TC4钛合金搅拌摩擦焊微观组织演变机制及影响

李　博，胡伟叶

TC4钛合金搅拌摩擦焊微观组织演变机制及影响

李博1，胡伟叶2

（1.上海市特种设备监督检验技术研究院，上海200333；2.中国航天科工南京晨光集团工艺所，江苏南京210012）

采用搅拌摩擦焊技术在保护气氛下对单块TC4钛合金板材施焊，并获得良好成形。重点研究搅拌区α+β双相微观组织演变机制及不同工艺参数对组织硬度的影响。结果表明，经优化后的工艺参数条件下，搅拌区组织经历了α/β相变，最终形成基于β相区的α+β双态组织，搅拌头行走过后冷却析出的层片状α相沿β相区界面及内部分布，α相及β相晶粒细化明显，α/β层片间距的缩小可增强α+β复相强化效应，提高搅拌区硬度。搅拌头转速的提高增加了β相区的长大倾向，行进速度的提高降低了α相比例，并可生成针状马氏体。

钛合金；搅拌摩擦焊；α+β双态组织；显微硬度

0　前言

钛合金在比强度、抗疲劳性能、耐蚀性、生物相容性等方面均具有显著优点，在航空、航天、舰艇、化工等制造领域获得了广泛应用。TC4作为工业应用比例最高的中强度双相钛合金，其连接技术的不断改进一直以来都是先进制造和材料科学领域的研究热点[1]。近年来，固态搅拌摩擦焊（FSW）成功应用于铝、镁、钢等金属材料的技术优势，极大地驱动了该技术面向钛合金的研究进展[2]。

目前，已有的TC4钛合金FSW的研究报道大多集中在搅拌焊具的设计、焊接工艺窗口的建立与优化、接头组织性能分析、温度场与流场的计算模拟等方面。在组织演变机理方面，美国俄亥俄州立大学Pilchak等[3]认为广泛适用于铝、镁合金FSW细晶化的非连续动态再结晶（DDRX）机制并不同样适用于双相钛合金，TC4钛合金FSW峰值温度超过900℃，特别指出，焊后细晶β相并非源自动态再结晶行为，而是由于搅拌头高速剪切变形所导致β相晶粒的滑移和扭转，并能获得更加稳定的晶界取向。而我国哈尔滨工业大学刘会杰等[4]认为，主导形成机制仍然是依靠反复动态再结晶行为，并使焊核区硬度降低。西安建筑科技大学王快社等[5]认为，根据不同工艺条件，TC4焊核区也可不发生相变，而是通过搅拌发生塑性大变形，并在晶粒内部产生高密度位错及其他晶格缺陷，使亚稳相得到细化，随后时效析出高度弥散分布的析出相。因此，现有针对TC4合金FSW微观组织演变的研究结论体系并不完备，也存在一定争议，亟需继续展开深入研究。本研究重点讨论在α+β相变线以上的高温搅拌摩擦作用下TC4组织演变机制及影响，以期为钛合金FSW的工业应用提供理论支撑。

1　试验方法

母材选用3 mm厚TC4（Ti-6Al-4V合金）板材，组织为轧制后去应力退火态。试验装置如图1所示，采用改装FSW设备及自制气氛保护装置在单块板上施焊，重点研究搅拌区组织演变和不同工艺参数对组织性能的影响等基本问题。搅拌头为WC-Co（w（Co）=13％）陶瓷基硬质合金，轴肩直径15 mm，搅拌针为圆台状，长2.2 mm，顶端面直径4 mm，根部直径6 mm；保护气体为高纯氩气（纯度大于等于99.9％）。

经工艺优化试验，FSW参数选取范围为：搅拌头转速n=350～650r/min；行进速度v=60～210mm/min；前倾角0°。焊后垂直于焊缝方向取样，并将试样研磨、抛光、腐蚀。用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、X射线衍射仪（XRD）等设备分析组织及物相，借助显微维氏硬度计检测试样硬度。

