鈦鋼復合板攪拌摩擦焊接接頭組織與力學性能

曹志明，武曉燕，江海濤，仲彬彬

(北京科技大學，北京 100083)

0 前言

鈦鋼復合板中鋼作為結構件，鈦合金作為防腐涂層，使得鈦鋼復合板具有優異耐腐蝕性能及強韌性[1]，在石油化工行業獲得廣泛的應用。利用鈦鋼復合板制備的設備，鈦合金與容器內的溶液接觸、鋼作為外壁，既使容器具有耐腐蝕性能，又保證了設備的強度和剛度[2]。

隨著輕量化產業的不斷發展，薄規格的鈦鋼層狀復合板的應用越來越受到重視[3-4]。鈦和鋼2種金屬的互溶性很差，采用電子束焊接、激光焊接[5-6]、爆炸焊接[7-8]、擴散焊接[9-11]等熔化焊技術連接鈦鋼一種材料時，伴隨著高的熱輸入，在接頭處產生大量的金屬間化合物，降低焊接接頭力學性能。薄規格鈦鋼層狀復合板的連接也存在較多的問題，普通熔焊連接過程中形成縮孔、裂紋等缺陷，特別是形成較多的Fe-Ti金屬間化合物，焊接接頭質量差，惡化性能[12-16]。

攪拌摩擦焊(Friction stir welding, FSW)是1991年由英國焊接研究所(The Welding Institute, TWI)發明并成功應用于金屬的一種新型固相連接技術[17]。在焊接過程中，攪拌頭沿焊縫旋轉移動，通過劇烈摩擦生熱及強烈塑性變形使焊縫處材料升溫、軟化、流動并混合，經過動態再結晶，形成均勻、細小的等軸晶粒組織，實現材料連接。攪拌摩擦焊的工作溫度低于被焊材料的熔點，可以有效避免熔焊過程中產生的各種缺陷，并減少脆性金屬間化合物的生成。因此在鈦鋼復合板的連接中有廣泛的應用前景。目前，鈦鋼復合板的攪拌摩擦焊接還鮮有報道。

該次試驗對鈦鋼復合板進行攪拌摩擦焊，焊接工藝參數選擇為旋轉速度為300 r/min，400 r/min，焊接速度為40 mm/min，100 mm/min，200 mm/min。主要研究不同焊接工藝參數下的鈦鋼復合板焊接接頭的力學性能與組織特征。分析復合板接頭中鈦和鋼的界面組織及接頭中發生的再結晶，且觀察接頭的斷口形貌，同時研究焊接接頭的斷裂性能。

1 試驗材料與試驗方法

試驗所用材料是厚度為2 mm的爆炸-軋制鈦鋼復合板，TA2鈦板厚度為0.4 mm，Q235B鋼板厚度為1.6 mm。復合板各組成部分的化學成分見表1。

表1 鈦鋼復合板化學成分(質量分數，%)

試樣尺寸為70 mm×120 mm×2 mm。采用FSW-LM2-3012攪拌摩擦焊接機進行鈦鋼復合板焊接，試驗采用對接的方式進行，使復合板的鋼和鋼對接、鈦和鈦對接，試樣裝配如圖1所示。攪拌頭材料為錸鎢合金，軸肩為內凹型，直徑12 mm，攪拌針為圓錐形，根部直徑為5 mm，端部直徑為3 mm，攪拌針的長度為1.5 mm，壓入量為0.2 mm，無傾角。焊接工藝參數為旋轉速度300 r/min和400 r/min，焊接速度為40 mm/min，100 mm/min，200 mm/min。焊接前試樣使用拉絲布清理表面的氧化物及油污，使用酒精對整個表面清洗。

圖1 焊接裝配圖

使用線切割取力學性能和組織觀察試樣，圖2為試樣取樣位置圖。拉伸試驗每組工藝選取2個試樣，在CMT5105型電子拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為1 mm/min，性能數據取平均值。采用THV-1MD自動轉塔顯微硬度計在焊接接頭的橫截面每隔1 mm從前進側至后退側打顯微硬度，加載載荷9.8 N，加載時間為10 s。金相試樣經砂紙研磨至2000號后，使用SiO2拋光液進行拋光，利用OLS4100激光共聚焦顯微鏡觀察接頭的宏觀形貌。利用D8 ADVANCE型號X射線衍射儀對焊接接頭進行物相分析。利用FEI Quanta450場發射掃描電子顯微鏡在背散射條件下觀察焊接接頭顯微組織，并使用掃描電鏡上的EDS能譜對焊接接頭進行能譜掃描。

