1]。

图6-7　MB8 镁合金母材疲劳断口

如图6-8 和图6-9 所示为MB8 镁合金对接接头冲击前后的疲劳断口扫描电镜形貌，从断口的微观形貌特征来看，冲击前后对接接头的断口形貌皆呈现解理断裂特征，这说明超声冲击并不能改变焊接接头的疲劳断裂机制。

从图6-8（a）和图6-9（a）中可以看出，焊态和冲击态焊接接头的疲劳裂纹都萌生于试样焊趾表面或者亚表面应力集中处。焊态接头试样的裂纹主要萌生在应力集中的夹杂物处，同时有一条较深的裂纹，呈直线状向前扩展，其扩展路径与断裂面扩展方向保持一致。在断口表面有多个裂纹萌生源，同时能看到清晰的裂纹扩展弧线。而对于冲击态接头试样，存在单一的裂纹源，该裂纹源主要是从试样焊趾表面形成的，同时可以看出，冲击后焊接接头应力集中情况得到有效的改善。

从图6-8（b）和图6-9（b）中可以看出，冲击前后焊接接头的疲劳裂纹扩展区均未发现疲劳辉纹。材料的应力状态和材料性质等因素都会影响疲劳辉纹的出现。由于金属镁的晶体结构为密排六方体，滑移系数目较少，只有3个，在室温条件下的塑性变形能力很差，是未出现疲劳辉纹的根本原因。同时两者的断口上均出现了许多的二次微裂纹和解理台阶，见箭头所示。解理台阶产生的主要原因是因为解理不是沿着某单个的结晶平面进行的，而是以不连续的方式沿着许多互相平行的晶面解理的。扩展区的二次裂纹主要是材料内部的孔隙或者夹杂物造成的。当二次裂纹产生后，在随后的扩展过程中，局部应力会发生改变，局域应力集中会变得松弛，从而降低裂纹扩展速度。

如图6-8（c）和图6-9（c）所示分别为焊态和冲击态焊接接头疲劳断口的瞬断区。焊态试样及冲击态试样的瞬断区均存在大量的撕裂棱，同时存在解理小刻面以及解理台阶。无论是原始焊态，还是超声冲击态，两种试样疲劳试样断口都呈现为解理断裂，说明超声冲击并不能改变MB8 镁合金焊接接头的断裂机理。但超声冲击能够较大地提高焊接接头的疲劳性能，究其原因是超声冲击后，焊趾区域的表层发生了一定的塑性变形，从而使得材料在表层一定深度内产生了晶粒细化和残余压应力。

图6-8　MB8 镁合金焊态接头试样的疲劳断口

图6-9　MB8 镁合金冲击态接头试样的疲劳断口

（3）超声冲击对疲劳失效机理的影响。

冲击后母材与焊缝之间的圆弧过渡半径明显增大，焊趾处的应力集中程度得到降低，焊趾区域表面产生一定厚度的塑性变形层，表层晶粒组织得到细化，同时在焊趾区域产生了有益的残余压应力，应力分布情况得到改变。焊趾区域表层的微小缺陷也得到清除，从以上几个方面来看，这些因素均能有效提高MB8 镁合金焊接接头的疲劳性能。

超声冲击前后焊接接头的残余应力测试结果如表6-5 所示。从表中可以看出，焊态接头的焊趾区域都存在较大的残余拉应力，最大残余应力为191 MPa。超声冲击后，MB8 镁合金焊接接头焊趾区域的应力状况由拉应力转变为残余压应力，最大压应力的数值为-47 MPa。