图1　工艺试验装置示意

2　试验结果和讨论

2.1典型结构分析

图2a为在350r/min、60mm/min工艺参数下TC4合金FSW表面形貌，呈钛金属光泽，并存在典型的环纹结构。但在较低的搅拌头行进速度条件下，焊缝表面的后退侧会出现因环纹堆叠而产生的冠状结构。这是由于在高温塑性状态下，行进中的搅拌头轴肩所挤出的多层粘性的钛材，会在行进搅拌头的后方迅速冷却而使粘度急剧增加，无法完全迁移或流动至前进侧即产生堆叠；适当增加行进速度可减少单位行进距离内的环纹堆叠，提高表面环纹均匀程度。图2b为FSW截面结构，呈碗状，与铝合金FSW不同的是，典型的“洋葱环”结构并未出现在TC4焊核区（SNZ），晶粒明显细化的SNZ与相邻母材的过渡区极窄，钛较差的导热性导致了热影响区（HAZ）窄化，且与相邻热-机械影响区（TMAZ）的区分不明显。由于搅拌针在前进侧过渡区引起的形变程度略大于后退侧，故前者过渡区的“界线”更明显（见图2c、图2d）。

2.2工艺参数对搅拌区微观组织的影响

退火态的母材微观组织呈α+β双相等轴组织，β晶粒多沿等轴α晶粒的晶界弥散分布，α相平均晶粒尺寸在10～20 μm之间，如图3所示。试验在优选参数条件下所获得的焊后搅拌区（即SNZ）均呈α+β双态组织，析出的细片状α相分布于大量的β相的晶间和晶内，从而形成特殊的β相区结构。这说明FSW过程经历了α/β相变，焊接峰值温度应已超过了β相变线，并在焊后冷却过程中部分β相再次转变为α相，其他β相来不及完全转变为α相而被保留到室温状态。

图2　TC4钛合金FSW典型结构及区域组织

图3　焊前母材组织SEM

在350 r/min、90 mm/min参数下，搅拌区β相区平均尺寸小于10μm，而片状α相的层片宽度在1μm以下，相比于母材等轴α相晶粒而言，焊后获得细层片状α相，减小了α/β层片间距（见图4a）。转速的提高则会略增加β相区尺寸（见图4b），这是由于搅拌头转速的增加可显著提高搅拌头与被焊材料的摩擦产热，为加工高温阶段（β相变线以上）晶粒的长大提供更充分的热力学条件。当转速一定时，在保证焊缝成形的前提下大幅提高搅拌头行进速度，不仅显著抑制了焊后冷却阶段的β→α转变，使α相在大冷却速度的条件下来不及充分析出，而且在β相区内部还生成了针状马氏体α'相，如图5所示。

图4　行进速度不变条件下焊核区微观组织

XRD表明（见图6），与母材组织相比，搅拌区β相比例明显提高，210 mm/min焊速下XRD的α相衍射峰发生宽化，并向低角度偏移，这是由于马氏体相的存在使晶格体积发生膨胀。

2.3搅拌区组织强化机制

不同工艺参数条件下TC4合金SNZ显微硬度的分布特征如图7所示。在350 r/min、90mm/min工艺条件下SNZ的平均显微硬度为360 HV0.2，明显高于母材。转速的提高增加了β相区的粗化程度，而β相晶粒为体心立方结构，其硬度低于密排六方的α相，且转速提高降低了β相区内析出α相比例，减弱了双相钛合金α+β复相强化效果，因此SNZ平均硬度有所下降。提高搅拌头行进速度可增加焊后冷却速率，从而不能为片状α相在β相区界面及其内部的析出提供充足的时间，显著降低了SNZ内α相比例。

图5　大行进速度条件下焊核区微观组织

图6　焊核区XRD结果及物相组成

图7　焊核区水平方向横截面显微硬度分布

由于大冷却速度导致细针状马氏体产生，马氏体α'相的晶格体积膨胀在一定程度上增加了β相区的内应力，因此也产生了一定的强化效果。然而，钛合金马氏体不同于碳钢中的马氏体，并不会对钛基体产生显著的强化。

