Texture development in Ti6Al4V linear friction welds.docx

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TC4钛合金（Ti-6Al-4V）在线性摩擦焊过程中的组织演变

M.Karadgea,∗,M.Preussa,C.Lovellb,P.J.Withersa,S.Brayc

a英国曼彻斯特大学材料学院，地址：

GrosvenorStreet,ManchesterM17HS,UK

b英国伯明翰大学冶金与材料系，地址：

Edgbaston,BirminghamB152TT,UK

c英国劳斯莱斯有限公司，地址：

EltonRoad,DerbyDE248BJ,UK

初次收稿于2006年1月1号；终稿收于2006年12月20日；2006年12月21日正式启用。

摘要

我们分别采用了实验室小件（LS）和实际大小件（FS）的Ti–6Al–4V合金接头进行线性摩擦焊实验，通过扫描电镜及其背散射衍射模式（EBSD）对焊接区观察，得到了焊态以及焊后热处理（PWHT）态的微观结构和组织演变情况。

相比于LS件，FS件焊接中的塑性影响区（PAZ）尺寸将近大了一倍。

在两种线性摩擦焊式样的焊缝上的一些区域都观察到极细马氏体组织。

背散射衍射模式组织观察显示：

在焊缝上的PAZ有明显的组织变化（过渡）。

焊态和焊后热处理试样的焊缝上均有明显的{10-10}<11-20>横向织构。

在LS的塑性影响区上清晰地呈现了地从随机取向到横向织构的组织变化，而FS线性摩擦焊件焊缝上则是横向组织，且其塑性影响区上是弥散的带状横向轧制组织和{11-22}<11-23>型轧制组织。

在LS和FS的焊接区组织的不同因β→α转变过程的参数选择不同而异。

关键词：

线性摩擦焊；Ti-6Al-4V；形变；组织；背散射电子衍射

©2007ElsevierB.V.Allrightsreserved.

1.前言

摩擦焊技术是利用金属块的相互摩擦产热来焊接零件。

在给定压力和振动频率下，零件接触界面上产生大量的摩擦热，提高了界面上合金的塑性变形能力（高温粘塑性），当振动停止时向焊件施加顶锻压力，使两接触面上的合金发生冶金接合（焊合）。

整个过程经历1～2秒。

得益于高度局限的热影响区，摩擦焊工艺避免了合金的熔融和再凝固过程。

而这一特点对于那些难于焊接的高性能材料和异种合金的焊接具有重要意义。

在诸多摩擦焊工艺中，线性摩擦焊（LFW）通常应用于焊合非轴对称件的平面部，例如，涡轮叶片可以轻而易举地通过摩擦焊焊合到涡轮盘上，以构建一个一体叶盘（整体式叶盘blisk）。

