鈦鋼復(fù)合板攪拌摩擦焊接接頭組織與力學(xué)性能

曹志明，武曉燕，江海濤，仲彬彬

(北京科技大學(xué)，北京 100083)

0 前言

鈦鋼復(fù)合板中鋼作為結(jié)構(gòu)件，鈦合金作為防腐涂層，使得鈦鋼復(fù)合板具有優(yōu)異耐腐蝕性能及強(qiáng)韌性[1]，在石油化工行業(yè)獲得廣泛的應(yīng)用。利用鈦鋼復(fù)合板制備的設(shè)備，鈦合金與容器內(nèi)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(shè)備的強(qiáng)度和剛度[2]。

隨著輕量化產(chǎn)業(yè)的不斷發(fā)展，薄規(guī)格的鈦鋼層狀復(fù)合板的應(yīng)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(kuò)散焊接[9-11]等熔化焊技術(shù)連接鈦鋼一種材料時(shí)，伴隨著高的熱輸入，在接頭處產(chǎn)生大量的金屬間化合物，降低焊接接頭力學(xué)性能。薄規(guī)格鈦鋼層狀復(fù)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(zhì)量差，惡化性能[12-16]。

攪拌摩擦焊(Friction stir welding, FSW)是1991年由英國(guó)焊接研究所(The Welding Institute, TWI)發(fā)明并成功應(yīng)用于金屬的一種新型固相連接技術(shù)[17]。在焊接過程中，攪拌頭沿焊縫旋轉(zhuǎn)移動(dòng)，通過劇烈摩擦生熱及強(qiáng)烈塑性變形使焊縫處材料升溫、軟化、流動(dòng)并混合，經(jīng)過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成均勻、細(xì)小的等軸晶粒組織，實(shí)現(xiàn)材料連接。攪拌摩擦焊的工作溫度低于被焊材料的熔點(diǎn)，可以有效避免熔焊過程中產(chǎn)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(fù)合板的連接中有廣泛的應(yīng)用前景。目前，鈦鋼復(fù)合板的攪拌摩擦焊接還鮮有報(bào)道。

該次試驗(yàn)對(duì)鈦鋼復(fù)合板進(jìn)行攪拌摩擦焊，焊接工藝參數(shù)選擇為旋轉(zhuǎn)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(shù)下的鈦鋼復(fù)合板焊接接頭的力學(xué)性能與組織特征。分析復(fù)合板接頭中鈦和鋼的界面組織及接頭中發(fā)生的再結(jié)晶，且觀察接頭的斷口形貌，同時(shí)研究焊接接頭的斷裂性能。

1 試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方法

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

表1 鈦鋼復(fù)合板化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

試樣尺寸為70 mm×120 mm×2 mm。采用FSW-LM2-3012攪拌摩擦焊接機(jī)進(jìn)行鈦鋼復(fù)合板焊接，試驗(yàn)采用對(duì)接的方式進(jìn)行，使復(fù)合板的鋼和鋼對(duì)接、鈦和鈦對(duì)接，試樣裝配如圖1所示。攪拌頭材料為錸鎢合金，軸肩為內(nèi)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(zhǎng)度為1.5 mm，壓入量為0.2 mm，無傾角。焊接工藝參數(shù)為旋轉(zhuǎn)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(duì)整個(gè)表面清洗。

圖1 焊接裝配圖

使用線切割取力學(xué)性能和組織觀察試樣，圖2為試樣取樣位置圖。拉伸試驗(yàn)每組工藝選取2個(gè)試樣，在CMT5105型電子拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1 mm/min，性能數(shù)據(jù)取平均值。采用THV-1MD自動(dòng)轉(zhuǎn)塔顯微硬度計(jì)在焊接接頭的橫截面每隔1 mm從前進(jìn)側(cè)至后退側(cè)打顯微硬度，加載載荷9.8 N，加載時(shí)間為10 s。金相試樣經(jīng)砂紙研磨至2000號(hào)后，使用SiO2拋光液進(jìn)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(hào)X射線衍射儀對(duì)焊接接頭進(jìn)行物相分析。利用FEI Quanta450場(chǎng)發(fā)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(duì)焊接接頭進(jìn)行能譜掃描。

