TC4鈦合金攪拌摩擦焊微觀組織演變機制及影響

李　博，胡偉葉

TC4鈦合金攪拌摩擦焊微觀組織演變機制及影響

李博1，胡偉葉2

（1.上海市特種設備監督檢驗技術研究院，上海200333；2.中國航天科工南京晨光集團工藝所，江蘇南京210012）

采用攪拌摩擦焊技術在保護氣氛下對單塊TC4鈦合金板材施焊，并獲得良好成形。重點研究攪拌區α+β雙相微觀組織演變機制及不同工藝參數對組織硬度的影響。結果表明，經優化后的工藝參數條件下，攪拌區組織經歷了α/β相變，最終形成基于β相區的α+β雙態組織，攪拌頭行走過后冷卻析出的層片狀α相沿β相區界面及內部分布，α相及β相晶粒細化明顯，α/β層片間距的縮小可增強α+β復相強化效應，提高攪拌區硬度。攪拌頭轉速的提高增加了β相區的長大傾向，行進速度的提高降低了α相比例，并可生成針狀馬氏體。

鈦合金；攪拌摩擦焊；α+β雙態組織；顯微硬度

0　前言

鈦合金在比強度、抗疲勞性能、耐蝕性、生物相容性等方面均具有顯著優點，在航空、航天、艦艇、化工等制造領域獲得了廣泛應用。TC4作為工業應用比例最高的中強度雙相鈦合金，其連接技術的不斷改進一直以來都是先進制造和材料科學領域的研究熱點[1]。近年來，固態攪拌摩擦焊（FSW）成功應用于鋁、鎂、鋼等金屬材料的技術優勢，極大地驅動了該技術面向鈦合金的研究進展[2]。

目前，已有的TC4鈦合金FSW的研究報道大多集中在攪拌焊具的設計、焊接工藝窗口的建立與優化、接頭組織性能分析、溫度場與流場的計算模擬等方面。在組織演變機理方面，美國俄亥俄州立大學Pilchak等[3]認為廣泛適用于鋁、鎂合金FSW細晶化的非連續動態再結晶（DDRX）機制并不同樣適用于雙相鈦合金，TC4鈦合金FSW峰值溫度超過900℃，特別指出，焊后細晶β相并非源自動態再結晶行為，而是由于攪拌頭高速剪切變形所導致β相晶粒的滑移和扭轉，并能獲得更加穩定的晶界取向。而我國哈爾濱工業大學劉會杰等[4]認為，主導形成機制仍然是依靠反復動態再結晶行為，并使焊核區硬度降低。西安建筑科技大學王快社等[5]認為，根據不同工藝條件，TC4焊核區也可不發生相變，而是通過攪拌發生塑性大變形，并在晶粒內部產生高密度位錯及其他晶格缺陷，使亞穩相得到細化，隨后時效析出高度彌散分布的析出相。因此，現有針對TC4合金FSW微觀組織演變的研究結論體系并不完備，也存在一定爭議，亟需繼續展開深入研究。本研究重點討論在α+β相變線以上的高溫攪拌摩擦作用下TC4組織演變機制及影響，以期為鈦合金FSW的工業應用提供理論支撐。

1　試驗方法

母材選用3 mm厚TC4（Ti-6Al-4V合金）板材，組織為軋制后去應力退火態。試驗裝置如圖1所示，采用改裝FSW設備及自制氣氛保護裝置在單塊板上施焊，重點研究攪拌區組織演變和不同工藝參數對組織性能的影響等基本問題。攪拌頭為WC-Co（w（Co）=13％）陶瓷基硬質合金，軸肩直徑15 mm，攪拌針為圓臺狀，長2.2 mm，頂端面直徑4 mm，根部直徑6 mm；保護氣體為高純氬氣（純度大于等于99.9％）。

經工藝優化試驗，FSW參數選取范圍為：攪拌頭轉速n=350～650r/min；行進速度v=60～210mm/min；前傾角0°。焊后垂直于焊縫方向取樣，并將試樣研磨、拋光、腐蝕。用光學顯微鏡（OM）、掃描電子顯微鏡（SEM）、X射線衍射儀（XRD）等設備分析組織及物相，借助顯微維氏硬度計檢測試樣硬度。

圖1　工藝試驗裝置示意

2　試驗結果和討論

2.1典型結構分析

圖2a為在350r/min、60mm/min工藝參數下TC4合金FSW表面形貌，呈鈦金屬光澤，并存在典型的環紋結構。但在較低的攪拌頭行進速度條件下，焊縫表面的后退側會出現因環紋堆疊而產生的冠狀結構。這是由于在高溫塑性狀態下，行進中的攪拌頭軸肩所擠出的多層粘性的鈦材，會在行進攪拌頭的后方迅速冷卻而使粘度急劇增加，無法完全遷移或流動至前進側即產生堆疊；適當增加行進速度可減少單位行進距離內的環紋堆疊，提高表面環紋均勻程度。圖2b為FSW截面結構，呈碗狀，與鋁合金FSW不同的是，典型的“洋蔥環”結構并未出現在TC4焊核區（SNZ），晶粒明顯細化的SNZ與相鄰母材的過渡區極窄，鈦較差的導熱性導致了熱影響區（HAZ）窄化，且與相鄰熱-機械影響區（TMAZ）的區分不明顯。由于攪拌針在前進側過渡區引起的形變程度略大于后退側，故前者過渡區的“界線”更明顯（見圖2c、圖2d）。