圖2 金相試樣和拉伸試樣示意圖

2 結果與討論

2.1 宏觀組織結構

表2是不同焊接工藝參數下的焊縫表面及焊接接頭宏觀金相圖。從焊縫表面可觀察到，300 r/min，40 mm/min的焊縫表面相比400 r/min，40 mm/min的焊縫表面較為光滑，沒有毛刺，起皮等表面缺陷，且400 r/min的焊接表面可以觀察到較多的起皮和毛刺，而400 r/min，200 mm/min的焊縫表面產生了更多的起皮，并且在表面可以發現表皮脫落了一部分。300 r/min，100 mm/min的焊縫表面，沒有出現表皮脫落，但是起皮，毛刺的表面缺陷明顯較多。

表2 焊縫表面和焊接接頭宏觀金相圖

在400 r/min，40 mm/min和400 r/min，200 mm/min的焊接接頭中出現了孔洞缺陷，直徑大約在0.5 mm。這是由于400 r/min條件下，旋轉速度比較高，材料塑性流動比較強烈，各個區域的材料在焊接過程中是互相補充的，前進側的金屬由其他部位金屬補充過程中，金屬補充不足，導致前進側出現金屬缺失區域，產生焊接缺陷。攪拌摩擦焊接工藝是一種劇烈塑性變形過程，被焊材料受到攪拌針和軸肩強烈攪拌與摩擦作用，發生劇烈塑性變形，摩擦作用和塑性變形作用所產生的熱量，使焊縫區溫度急劇上升，伴隨塑性變形過程中的壓力，通過冶金結合實現焊縫的成形[18]。觀察2種金屬的塑性流動情況，鋼在焊核區的前進側和后退側的表層平行流動，在焊核區過度到熱機械影響區之間，鋼與鈦分別從表層和底部在前進側和后退側過度區匯合[19]。在焊核區，2種金屬的結合方式以層狀結構為主，沒有發現微顆粒的分布，這2種焊接工藝參數下的焊接接頭是焊接結合情況是比較好的。

2.2 微觀組織

圖3為300 r/min下焊接接頭顯微組織SEM背散射圖片。從焊核區鈦和鋼2種金屬結合區域(圖3a)，發現焊縫組織連接緊密，鈦和鋼2種金屬形成穩定的界面，且為層狀混合結構。鈦與鋼混合區結合界面存在兩者混合在一起的層狀結構特征，并且這些層狀結構中存在白色區域(圖3b)，白色區域主要存在于2種金屬結合的界面的表面，在2種金屬層狀結構中最為明顯，在2種金屬界面的寬度大概在2～3 μm，在中間層狀結構中的寬度大概在5～6 μm。從圖3c中的元素線掃可以看出，層狀結構為鈦與鐵2種元素互相交替出現，并且在中間白色區域內，2種元素的含量相對持平。從圖3e～3f面掃中發現在基體中并未發生比較明顯的擴散，但是在鈦與鋼層狀結合的界面上發現鐵元素輕微的向鈦中擴散，形成兩者界面上的金屬間化合物，白色的區域主要是在鈦金屬表面形成，鈦元素沒有向鋼中發生大量擴撒。

隨后對焊接接頭進行XRD掃描，物相分析結果如圖4所示。從圖中可以看出，攪拌摩擦焊接鈦鋼復合板的焊接接頭中存在FeTi金屬間化合物，2種金屬界面上白色組織為金屬間化合物FeTi。由此可見，在攪拌摩擦焊接鈦鋼復合板接頭處，白色的區域為金屬間化合物區域，主要由FeTi+β-Ti+Fe組成的。焊接接頭還能檢測到少量的Fe3O4，這應該與攪拌摩擦高溫下鋼的氧化有關系。