但是，由于该焊接过程的特殊性，在紧邻焊合线的区域上出现了变形区（PAZ：

塑性影响区）因此应当考虑到塑性影响区的剧烈显微组织的变化。

现今，航空发动机工业对轻质高性能整体式钛合金叶盘的需求（用以代替目前开缝叶片/叶盘组件），促使线性摩擦焊技术得到了很大的发展。

线性摩擦焊技术也可以用于异质合金的焊合，从而能利用不同合金的各自优点到达叶片（高温高周疲劳环境）和叶盘（低周疲劳环境）性能最优化效果。

尽管当下各航空发动机生产厂商都在发展线性摩擦焊技术上投入大量资金，但关于这一课题的已发表文献只有少部分对外开放。

Vairis和Frost[1,2]在以Ti–6Al–4V钛合金为材料体系的基础上，系统地研究了线性摩擦焊的性质，已发现整个过程有四个阶段。

（一）初始阶段：

由于摩擦磨损和热塑性效应，焊件界面接触面积不断增加。

（二）过渡阶段：

热影响区的表面粗糙细质扩大为块状的材料，同时大的磨损颗粒被挤出摩擦界面形成初始的不规则飞边。

（三）平衡（稳定）阶段：

随着更多热塑化合金的排出，轴向缩进开始，这些排出合金在摩擦界面边形成均匀的飞边，表明焊合地比较理想。

建模和实验的方法都表明，在距焊合线1.6mm处温升到达650–700℃，在焊合线上则高于900℃。

冶金学有关证据表明当形变时的温度超过β转变温度，随后将会在焊线上也产生针状α马氏体。

[3–5]（四）减速阶段：

当达到所需缩锻要求时，两焊件街头迅速停止（0.1秒内），需保持一段时间的顶锻压力以巩固焊合。

接头在这样短的过程中达到如此程度的温升和变形，这将引起显著的微观组织变化，由此可以影响横向焊缝的机械性能和残余应力水平。

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研究人员在一些如Ti–6Al–4V[3]和Ti–6.5Al–1.9Zr–3.3Mo–0.25Si[4]以及Ti–6A1–2Sn–4Zr–2Mo–0.1Si（wt.%）和Ti–13.5A1–21.5Nb（wt.%）[5]的钛铝合金材料体系上进行线性摩擦焊实验，发现在β转变温度以上进行热变形并快速冷却会使β晶粒发生再结晶并在随后冷却过程中生成魏氏体态的马氏体组织（β→α得到）。

在塑性影响区内出现了被拉长的α晶粒，其上弥散分布着亚稳β相。

在随后的焊后热处理过程中，马氏体α相和亚稳β相将会转变成各自分解的产物。

同时，上述文献作者[3–5]也研究了线性摩擦焊工艺参数以及焊后热处理对线性摩擦焊接头的机械性能的影响。

Daymond，Bonner[6]和Preuss等人[7]分别观察了Ti-64以及IMI550材质的线性摩擦焊接头，在焊接区域均发现有很大的残余静拉力。

这些残余应力在焊后热处理优化之后得到消除。

Daymond等人[6]在不同位向上进行了应变测量，表明形变织构区的出现是通过焊接时晶粒的再取向实现的。

如上所述，Ti–6Al–4V线性摩擦焊接头的焊合界面处以及附近发生了较大的形变，形变组织受形变热处理温度以及α/β转变的影响。

众所周知，两相钛合金（α+β）具有密排六方晶系的特点，其塑性变形呈现明显的织构和机械性能各向异性。

根据Lutjering[8]的理论，变形温度决定组织类型。

在低温变形时（α相占了很高的体积分数）形成了所谓的以α相为基体的形变组织，相比之下，在高温两相区变形时（β相占了很高的体积分数）由β相上转变的次生α相形成了所谓的横向组织，但只有1/12的概率符合Burgers关系。