2.2工藝參數對攪拌區微觀組織的影響

退火態的母材微觀組織呈α+β雙相等軸組織，β晶粒多沿等軸α晶粒的晶界彌散分布，α相平均晶粒尺寸在10～20 μm之間，如圖3所示。試驗在優選參數條件下所獲得的焊后攪拌區（即SNZ）均呈α+β雙態組織，析出的細片狀α相分布于大量的β相的晶間和晶內，從而形成特殊的β相區結構。這說明FSW過程經歷了α/β相變，焊接峰值溫度應已超過了β相變線，并在焊后冷卻過程中部分β相再次轉變為α相，其他β相來不及完全轉變為α相而被保留到室溫狀態。

圖2　TC4鈦合金FSW典型結構及區域組織

圖3　焊前母材組織SEM

在350 r/min、90 mm/min參數下，攪拌區β相區平均尺寸小于10μm，而片狀α相的層片寬度在1μm以下，相比于母材等軸α相晶粒而言，焊后獲得細層片狀α相，減小了α/β層片間距（見圖4a）。轉速的提高則會略增加β相區尺寸（見圖4b），這是由于攪拌頭轉速的增加可顯著提高攪拌頭與被焊材料的摩擦產熱，為加工高溫階段（β相變線以上）晶粒的長大提供更充分的熱力學條件。當轉速一定時，在保證焊縫成形的前提下大幅提高攪拌頭行進速度，不僅顯著抑制了焊后冷卻階段的β→α轉變，使α相在大冷卻速度的條件下來不及充分析出，而且在β相區內部還生成了針狀馬氏體α'相，如圖5所示。

圖4　行進速度不變條件下焊核區微觀組織

XRD表明（見圖6），與母材組織相比，攪拌區β相比例明顯提高，210 mm/min焊速下XRD的α相衍射峰發生寬化，并向低角度偏移，這是由于馬氏體相的存在使晶格體積發生膨脹。

2.3攪拌區組織強化機制

不同工藝參數條件下TC4合金SNZ顯微硬度的分布特征如圖7所示。在350 r/min、90mm/min工藝條件下SNZ的平均顯微硬度為360 HV0.2，明顯高于母材。轉速的提高增加了β相區的粗化程度，而β相晶粒為體心立方結構，其硬度低于密排六方的α相，且轉速提高降低了β相區內析出α相比例，減弱了雙相鈦合金α+β復相強化效果，因此SNZ平均硬度有所下降。提高攪拌頭行進速度可增加焊后冷卻速率，從而不能為片狀α相在β相區界面及其內部的析出提供充足的時間，顯著降低了SNZ內α相比例。

圖5　大行進速度條件下焊核區微觀組織

圖6　焊核區XRD結果及物相組成

圖7　焊核區水平方向橫截面顯微硬度分布

由于大冷卻速度導致細針狀馬氏體產生，馬氏體α'相的晶格體積膨脹在一定程度上增加了β相區的內應力，因此也產生了一定的強化效果。然而，鈦合金馬氏體不同于碳鋼中的馬氏體，并不會對鈦基體產生顯著的強化。

TC4鈦合金攪拌區組織強化的機制主要在于兩方面：

（1）焊后的晶粒細化效應。FSW高溫加工區間（β相變線以上）已經完全發生轉變的β相晶?？稍跀嚢桀^機械攪拌作用下發生細化，其細化機制應是β相晶粒的反復動態再結晶，所形成的新生β相完全不同于焊前母材，且焊后冷卻過程中沿β相區界面及其內部析出片狀α相，細化的片狀α相阻礙了β相界面的遷移，并在β相區內部按照一定的晶體學取向分布[6]，有效阻滯了β相區的長大和粗化，這種組織形成所引起的晶界及亞晶界密度的增加使位錯發生更多的纏繞，是細晶強化的直接原因。

（2）焊后形成的α+β雙態組織產生復相強化效果，特別是在β相區內形成的α/β層片相互交織的微觀結構，經過細化的片狀α相可大大縮短α/β相層片間距，有效增加α/β相界密度，使得在外加應力狀態下α/β雙相相互阻礙制約，增加α相和β相發生相對位移所需應力，從而產生強化效應。上述晶粒細化機制和α+β復相強化機制相輔相成，有效提高了攪拌區組織硬度。