圖2 金相試樣和拉伸試樣示意圖

2 結(jié)果與討論

2.1 宏觀組織結(jié)構(gòu)

表2是不同焊接工藝參數(shù)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(chǎn)生了更多的起皮，并且在表面可以發(fā)現(xiàn)表皮脫落了一部分。300 r/min，100 mm/min的焊縫表面，沒有出現(xiàn)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(xiàn)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(zhuǎn)速度比較高，材料塑性流動(dòng)比較強(qiáng)烈，各個(gè)區(qū)域的材料在焊接過程中是互相補(bǔ)充的，前進(jìn)側(cè)的金屬由其他部位金屬補(bǔ)充過程中，金屬補(bǔ)充不足，導(dǎo)致前進(jìn)側(cè)出現(xiàn)金屬缺失區(qū)域，產(chǎn)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(qiáng)烈攪拌與摩擦作用，發(fā)生劇烈塑性變形，摩擦作用和塑性變形作用所產(chǎn)生的熱量，使焊縫區(qū)溫度急劇上升，伴隨塑性變形過程中的壓力，通過冶金結(jié)合實(shí)現(xiàn)焊縫的成形[18]。觀察2種金屬的塑性流動(dòng)情況，鋼在焊核區(qū)的前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)的表層平行流動(dòng)，在焊核區(qū)過度到熱機(jī)械影響區(qū)之間，鋼與鈦分別從表層和底部在前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)過度區(qū)匯合[19]。在焊核區(qū)，2種金屬的結(jié)合方式以層狀結(jié)構(gòu)為主，沒有發(fā)現(xiàn)微顆粒的分布，這2種焊接工藝參數(shù)下的焊接接頭是焊接結(jié)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(qū)鈦和鋼2種金屬結(jié)合區(qū)域(圖3a)，發(fā)現(xiàn)焊縫組織連接緊密，鈦和鋼2種金屬形成穩(wěn)定的界面，且為層狀混合結(jié)構(gòu)。鈦與鋼混合區(qū)結(jié)合界面存在兩者混合在一起的層狀結(jié)構(gòu)特征，并且這些層狀結(jié)構(gòu)中存在白色區(qū)域(圖3b)，白色區(qū)域主要存在于2種金屬結(jié)合的界面的表面，在2種金屬層狀結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)為鈦與鐵2種元素互相交替出現(xiàn)，并且在中間白色區(qū)域內(nèi)，2種元素的含量相對(duì)持平。從圖3e～3f面掃中發(fā)現(xiàn)在基體中并未發(fā)生比較明顯的擴(kuò)散，但是在鈦與鋼層狀結(jié)合的界面上發(fā)現(xiàn)鐵元素輕微的向鈦中擴(kuò)散，形成兩者界面上的金屬間化合物，白色的區(qū)域主要是在鈦金屬表面形成，鈦元素沒有向鋼中發(fā)生大量擴(kuò)撒。

隨后對(duì)焊接接頭進(jìn)行XRD掃描，物相分析結(jié)果如圖4所示。從圖中可以看出，攪拌摩擦焊接鈦鋼復(fù)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(fù)合板接頭處，白色的區(qū)域?yàn)榻饘匍g化合物區(qū)域，主要由FeTi+β-Ti+Fe組成的。焊接接頭還能檢測(cè)到少量的Fe3O4，這應(yīng)該與攪拌摩擦高溫下鋼的氧化有關(guān)系。