同时发现转变所得的六方晶格α相组织不随再结晶的发生而明显改变。

由此，Bache等人[9–11]和Bowen等人[12,13]讨论了这种组织对焊件的抗拉，疲劳强度以及冲击韧性等性能的影响。

为了充分了解线性摩擦焊焊件的特性，性能和使用寿命，我们有必要对焊接和焊后热处理过程中的微观组织变化进行评估讨论。

在最近的一项实验中，研究者对不同的α+β型钛合金在线性摩擦焊中所形成的微观结构，组织，机械性能以及残余应力情况进行了探讨。

现对LS和FS两种不同尺寸的线性摩擦焊焊件的焊态和焊后热处理的微观结构组织进行比较和对比。

2.实验过程

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图1Ti–6Al–4V母材金相照片：

（a）合金1，等轴α晶粒在转变β相中，（b）合金2，等轴α晶粒和晶间β相，α为白亮部分，β为暗灰部分。

2.1实验材料

在此实验中我们使用了三个LS和两个FS线性摩擦焊试样。

经过适当加工处理的Ti–6Al–4V块状试样（26mm×13mm×70mm）分别经两种不同热处理过程，使其能在性摩擦焊试验中充分代表叶盘和叶片，进行线。

Ti–6Al–4V母材的原始金相照片如图1，且分组为合金1和合金2。

合金1具有双重组织，即初生α相和转变β相基底，而合金2则由等轴α晶粒和晶间β组成。

LS试样几何形貌和基准方向如图2所示。

而对于FS试样，虽然在同样的材料和工艺参数下进行试验，但是焊接界面面积约为LS试样的12倍。

对于所有接头的试验均由英国德比劳斯莱斯有限公司来完成。

实验中分别有一个LS和FS试样进行了焊后热处理，

图2试样形状与规定指向（注：

XY为焊合面）

在去应力温度（Tsr）保温1个小时，另有一个LS试样进行去应力退火8小时。

由于采用了恰当的焊后热处理温度，试验结果间接表明在去应力退火温度Tsr时，只有极少量体积分数的β相发生了转变（由相图计算软件MTDATA®1计算得到）。

在此温度下进行焊后热处理，冷却时将不会出现α→β的逆转变，更没有β→α转变，因此认为焊后热处理对由摩擦焊得到的各组成相的组织形貌的影响将是为微弱的的。

用word排版来做微观结构和组织分析的样本由LS和FS试样的焊缝中心处切割而来，切割面垂直于Y轴。

我们采用Krolls腐蚀剂（100mlH2O+2mlHF+5mlHNO3）对试样进行处理，并在关键部位拍摄了金相照片。

用来做背散射成像和电子衍射（EBSD）的金相试样按照惯例制备，最终抛光时使用Struers抛光悬浮液。

在电解抛光处理α+β型钛合金时，β相被择优腐蚀。

这样以来在背散射电子衍射测绘的图像中将无法辨别β相及其组织。

由于这个原因，我们在磨平，磨光以及抛光的步骤时都非常谨慎，以免在最终抛光后出现模糊不清的区域，导致电解抛光失效而影响背散射电子衍射制图。

背散射电子成像和测绘由PhilipsXL30FEG-SEM完成，装配有HKLEBSD采集系统。

为了分别取得叶盘和叶片的母材组织，我们对LS试样的远焊接区进行了分析。

使用平台模式可扫描一个很大的区域（大约5mm×5mm），步长为15μm。

焊缝塑性影响区的微观组织测绘在电子束模式和平台模式混合使用下进行，观测区域为长宽为6mm×2mm（长为焊缝中心Z轴方向，宽为沿焊缝的X轴方向），步长范围为0.05～5μm。

使用小的步长可以反映出塑性影响区上小的晶粒尺寸。

利用小的步长结合细的晶粒，我们能够从超过2000个晶粒的0.1mm×2mm小区域（分别为Z轴和X轴方向）中标定极点图。

我们为了增加一些在焊合线上的晶粒结构信息，在此区域进行了高分辨率的背散射电子衍射测绘。

背散射电子衍射采集的数据由HKLChannel5软件来处理。

极点分别由X（RD）-Y（TD）坐标，或X（RD）-Z（ND）坐标来表示（RD：

摩擦焊往复运动方向；TD：

沿焊缝垂直RD方向；ND；法线方向）。

纹理优势（择优取向）以{0001}的极密度来表示（为随机取向纹理强度的数倍）在标定带与高分辨率测绘图相对比之下，焊合线上的晶粒结构被清楚地呈现，虽然只成功引用了80–85%的数据。

3.结果与讨论

3.1微观结构特性描述

由于LS和FS试样的组织演变趋势是相似的，所以这里只列出了LS接头的背散射电子成像图。

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图3焊合线的金相组织：

（a）为典型的线性摩擦焊组织（α+β），（b）为（用金相拍照的试样）腐蚀表面的反转背散射电子成像图，呈现砖墙状α＇马氏体板条，周围以初生α分界，（c和e）分别是剧烈塑性变形的焊合线两侧组织，（d）为塑性影响区的中心部位组织。

α为白亮部分，β为暗灰部分。

典型的LS试样线性摩擦焊焊缝组织如图3所示，部位分别为焊合中线，塑性影响区和母材。

焊合线的组织为马氏体，且原β相晶界清晰可辨。

在焊缝的两边都可以明显的看到有严重的塑性变形发生。

试样的焊合线与塑性影响区的背散射电子成像如图4所示。

塑性影响区的微观结构表明了在摩擦焊过程中，此处发生了大范围的塑性变形。

LS试样的塑性影响区位于焊合线的两边，约有250μm厚，而FS试样由于尺寸较大，其塑性影响区尺寸两倍于LS试样。

在两种试样上（LS和FS），塑性影响区均具有两个明显的分区。

LS试样从焊合线到距其80μm处（FS试样到150μm处），我们观察

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图4LS件焊态以及焊后热处理态接头组织的背散射电子衍射成像图：