表6-5　超声冲击前后MB8 镁合金对接接头焊趾处的残余应力　 单位：MPa

说明：X 方向为沿焊缝方向；Y 方向为垂直于焊缝方向。

超声冲击后在MB8 镁合金焊接接头焊趾表层形成了一定厚度的残余压应力层。当焊接接头承受外加循环交变载荷时，所产生残余压应力会抵消一部分外加载荷中的拉应力，从而增加疲劳裂纹萌生的临界应力值，抑制了裂纹萌生及早期扩展，焊接接头的疲劳寿命得到提高。从断裂力学的角度来看，在外加载荷条件下，裂纹尖端之所以能够向前扩展，是因为形成裂纹的尖端强度因子达到了材料的临界应力强度因子ΔKth值。正是由于超声冲击后接头焊趾表面产生残余压缩应力，增大了材料的临界应力强度因子ΔKth值，抑制了裂纹的萌生及早期扩展，因此在很大程度上提高了焊接接头的疲劳性能。

超声冲击过程中，冲击针连续冲击MB8 镁合金对接接头焊趾区域的表层，表层组织在高频、高能的冲击作用下发生严重的塑性变形，晶粒得到明显细化，有的晶粒大小甚至可达到纳米级别。利用透射电镜（TEM）技术对超声冲击后焊趾区域表层的微观组织结构进行观察，探讨超声冲击镁合金焊接接头焊趾表层晶粒细化的机理。

如图6-10 所示为超声冲击后MB8 镁合金对接接头焊趾表层组织的透射电镜明、暗场像及对应选区的电子衍射花样。MB8 镁合金焊接接头焊趾表层获得200 nm 左右的微亚晶，衍射斑表现为较为连续的同心圆环，说明晶粒呈随机取向分布。如图6-11 所示为接头焊趾表面变形层内的位错缠结、位错墙以及亚晶的TEM 像，在焊趾表面受到高频、高能量的外加载荷连续冲击初期，表层组织会产生剧烈的塑性变形，原始粗晶内形成大量的位错。随着冲击时间的增长，位错间的相互作用加强，大量位错杂乱无序的相互缠结，形成高密度的位错缠结和位错墙。然后在晶粒内应变量大幅增加的情况下，大量位错湮灭和重排，位错的间距减小，位错缠结和位错墙转变为小角度亚晶界，形成晶粒细小的亚晶结构。最后，在动态再结晶的作用下，有些亚晶会演变成更加细小的纳米晶组织。需要注意的是，这些阶段在MB8 镁合金焊接接头晶粒细化的过程中并不是相互独立存在的，形成亚晶的同时往往伴随位错的湮灭和重生，位错运动始终存在于整个塑性变形过程中。

图6-10　透射电镜明、暗场像及对应选区衍射花样

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图6-11　冲击处理后表层组织内部位错缠结、位错墙、亚晶的TEM 像

滑移是多晶体材料产生塑性变形的主要形式，首先从已经塑性变形的晶粒内部向相邻晶粒内转移。滑移能够在晶粒内传递的前提条件是，当通过滑移产生的位错堆积在晶界处引起应力集中，突破晶界的阻碍作用进而激发相邻晶粒的位错源开动，晶粒越小应力集中现象越弱，细晶粒要实现相邻晶粒发生塑性变形则需要增大外加应力。晶粒细化可以提高金属的微观塑性变形抗力。多晶体产生塑性变形时具有不同时性，因为晶界具有阻滞效应，多晶体由许多的晶粒组成，每一个晶粒都相互制约，导致变形不能在各个晶粒内同时进行，每一个晶粒必须与相邻晶粒产生协调变形，细晶能使塑性变形更协调，均匀化进行。晶界在晶粒内所占的体积比随晶粒尺寸的减小而增加，裂纹在扩展中受到晶界阻碍，微小裂纹会停止长大或连接形成宏观可见的大裂纹。另外，显微组织在超声冲击后产生高度畸变，畸变晶格对裂纹的扩展具有延缓作用，从而使材料的疲劳寿命得到更大的提高。材料因承受交变载荷而发生疲劳断裂时，材料表面最先产生裂纹，随后在载荷的作用下向材料内部扩展。焊接接头焊趾表面经超声冲击后产生具有一定厚度的塑性变形层，裂纹在此层内的萌生与早期扩展在很大程度上受到抑制。因此，超声冲击后在焊趾表层细化的晶粒和产生的残余压应力都能显著提高MB8 镁合金焊接接头的疲劳性能。