圖4 焊接接頭XRD掃描

圖5是400 r/min焊接工藝參數(shù)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(jié)構(gòu)界面(圖5a)，說明2種焊接工藝參數(shù)都可以實(shí)現(xiàn)鈦與鋼較為良好的結(jié)合界面。在鈦鋼二元相圖中，在400 ℃時(shí)候就會(huì)產(chǎn)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(jìn)側(cè)中發(fā)現(xiàn)的孔洞缺陷(圖5b)，并且接頭中出現(xiàn)了大的金屬顆粒(圖5c的D位置)。隨后對(duì)焊接孔洞進(jìn)行了EDS能譜掃描，掃描位置為圖5b中標(biāo)識(shí)A，B，C和圖5c的D區(qū)域，結(jié)果見表3。通過EDS分析，發(fā)現(xiàn)孔洞周圍主要是由Fe+FeTi組成，說明了在塑性變形的結(jié)合界面處，會(huì)出現(xiàn)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(nèi)，F(xiàn)e2Ti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(zhuǎn)過程中，在攪拌針表層發(fā)生磨損，在接頭中發(fā)現(xiàn)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?jǐn)?shù)，%)

分析造成孔洞缺陷的原因有3點(diǎn)：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(jié)合，界面結(jié)合力大大降低；②攪拌摩擦焊是一種固相焊接方式，某些區(qū)域變形程度沒有焊核區(qū)那么高，導(dǎo)致了界面結(jié)合力不夠，使2種金屬?zèng)]能形成良好的界面；③由于焊接工藝參數(shù)選擇不當(dāng)，前進(jìn)側(cè)金屬出現(xiàn)補(bǔ)充不足的現(xiàn)象，當(dāng)這些金屬不足以填充焊接擠壓區(qū)時(shí)，就形成了前進(jìn)測(cè)的“wormhole”焊接孔洞。并且焊接飛邊，起皮等，都會(huì)導(dǎo)致金屬材料損失，前進(jìn)側(cè)的缺陷就會(huì)變得更明顯。

綜上，發(fā)現(xiàn)2種金屬結(jié)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(shí)不會(huì)產(chǎn)生過多的金屬間化合物。金屬間化合物主要出現(xiàn)在2種金屬結(jié)合的界面處，在焊縫其他區(qū)域并沒有發(fā)現(xiàn)單獨(dú)存在的金屬間化合物區(qū)。圖6是鈦鋼界面模型。鐵在鈦中的擴(kuò)散系數(shù)大約為1.697×10-17cm2/s，鈦在鐵中的擴(kuò)散系數(shù)為7.784×10-11cm2/s。FeTi的形成焓為-0.67 eV/atom，F(xiàn)e2Ti的形成焓為-0.57 eV/atom[21]，所以FeTi優(yōu)先形成。鈦鐵2種元素在高溫作用下發(fā)生擴(kuò)散，如圖6a所示，由于鐵在鈦中的擴(kuò)散快，在鈦金屬表層出現(xiàn)的富含鐵元素區(qū)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(jìn)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(shù)的焊縫中都發(fā)現(xiàn)這種金屬結(jié)合界面層狀結(jié)構(gòu)。2種金屬的層狀結(jié)構(gòu)界面會(huì)形成FeTi和Fe2Ti金屬間化合物，使種金屬結(jié)合力下降，金屬間化合物是導(dǎo)致焊接接頭性能下降的重要原因。圖7是焊核區(qū)層狀結(jié)構(gòu)及其塑性變形后的再結(jié)晶組織,圖8是再結(jié)晶示意圖，在圖8中可以明顯看到鋼在層狀結(jié)構(gòu)中的細(xì)小拉長(zhǎng)晶粒，這下拉長(zhǎng)的晶粒尺寸大約在10 μm以下。2種金屬在攪拌摩擦焊的強(qiáng)烈塑性變形后，鋼-鋼和鈦-鈦同種金屬混合，同種金屬之間發(fā)生再結(jié)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(qū)層狀結(jié)構(gòu)及其塑性變形后的再結(jié)晶組織