（a,d和g）为焊合线处，（b和c）为焊态塑性影响区的亚稳β相组织（白色），（e,f,h和i）为焊后热处理态塑性影响区的转变组织。

α相为暗灰区，β相为白亮区。

到了完全转变组织，见图4a，这表明这一区域的材料温度在摩擦焊时超过了β转变点。

在冷却至室温的过程中，在图4a位置（焊合线）出现了明显的细薄片状组织，说明生成了马氏体，且马氏体板条发生了重排，形成了砖墙状结构（图3b），同时，隐约可见的原β晶界也反映了此处发生了动态再结晶形成细β晶粒。

在高于β相转变点（>1000℃）时进行形变热处理过程中，β经历了动态恢复和再结晶，此时流变应力（屈服极限）几乎是不变的。

这个过程是必要的，因为在第三阶段（稳定阶段），摩擦焊接头只有获得了均流才能产生均匀的飞边并保证接头可靠的焊合。

由此，飞边上的组织为极细针状马氏体。

在距焊线更远处（距离100μm处开始，如

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图5经1h焊后热处理的焊合线组织菊池带衬度图像：

（a）LS件，（b）FS件。

图4b和c），出现了一些严重形变的初生α相（呈纤维状并被强烈扭曲）和一部分再结晶的α相，表明摩擦焊时此处温度并未超过β转变点。

但变形过程的温度水平，仍可以产生一些拉长的保留β相（图中白亮区域），这些保留相将很多α晶粒分割开来。

在焊后热处理过程中，α’马氏体逐渐转变为平衡相，即通过不同类型的析出过程，在马氏体基体上和板条边界得到小板状沉淀相。

回火温度和保温时间决定了相变过程中组织的变化和相变后所形成的组织形貌，例如，升高回火温度，或者在形成平衡相（α+β）之后继续加热，均能使α晶粒粗化。

图4d和g分别展示了试样在1小时和8小时去应力回火后的焊合线组织。

在比较图4a,d和g后发现焊后热处理的焊合线组织无明显变化。

可见，在经历8小时焊后热处理后，α’/针状α板条片状化和粗化的情况更加明显了。

β相在这过程后变得清晰可见（白色板条状夹杂相）。

在焊后热处理后，明显的相变迹象可以在距焊合线较远的部位看到（图4和f），此处通过亚稳β相转变，在β基体上形成针状α相。

延长的去应力回火处理结果如图4h和i，显示α晶粒发生了深度再结晶，在β基体上除了有针状的α相外，随后还有部分α相发生了球化。

为了更清楚地看到焊合线上的组织，我们采用了高分辨率的背散射电子衍射来做测绘记录。

图5a和b显示了LS和FS件在经过焊后热处理的焊合线上的菊池带衬度图像。

菊池带衬度是由菊池花样决定的一种对比度。

这种衍射花样在晶界上的衬度很差，而所以它被运用于观察晶粒结构。

图5显示了FS试样的焊合线组织比LS试样的粗了两倍。

图6LS件中的{10-10}<11-20>织构：

（a）基底（4X对于随机取向纹理），（b）焊态（T:

35X,R:

2X,B:

5X,R1:

2X）,（c）1h焊后热处理（T:

36X,R:

3X,B:

7X,R1:

5X）和（d）8h焊后热处理（T:

37X,R:

3X,B:

2X,R1:

1X）（注：

XY为焊合面）

3.2母材组织

图6a显示了其中一试样的母材组织，是相对取向较随机的组织（4X）。

但也有一定的择优取向，从2X到7X，这取决于所选试样的不同用途，如用于叶片和叶盘的材料织构就有所不同。

在母材中细微的纹理强度的差异是由实际尺寸的飞机发动机部件在锻造成型时的不均匀的金属塑性流动所决定。

正因如此才有了一些极强度出现（织构趋势）。

但母材固有的微弱织构几乎不对焊合线以及近缝区的织构演变产生影响，这些区域在摩擦焊时受到强烈变形，焊后形成了强烈的织构（随后可以观察到）。

3.3LS试样在焊区的显微组织

在焊缝处测绘取向分布图，包括焊态，焊后热处理后的母材。

{0001}和{11-20}方向的极图分别在图6b–d中展示。

LS和FS件的焊合线经焊后热处理，塑性影响区织构取向数据有表1列出。

焊态的LS试样的焊合线组织展现了很强的横向（{10-10}<11-20>）织构（相当于随机取向高达35X），其六方晶胞的C轴平行于焊合界面，但与往复摩擦的方向相垂直。

图6显示了弱基组织（B）和轧向组织（R）的极图。

下面我们来讨论各织构组织的形成。

晶胞的排列方式取决于在焊接界面上的横向织构，即如图7所列的{0001},{10-10}以及{11-20}的极图。

在焊合线左右各100μm（约宽200μm）的区域

表1

LS和FS件的焊合线以及塑性影响区织构取向强度（相比于随机取向）。

它很可能是在β相转变点附近变形时所产生的，其中有β相且占多数。

先前的金相观测结果表明，在摩擦焊过程中广泛的形变发生于或高于β相固溶分解温度（Tβ）。

在此温度下β相体积分数极大且形变主要集中于这些β相。

图7LS件焊合线处晶粒的取向（XY：

焊合面）

β相的形变可以形成{110}<111>或{112}<111>织构，这种组织在转变成α相时遵循Burgers取向关系，这样以来就会形成明显的{10-10}<11-20>横向织构。

焊缝中亚稳的β相呈现{hkl}<111>的纤维织构，而β相作为主织

图8焊态LS件的β相位向：

（a）焊区的<111>β纤维组织（保留β相数量极少）和（b）塑性影响区的{112}<111>β相位向。

（XY：

焊合面）

构组分，呈现{112}<111>位向。

{110}和{111}极图如图8所示。

通过图6和图8中α相与保留β相的对比，我们能肯定最终在焊缝及附近保留下来Burger取向关系，即（0001）α//（110）β和<11-20>α//<111>β。