2. 十字接头

雷思涌[33]开展了超声冲击对MB8 镁合金十字接头疲劳性能的影响研究。MB8 镁合金十字焊接接头采用手动填丝的钨极氩弧焊将MB8 变形板材焊接而成，焊丝采用的是直径3 mm 的MB3 镁合金，采用MB3 焊丝是为了避免出现低熔点共晶体而产生裂纹，具体的焊接工艺参数如表6-6 所示。十字接头的尺寸形状和焊接后的实物如图6-12 所示。

表6-6　MB8 镁合金十字接头焊接工艺参数

图6-12　十字接头尺寸形状和实物

超声冲击试验采用天津大学研制的HJ-Ⅲ型超声冲击设备，具体的冲击试验过程：超声冲击枪垂直（或者和焊缝保持一定角度）对准十字接头试样的焊趾区域，同时保持冲击针与焊缝平行排列。在冲击过程中，稍微地施加少量压力，维持冲击枪的平衡使其完全能够在自重的状态下进行冲击。同时冲击枪可以向焊趾两侧做小幅度的摆动，这样做的主要目的是扩大冲击范围，不但可以冲击焊趾部位，同时也能冲击到焊趾周边区域。用于冲击MB8 镁合金十字接头的试验工艺参数为，冲击电流1.0 A，冲击时间10 min，并以2～3 m/min 的速度来回冲击，保证接头焊趾处获得最优的圆弧过渡形貌。

（1）疲劳试验及S-N 曲线。

MB8 镁合金十字接头（两组试样：焊态、冲击态接头）的疲劳试验在PLG-200C 型电磁激振式的高频疲劳试验机上进行。试验载荷类型为正弦波形式的拉-拉载荷，循环应力比为0.1，加载频率为110～115 Hz。由于接头焊缝组织的不均匀性、焊趾处的应力集中以及残余拉应力等不利因素，MB8 镁合金焊态、冲击态十字接头试样的断裂位置均位于焊趾处，如图6-13 所示。疲劳试验结果数据如表6-7、表6-8 所示。

图6-13　十字接头疲劳断裂位置

表6-7　MB8 焊态十字接头的疲劳试验数据

续表

表6-8　MB8 冲击态十字接头的疲劳试验数据

根据国际焊接学会推荐的数据处理方法，采用Origin 软件拟合出存活率为95%、置信度为75%时两组试样的名义应力S-N 曲线，如图6-14 所示。

图6-14　焊态及超声冲击态十字接头试样的S-N 曲线

同时，可得到MB8 镁合金焊态、冲击态十字接头试样的S-N 曲线表达式。焊态十字接头试样S-N 曲线方程为lgN=15.36 -6.015lg Δσ ；超声冲击态十字接头试样S-N 曲线方程为lgN=23.17 -10.40lg Δσ 。根据焊态、冲击态十字接头的S-N 曲线方程，可得出MB8 镁合金试样在特定循环周次下对应的疲劳强度。

在2 ×106循环周次下，MB8 镁合金焊态十字接头试样的疲劳强度为32.07 MPa，而冲击态接头试样为 41.88 MPa。两者相比较可知，经过超声冲击处理后，十字接头的疲劳强度提高了30.59%。由此可见，超声冲击可以显著提高MB8 镁合金十字接头的疲劳强度。

同理，为了对比相同应力水平条件下，MB8 镁合金十字接头超声冲击前后的疲劳寿命提高情况，分别计算了50.5 MPa，37.5 MPa 应力水平下焊态和超声冲击态接头的疲劳寿命，计算结果如表6-9 所示。相比于未处理的焊态接头疲劳寿命，超声冲击态接头的疲劳寿命提高了5～17 倍。因此，超声冲击处理能够较大幅度地延长MB8 镁合金十字接头的疲劳寿命。