圖4 焊接接頭XRD掃描

圖5是400 r/min焊接工藝參數下焊接接頭顯微組織SEM背散射圖片。400 r/min焊接接頭鈦與鋼層狀結構界面(圖5a)，說明2種焊接工藝參數都可以實現鈦與鋼較為良好的結合界面。在鈦鋼二元相圖中，在400 ℃時候就會產生金屬間化合物FeTi和Fe2Ti，且溫度越高越容易生成。在400 r/min的焊接接頭的前進側中發現的孔洞缺陷(圖5b)，并且接頭中出現了大的金屬顆粒(圖5c的D位置)。隨后對焊接孔洞進行了EDS能譜掃描，掃描位置為圖5b中標識A，B，C和圖5c的D區域，結果見表3。通過EDS分析，發現孔洞周圍主要是由Fe+FeTi組成，說明了在塑性變形的結合界面處，會出現FeTi這種脆性的金屬間化合物。由于在1 000～1 600 K的溫度范圍內，Fe2Ti的吉布斯自由能比FeTi的大，并且由于攪拌摩擦焊接焊接接頭冷卻速度快，因此焊接接頭中存在的金屬間化合物主要為FeTi[20]。高溫和快速旋轉過程中，在攪拌針表層發生磨損，在接頭中發現的金屬顆粒是錸鎢合金顆粒。

圖5 400 r/min焊接接頭顯微組織SEM背散射圖

表3 焊接孔洞EDS能譜掃描(原子分數，%)

分析造成孔洞缺陷的原因有3點：①由鈦鐵相圖可知，鈦與鐵互溶度低，且他們之間存在著FeTi和Fe2Ti 2種金屬間化合物，阻礙了2種金屬在界面的結合，界面結合力大大降低；②攪拌摩擦焊是一種固相焊接方式，某些區域變形程度沒有焊核區那么高，導致了界面結合力不夠，使2種金屬沒能形成良好的界面；③由于焊接工藝參數選擇不當，前進側金屬出現補充不足的現象，當這些金屬不足以填充焊接擠壓區時，就形成了前進測的“wormhole”焊接孔洞。并且焊接飛邊，起皮等，都會導致金屬材料損失，前進側的缺陷就會變得更明顯。

綜上，發現2種金屬結合界面存在FeTi金屬間化合物，金屬間化合物形成過程如圖6～圖8所示。由于攪拌摩擦焊屬于固相焊接，在焊接鈦和鋼時不會產生過多的金屬間化合物。金屬間化合物主要出現在2種金屬結合的界面處，在焊縫其他區域并沒有發現單獨存在的金屬間化合物區。圖6是鈦鋼界面模型。鐵在鈦中的擴散系數大約為1.697×10-17cm2/s，鈦在鐵中的擴散系數為7.784×10-11cm2/s。FeTi的形成焓為-0.67 eV/atom，Fe2Ti的形成焓為-0.57 eV/atom[21]，所以FeTi優先形成。鈦鐵2種元素在高溫作用下發生擴散，如圖6a所示，由于鐵在鈦中的擴散快，在鈦金屬表層出現的富含鐵元素區域；隨后金屬間化合物FeTi開始在界面生成，如圖6b所示；最后在FeTi金屬間化合物表面，過多的鐵元素聚集促進Fe2Ti相的生成，如圖6c所示。在300 r/min和400 r/min 2種焊接工藝參數的焊縫中都發現這種金屬結合界面層狀結構。2種金屬的層狀結構界面會形成FeTi和Fe2Ti金屬間化合物，使種金屬結合力下降，金屬間化合物是導致焊接接頭性能下降的重要原因。圖7是焊核區層狀結構及其塑性變形后的再結晶組織,圖8是再結晶示意圖，在圖8中可以明顯看到鋼在層狀結構中的細小拉長晶粒，這下拉長的晶粒尺寸大約在10 μm以下。2種金屬在攪拌摩擦焊的強烈塑性變形后，鋼-鋼和鈦-鈦同種金屬混合，同種金屬之間發生再結晶，使2種金屬鋼-鋼和鈦-鈦有效連接在一起。

圖6 鈦鋼界面模型

圖7 焊核區層狀結構及其塑性變形后的再結晶組織

圖8 再結晶示意圖

2.3 力學性能

圖9是焊接接頭力學性能變化圖。由圖9可以看出鈦鋼復合板接頭的顯微硬度W型，焊核區硬度較低，母材硬度最高。前進側的熱機影響區顯微硬度出現最低值，顯微硬度最低值為186.9 HV，說明焊接接頭前進側屬于力學性能薄弱區域。兩側母材區的平均顯微硬度為320 HV，中部攪拌區的平均硬度為220 HV。純鈦TA2的顯微硬度為140～150 HV，鋼Q235B的顯微硬度為140～160 HV，因為經過爆炸-軋制加工使母材的整體硬度提高。而焊接接頭攪拌區顯微硬度下降與焊核區中的鈦與鋼相互混合，并且焊接過程中發生了強烈的回火和再結晶有關。對比發現在400 r/min的焊接接頭的平均顯微硬度比300 r/min低50 HV，說明400r/min下的接頭中發生的回火和再結晶程度更高。