2.4攪拌區微觀組織演變機制

總體上說，試驗所獲得的TC4攪拌區組織均經歷了α/β相變過程，雙相微觀組織演變機制如圖8所示。在FSW加工峰值溫度達到β相變線之前，母材等軸α相晶粒及其晶間β相均會在攪拌頭的高溫攪拌切應力作用下發生塑性變形,鈦合金的高溫塑性變形抗力明顯小于室溫狀態，FSW的產熱機制為晶粒變形提供了熱力學保證；當FSW加工峰值溫度超過β相變線，初始α相晶粒則會發生α→β轉變，并可在攪拌頭高速攪拌和剪切力的作用下，經動態再結晶過程后生成完全不同于母材β相的新生β相晶粒；當攪拌頭離開后，攪拌區晶粒停止動態再結晶并進入冷卻階段，發生β→α＋β轉變，新生α相首先沿β相界面形核，并在β晶界和晶內析出；析出層片狀α相的尺寸和相比例與FSW冷卻速率直接相關，冷卻慢則有相對多的析出時間，而過大的冷卻速率可降低在β相區內的α相比例，并細化α相；當冷卻速度足夠大時，則會在β相區內生成針狀馬氏體α'相。

圖8　焊核區α/β雙相微觀組織演變示意

3　結論

（1）TC4鈦合金在優化的FSW工藝條件下，攪拌區可發生完全的α/β相變，最終形成基于β相區的α＋β雙態組織，焊后析出的層片狀和針狀α相沿β相區界面及其內部分布，β相區平均尺寸小于10μm。

（2）改變工藝參數可調控SNZ內α/β相比例、β相區及層片α相的晶粒尺寸。FSW可細化α+β雙相鈦晶粒，攪拌頭轉速的增加產生更多熱量，引起攪拌區β相區的長大，但析出的層片α相不僅可阻礙β相區的粗化，還能產生顯著的α+β復相強化效應；而行進速度大幅提升可增加焊后冷卻速率，降低析出α相比例，減小α相尺寸，還可生成針狀馬氏體α'相。

（3）在優化的工藝參數條件下，TC4鈦合金FSW攪拌區的平均硬度達360 HV0.2，顯著高于母材，SNZ強化機制主要是焊后細晶強化和α+β復相強化。

[1]黃亮，杜學銘，楊璟.機械應變法測量TC4鈦合金激光焊接殘余應力[J].電焊機，2013，43（3）：70-73.

[2]欒國紅，柴鵬，孫成斌.鈦合金的攪拌摩擦焊探索[J].焊接學報，2005，26（11）：83-88.

[3]PilchakAL，TangW，Sahiner H，et al.MicrostructureEvolution duringFrictionStirWelding of Mill-AnnealedTi-6Al-4V[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2011（42）：745-762.

[4]Liu H，Zhou L，Liu Q.Microstructural characteristics and mechanical properties of friction stir welded joints of Ti-6Al-4V titanium alloy[J].Materials and Design，2010（31）：1650-1655.

[5]王快社，張小龍，沈洋，等.TC4鈦合金攪拌摩擦焊連接組織形貌研究[J].稀有金屬材料與工程，2008，37（11）：2045-2048.

[6]Mironov S，Zhang Y，Sato YS，et al.Crystallography of transformed beta microstructureinfriction stir welded Ti-6Al-4V alloy[J].Scripta Materialia，2008（59）：511-514.

Mechanism and effects of microstructure evolution of TC4 titanium alloy in friction stir welding

LI Bo1，HU Weiye2
（1.Shanghai Institute ofSpecial Equipment Inspection and Technical Research，Shanghai 200333，China；2.Technology Research Institute ofNanjingChenguangCorporation，China Aerospace Science and Technology Corporation，Nanjing 210012，China）

The friction stir welding was employed for the processing of TC4 titanium alloy with good-formability，under the protective atmosphere.Evolutionmechanismofα+βdualphasemicrostructureinstirredzoneandtheireffectsofprocessingparameterswereresearched. The α/β transformation behaviors were completed to produce the microstructure of β-regions with acicular-α phase among interface and internal distribution.Grain refinement of α and β phase was obvious，the shortening of the α/β lamellar spacing distance could strengthen the α+β phase reinforcement effect，improve the stir zone hardness.The improvement of the tool rotation speed could increase thetendencytogrowupofβ-regions，whiletheelevatingoftravelspeedcouldreducetheαphaseratioandgenerateneedle-type martensites.

titanium alloy；friction stir welding；α+β dual phase microstructure；micro-hardness

TG453

A

1001－2303（2016）01－0001-05

10.7512/j.issn.1001-2303.2016.01.01

2014-07-28；

2015-05-12

李博（1986—），男，河南鄭州人，博士，主要從事先進焊接技術、特種設備安全與失效分析技術研究。