体心立方的β相的两个主要滑移系是{110}<111>和

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图9在高温形变时合理的晶粒位向排列：

（A），（B）分别为焊合面以上和以下部分。

{112}<111>。

假设形变的滑移系为{112}<111>（并根据图8所得的织构），那么在焊合界面上合理的β晶胞的排列方式（{112}<111>）如图9。

可见，在β→α转变时将会出现12种α变体[17]。

如果转变过程取向一致，即没有变体，那么所得到的组织取向如图10所示[17]。

图10中{0001}的极点位置与图9中β相的晶体学位向相关：

（a）第一组（110）面ABEF（图9A和B）产生了横向织构（T），（b）第二组（110）面GCDH（9A和B）出现了轧制织构

图10α相完全遗传（11-2）[111]β和（112）[1-1-1]β的位向原理图。

（XY：

焊合面）

（R），（c）第三组（110）面的法线平行于EG,EC，如9A，焊合线上侧，而在焊合线下侧的9B中，AG,AC，方向上形成基地织构。

第四组（110）面的法线则平行于焊合面上侧的AG,AC和下侧的EG,EC，它形成R1织构（鉴于R1倾向于轧制方向）。

但线性摩擦焊初始时的冷加工，应力和应变速率等因素，决定了变体的取向，并最终导致了组织的择优取向（只有少数变体占较大比例）。

在本实验中，晶体取向只有1/12的概率符合Burgers关系，即在焊合线上形成强烈的横向织构。

Lutjering[8]，Zeng，Bieler[16]以及Morii[18]等人均在β相变形过程中发现相似的α→β变体形成机制。

同时又发现了一些弱织构基底，这些基底平面大概偏离焊合面法线30～50◦。

基底织构的获得，较为普遍的做法是，由基底织构的选择得到（图9B），也可以通过低温α相形变组织得到[8]。

焊后热处理过的再结晶α晶粒如图4，虽然发生了再结晶过程，形变α组织还是没有发生改变[8]。

最终的基底织构是近焊缝基底处以及塑性影响区中再结晶部位附近的各变体的纹理强度的叠加。

因此LS试样的塑性影响区呈现一种混杂的组织形貌，例如形变的亚稳β和不完全再结晶的α晶粒出现了基底组织，这弱化了横向织构。

弱的R1织构来自于之前讨论过的β→α转变。

故LS试样接头上可以观察到的组织有，强烈的横向织构，混杂的弱基体织构，轧制织构以及R1型织构。

值得注意的是，β相的极图（图8）显示了一个{hkl}<111>纤维组织，如果大量产生这种组织是由于在β相区进行形变的话，那么它们与织构的最终形成有一定的关系。

经过讨论，我们认为这种Ti–6Al–4V线性摩擦焊接头中出现的弱择优取向{hkl}<111>β相对最终组织形貌的影响几乎可以忽略。

我们先前的实验表明，{hkl}<111>纤维组织在其他材料的线性摩擦焊接头上并未观察到，如IMI550合金[19]，据此我们做了如下两种假设，其中第一种可能不成立，而第二种更接近事实：

（A）如果在β相区形变是有{hkl}<111>纤维组织形成，那么具有这种位向的β晶体就应该全部转变为相应转变后α晶体的位向，使最终组织中毫无{hkl}<111>β相的位向，且最终的α相组织（本实验所观察到的）是由具有强{112}<111>织构的原β相转变而来的，既符合该β→α产物位向，这都是不可能的，因为他们是不符合Burgers位向关系的。

（B）β相区形变时，具有弱的{hkl}<111>纤维织构的β相只在Ti–6Al–4V合金中产生，且实验发现这些β相在冷却过程中被保留了下来，即不转变为α相，从而构成最终的组织形貌。

由于在不同材料体系（如IMI550合金）下发现了相似的终态α相织构，其中Ti–6Al–4V（变体有所不同），可知这种织构主要是强{112}<111>β相纤维织构的产物，且所观察到的{hkl}<111>β相组织只是在冷却时未变成α相的保留β相，即具有弱的{hkl}<111>的原β相。

假设所有的相变都符合Burgers关系，那么强的{hkl}<111>位向组织将会转变为相应的{hkl}<11-20>位向，然而，所有

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图11经1h焊后热处理FS试样的焊合线处{0001},{11-20}以及{10-10}极图。

分别展示T型，R型以及B型织构的择优取向强度（T:

21X,R:

14X,B:

6X,R1:

2X），（XY：

焊合面）

（α+β）型钛合金的摩擦焊接头中都没有发现这种组织。

当然，在Ti–6Al–4V合金中确实出现了一些这样的组织，有可能转变成极为弱的{hkl}<11-20>织构，不影响如上推断。

3.4FS试样的焊区组织

由前面得到：

焊后热处理对接头组织形貌无明显影响，故这里只列出了FS件在焊后热处理后的组织参数。

焊合线上的情况与LS件相同，均得到了强烈的横向织构。

所不同的是，在于焊合线接壤的区域，组织形貌发生了剧烈的演变（过渡）。

在这些区域，横向组织丛束以及[0001]位向的晶粒丛束与摩擦焊往复运动方向相平行（即之前所说的R向织构），几乎与横向组织相垂直。

图11和12分别是{0001},{10-10}和{11-20}的极图。

可见，强的织构分别为{10-10}<11-20>，（21X）和{11-22}<11-23>，（14X，是弱基底和R1织构）。

这些组织的形成机制已经在前一章节阐明。

但是，与LS试样相比，FS试样呈现出更明显的轧制织构，即在β→α转变时，T和R这两种变体择优产生。

我们还无法得到这种织构产生的准确的原因，因为LS件和FS件的焊接工艺参数是没有区别的。

当然，工件大小比例的不同，使它们在摩擦时的升温以及结束后的冷却情况相异，这也导致两种尺寸试样的组织形成过程有所不同。

另外，在焊合界面以上和以下的变体形成规律见图13，请结合图9来看。

焊合面以上和以下的偏斜{0001