圖9 焊接接頭顯微硬度圖

圖10是鈦鋼復合板攪拌摩擦焊焊接接頭拉伸性能。可以發現當焊接速度為40 mm/min時，焊接接頭的抗拉強度明顯比其他焊接速度下的更高。旋轉速度為300 r/min、焊接速度為40 mm/min時，接頭抗拉強度為486 MPa，屈服強度為346 MPa，斷后伸長率為3.5%。旋轉速度為400 r/min、焊接速度為40 mm/min時，接頭抗拉強度為505 MPa，屈服強度為271 MPa，斷后伸長率為2%。原始爆炸-軋制復合板材料的屈服強度為478.3 MPa，抗拉強度為571 MPa，斷后伸長率為21%。2種焊接工藝參數下焊接接頭的抗拉強度都達到了母材的80%以上。而焊接速度提高后，接頭的抗拉強度降低到336 MPa與367 MPa，且屈服強度也下降明顯。綜合來看，旋轉速度為300 r/min時焊接接頭性能更好，這與其較為致密的組織有關。

圖10 焊接接頭及原始板材拉伸性能

2.4 斷口形貌

圖11是拉伸斷口斷裂位置圖，斷裂發生在了焊縫的前進側的熱機影響區，這是由于前進側相比于后退側的材料硬度較低有關系。圖12是旋轉速度300 r/min下焊接接頭斷口掃描圖片。圖12a是斷口整體表面掃描，發現斷口的斷裂截面分為了兩層斷裂，并且斷口表面不平整，沿著焊縫區域發生斷裂。圖12a的上部為鈦層，下部為鋼層。圖12b為圖12a中斷口中部放大圖，發現在鋼層斷口主要以韌窩出現。圖12c是鋼側焊縫觀察到的韌窩，說明這部分的斷裂以韌性斷裂為主。鈦層斷口為脆性的解理截面為主，含有少量細小的韌窩，說明這部分區域是以脆性斷裂為主的。由于復合板中的鈦層比較薄，2種金屬在底部混合比較充分，導致焊接接頭在靠近鈦側主要為脆性斷口，而鋼側的斷口為韌性斷口。

圖11 拉伸斷口斷裂位置圖

隨后對斷口中部的表面撕裂區域進行EDS能譜掃描，位置如圖12b的E，F，G所示，EDS能譜結果見表4。發現斷口的斷裂表面存在FeTi金屬間化合物，在拉伸過程中，脆性金屬間化合物更容易發生應力集中，因此斷裂會沿著金屬間化合物FeTi發生。由此可見，焊接接頭斷裂截面主要發生在2種金屬的金屬間化合物上，最后的斷裂的主要原因還是2種金屬之間本身互溶度低，且容易產生脆性的金屬間化合物為主，使得焊接接頭的強度下降。

圖12 300 r/min旋轉速度下焊接接頭斷口掃描圖

表4 焊縫斷口EDS能譜(原子分數，%)

3 結論

(1)焊接接頭中，鈦和鋼2種金屬在焊核區形成了層狀結構的界面組織。層狀結構為FeTi+β-Ti+Fe共同組成，在層狀結構只出現在2種金屬的結合界面，寬度最大大約在5 μm。層狀結構中有被拉長的細小晶粒，晶粒尺寸在10 μm以下。

(2)鈦鋼復合板在旋轉速度300 r/min和400 r/min，恒定焊接速度40 mm/min，焊接接頭焊核區的顯微硬度出現下降，且在前進側熱機械影響區顯微硬度出現最低值。2種焊接參數的抗拉強度均達到母材抗拉強度的80%，但綜合來看300 r/min的焊接接頭比400 r/min性能更好。

(3)焊接接頭斷裂發生在焊縫前進側，焊接接頭拉伸斷裂路徑主要沿著金屬間化合物。斷裂發生在焊接接頭處的主要原因：攪拌摩擦焊焊接接頭前進側組織力學性能比較薄弱，金屬界面壓力不夠，結合不夠緊密；焊縫中出現的缺陷、遺留的碎金屬顆粒等；2種金屬在結合界面上產生的脆性金屬間化合物在拉伸過程中造成應力集中。