表6-9　超声冲击前后十字接头疲劳寿命对比

（2）疲劳断口分析。

疲劳断口通常由裂纹源区、扩展区和瞬断区3 部分组成。裂纹源是疲劳断裂破坏的起点，一般位于试样的表面或次表面缺陷处（如夹杂、孔洞），以及焊接缺陷处（如夹渣、气孔），这些缺陷处容易引起应力集中，诱发疲劳裂纹的产生。当疲劳裂纹逐渐扩展达到临界尺寸时，会发生疲劳断裂，即形成了宏观上的断口。

如图6-15 所示为焊态及冲击态接头试样疲劳断口的裂纹源区，试样断口可看到细腻的放射花样，以裂纹源为中心，裂纹呈辐射状向周围扩展。焊态及冲击态试样的裂纹源均位于表面的缺陷处。冲击态接头试样焊趾表层由于超声冲击的作用，产生了塑性变形层，同时出现了微小裂纹，与焊态试样相比，由于表层的硬度以及表面残余压应力的存在，裂纹不易张开，超声冲击可以有效降低裂纹早期的扩展速率。

图6-15　疲劳裂纹源区

如图6-16 所示为焊态及冲击态接头试样疲劳断口的裂纹扩展区，断口中存在很多解理小刻面和台阶、撕裂棱以及二次裂纹，通过支流台阶的形貌可以判断出裂纹的扩展方向。对于冲击态接头试样，超声冲击导致晶粒内部出现大量的线缺陷，点阵结构严重变形，裂纹在这些严重变形的地方扩展比较困难。当裂纹在晶粒内的点阵缺陷严重变形处扩展时，彼此相邻的边界处只有通过撕裂的方式才能连接，于是形成所谓的撕裂棱。二次裂纹可以延缓疲劳裂纹的早期扩展，疲劳断口上很少出现清晰、明显的疲劳辉纹。

图6-16　疲劳裂纹扩展区

如图6-17 所示为裂纹扩展阶段出现的典型特征。解理台阶是由于在一个晶粒内，解理裂纹沿不同高度的解理面发生扩展，相互平行的平面是一组高度不同但解理面相同的台阶面，并以二次解理方式相互连接起来，从而形成高度不同的台阶。

图6-17　裂纹扩展的典型特征

如图6-18 所示为焊态及冲击态接头试样疲劳断口的瞬断区形貌，两者的断口与拉伸断口类似，存在较多的撕裂棱和大量滑移线，并有少量的等轴韧窝。材料中的脆性质点、第二相粒子与基体的界面处形成微裂纹，相邻的微裂纹聚合产生微孔洞，随后孔洞继续长大、增殖，最后连接起来形成韧窝形貌。少量韧窝的出现，说明MB8 镁合金及其焊接接头有一定的塑性。

图6-18　疲劳裂纹瞬断区

（3）超声冲击对疲劳失效机理的影响。

镁的晶体结构属于密排六方结构，主滑移面是基面，滑移系比较少，在室温下只有1 个滑移面{0001}，滑移面上有3 个方向，但常温下却只有2 个独立的滑移系，而多晶均匀变形最少需要5 个独立的滑移系，所以MB8 镁合金无法进行变形，其室温下塑性变形能力很差。MB8 镁合金焊态、冲击态接头的疲劳断口呈现解理断裂的特点，说明超声冲击不会改变镁合金焊接接头的断裂机制。超声冲击使得接头焊趾表面产生一定厚度的塑性变形层，该层有较大的残余压应力，裂纹尖端的实际应力强度因子得到降低，有效抑制了裂纹的萌生和早期扩展，从而提高了镁合金焊接接头的疲劳性能。