TC4钛合金搅拌区组织强化的机制主要在于两方面：

（1）焊后的晶粒细化效应。FSW高温加工区间（β相变线以上）已经完全发生转变的β相晶粒可在搅拌头机械搅拌作用下发生细化，其细化机制应是β相晶粒的反复动态再结晶，所形成的新生β相完全不同于焊前母材，且焊后冷却过程中沿β相区界面及其内部析出片状α相，细化的片状α相阻碍了β相界面的迁移，并在β相区内部按照一定的晶体学取向分布[6]，有效阻滞了β相区的长大和粗化，这种组织形成所引起的晶界及亚晶界密度的增加使位错发生更多的缠绕，是细晶强化的直接原因。

（2）焊后形成的α+β双态组织产生复相强化效果，特别是在β相区内形成的α/β层片相互交织的微观结构，经过细化的片状α相可大大缩短α/β相层片间距，有效增加α/β相界密度，使得在外加应力状态下α/β双相相互阻碍制约，增加α相和β相发生相对位移所需应力，从而产生强化效应。上述晶粒细化机制和α+β复相强化机制相辅相成，有效提高了搅拌区组织硬度。

2.4搅拌区微观组织演变机制

总体上说，试验所获得的TC4搅拌区组织均经历了α/β相变过程，双相微观组织演变机制如图8所示。在FSW加工峰值温度达到β相变线之前，母材等轴α相晶粒及其晶间β相均会在搅拌头的高温搅拌切应力作用下发生塑性变形,钛合金的高温塑性变形抗力明显小于室温状态，FSW的产热机制为晶粒变形提供了热力学保证；当FSW加工峰值温度超过β相变线，初始α相晶粒则会发生α→β转变，并可在搅拌头高速搅拌和剪切力的作用下，经动态再结晶过程后生成完全不同于母材β相的新生β相晶粒；当搅拌头离开后，搅拌区晶粒停止动态再结晶并进入冷却阶段，发生β→α＋β转变，新生α相首先沿β相界面形核，并在β晶界和晶内析出；析出层片状α相的尺寸和相比例与FSW冷却速率直接相关，冷却慢则有相对多的析出时间，而过大的冷却速率可降低在β相区内的α相比例，并细化α相；当冷却速度足够大时，则会在β相区内生成针状马氏体α'相。

图8　焊核区α/β双相微观组织演变示意

3　结论

（1）TC4钛合金在优化的FSW工艺条件下，搅拌区可发生完全的α/β相变，最终形成基于β相区的α＋β双态组织，焊后析出的层片状和针状α相沿β相区界面及其内部分布，β相区平均尺寸小于10μm。

（2）改变工艺参数可调控SNZ内α/β相比例、β相区及层片α相的晶粒尺寸。FSW可细化α+β双相钛晶粒，搅拌头转速的增加产生更多热量，引起搅拌区β相区的长大，但析出的层片α相不仅可阻碍β相区的粗化，还能产生显著的α+β复相强化效应；而行进速度大幅提升可增加焊后冷却速率，降低析出α相比例，减小α相尺寸，还可生成针状马氏体α'相。

（3）在优化的工艺参数条件下，TC4钛合金FSW搅拌区的平均硬度达360 HV0.2，显著高于母材，SNZ强化机制主要是焊后细晶强化和α+β复相强化。

[1]黄亮，杜学铭，杨璟.机械应变法测量TC4钛合金激光焊接残余应力[J].电焊机，2013，43（3）：70-73.

[2]栾国红，柴鹏，孙成斌.钛合金的搅拌摩擦焊探索[J].焊接学报，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，张小龙，沈洋，等.TC4钛合金搅拌摩擦焊连接组织形貌研究[J].稀有金属材料与工程，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，河南郑州人，博士，主要从事先进焊接技术、特种设备安全与失效分析技术研究。