圖8 再結(jié)晶示意圖

2.3 力學(xué)性能

圖9是焊接接頭力學(xué)性能變化圖。由圖9可以看出鈦鋼復(fù)合板接頭的顯微硬度W型，焊核區(qū)硬度較低，母材硬度最高。前進(jìn)側(cè)的熱機(jī)影響區(qū)顯微硬度出現(xiàn)最低值，顯微硬度最低值為186.9 HV，說明焊接接頭前進(jìn)側(cè)屬于力學(xué)性能薄弱區(qū)域。兩側(cè)母材區(qū)的平均顯微硬度為320 HV，中部攪拌區(qū)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?yàn)榻?jīng)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(qū)顯微硬度下降與焊核區(qū)中的鈦與鋼相互混合，并且焊接過程中發(fā)生了強(qiáng)烈的回火和再結(jié)晶有關(guān)。對(duì)比發(fā)現(xiàn)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(fā)生的回火和再結(jié)晶程度更高。

圖9 焊接接頭顯微硬度圖

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

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(fā)生在了焊縫的前進(jìn)側(cè)的熱機(jī)影響區(qū)，這是由于前進(jìn)側(cè)相比于后退側(cè)的材料硬度較低有關(guān)系。圖12是旋轉(zhuǎn)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(fā)現(xiàn)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(qū)域發(fā)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(fā)現(xiàn)在鋼層斷口主要以韌窩出現(xiàn)。圖12c是鋼側(cè)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(xì)小的韌窩，說明這部分區(qū)域是以脆性斷裂為主的。由于復(fù)合板中的鈦層比較薄，2種金屬在底部混合比較充分，導(dǎo)致焊接接頭在靠近鈦側(cè)主要為脆性斷口，而鋼側(cè)的斷口為韌性斷口。

圖11 拉伸斷口斷裂位置圖

隨后對(duì)斷口中部的表面撕裂區(qū)域進(jìn)行EDS能譜掃描，位置如圖12b的E，F(xiàn)，G所示，EDS能譜結(jié)果見表4。發(fā)現(xiàn)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(fā)生應(yīng)力集中，因此斷裂會(huì)沿著金屬間化合物FeTi發(fā)生。由此可見，焊接接頭斷裂截面主要發(fā)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(chǎn)生脆性的金屬間化合物為主，使得焊接接頭的強(qiáng)度下降。

圖12 300 r/min旋轉(zhuǎn)速度下焊接接頭斷口掃描圖

表4 焊縫斷口EDS能譜(原子分?jǐn)?shù)，%)

3 結(jié)論

(1)焊接接頭中，鈦和鋼2種金屬在焊核區(qū)形成了層狀結(jié)構(gòu)的界面組織。層狀結(jié)構(gòu)為FeTi+β-Ti+Fe共同組成，在層狀結(jié)構(gòu)只出現(xiàn)在2種金屬的結(jié)合界面，寬度最大大約在5 μm。層狀結(jié)構(gòu)中有被拉長(zhǎng)的細(xì)小晶粒，晶粒尺寸在10 μm以下。

(2)鈦鋼復(fù)合板在旋轉(zhuǎn)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(qū)的顯微硬度出現(xiàn)下降，且在前進(jìn)側(cè)熱機(jī)械影響區(qū)顯微硬度出現(xiàn)最低值。2種焊接參數(shù)的抗拉強(qiáng)度均達(dá)到母材抗拉強(qiáng)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(fā)生在焊縫前進(jìn)側(cè)，焊接接頭拉伸斷裂路徑主要沿著金屬間化合物。斷裂發(fā)生在焊接接頭處的主要原因：攪拌摩擦焊焊接接頭前進(jìn)側(cè)組織力學(xué)性能比較薄弱，金屬界面壓力不夠，結(jié)合不夠緊密；焊縫中出現(xiàn)的缺陷、遺留的碎金屬顆粒等；2種金屬在結(jié)合界面上產(chǎn)生的脆性金屬間化合物在拉伸過程中造成應(yīng)力集中。