为了探究超声冲击对残余应力的影响，分别对冲击态十字接头试样断裂前后在焊缝和焊趾处的残余应力进行了测试，结果如表6-10 所示。

表6-10　试样焊缝和焊趾处的残余应力

残余应力的试验结果表明，超声冲击前焊缝中心区域纵向残余应力状态为数值较大的拉应力，横向残余应力也为一定数值的拉应力；经超声冲击处理后，横、纵向的焊接残余应力值均显著下降。超声冲击处理后的试样焊缝表面可发现明显的压痕，说明在超声冲击过程中，焊缝表面产生了一定厚度的塑性变形层，从而调整了焊缝表层金属区域的焊接残余应力场，应力状态由原始的残余拉应力转变为了有利的残余压应力。

试样通过疲劳试验发生断裂后，其残余应力得到释放。从表6-10 中可知，焊缝横向残余应力释放22 MPa，纵向残余应力释放25 MPa，释放幅度分别为73.3%和65.8%；焊趾横向残余应力释放91 MPa，纵向残余应力释放66 MPa，释放幅度分别为91%和91.7%。根据以上数据可知，焊缝横、纵向的残余应力释放幅度基本一致，焊趾横、纵向的残余应力释放幅度也基本一致，但焊趾处的释放幅度要更大。

超声冲击消除焊接残余应力的机理可以从宏观的应力应变和微观的位错理论来解释。对于原始焊态接头，由于焊接过程中不均匀加热和冷却温度梯度的因素而产生的焊接残余应力，在微观上是一种位错结构的宏观构造，它们不同的排列组合形态对应着不同的宏观残余应力分布。焊态接头焊缝处大都存在拉伸残余应力，这种位错形态处于不稳定的高能形态，且位错密集区就是应力的集中分布区。经过超声冲击处理后，高频能量和宏观冲击应力作用于焊缝表面金属，使其产生塑性变形，在工件内残余应力的高峰值处将产生局部屈服而使峰值降低。与此同时，在微观上必然伴随着位错结构的改变，在超声冲击使表面金属塑性变形发生屈服的同时，位错会从不稳定的高能态运动到相对稳定的低能态，也就是拉应力变小或变为更稳定的压应力。与之相对的，残余应力就会得到重新分布，金属晶体通过位错运动产生的微观塑性变形又会使峰值残余应力得以释放，故应力水平大大降低且均匀化，即试样的残余应力得到松弛。

MB8 镁合金十字接头焊缝表层金属经过超声冲击处理后，粗大晶粒通过复杂的位错滑移运动，演变成细小晶粒。如图6-19 所示为超声冲击后MB8镁合金十字接头焊趾表层组织的透射电镜明场像，焊趾表层晶粒尺寸得到有效的细化。

图6-19　焊趾表层组织的透射电镜明场像

如图6-20 所示为超声冲击后MB8 镁合金十字接头焊趾表层晶粒细化的微观结构特征。从图6-20（a）中可以看到晶粒内出现了很多不同方向的位错线，随着超声冲击时间的增加，塑性变形加剧，位错密度显著增加，且分布极不均匀。晶粒内局部位错相互纠缠在一起，形成高密度的位错缠结，如图6-20（b）所示。位错运动到后期会发生塞积现象，形成局部应力场，随着位错塞积越来越多，形成的内应力也越来越大；当内应力达到了一定的临界分切应力时，就会产生大量滑移。如图6-20（c）所示显示了位错滑移和积聚的过程，在应力场的作用下，位错沿着箭头所指方向发生滑移。如图6-20（d）所示，位错通过缠结和滑移形成位错墙，位错密度也随之降低。

图6-20　晶粒细化的微观结构特征

当应力状态进一步增加时，位错密度也会继续变大，为维持晶粒内部的能量平衡，这些位错组态会在位错墙附近的区域发生湮灭和重排，演变为位错胞。每个位错胞内的位错减少，胞壁附近区域的位错密度相对较大。通过引入的位错墙将晶粒细化，高密度的位错缠结会在亚晶周围集聚，构成亚晶的胞壁。如图6-20（e）中的白线所示为位错墙构成的位错胞。