一种近β钛合金线性摩擦焊.docx

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一种近β钛合金线性摩擦焊

一种近β钛合金线性摩擦焊

摘要：

近β钛合金Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr（Ti5553）的线性摩擦焊（LFW）行为通过改变频率和轴向压力加工条件进行研究。

焊接材料检测的机械性能包括微观硬度和拉伸性能。

对材料在线性摩擦焊期间在每组焊接参数下经历的最大变形进行估计，基于过程参数，且然后使用Aramis一个3维光学变形测量系统。

用电子背散色衍射技术研究线性摩擦焊Ti-5553合金，在热机械条件下阐述了织构和相转变。

焊接特征包括焊接区域微观结构和母材热影响区的特征分析。

1.引言

β和近β钛合金在航空工业中引起广泛的兴趣，由于比更普通的α+βTi-6Al-4V钛合金有更好的成形和韧性。

高强度亚稳态β钛合金例如Ti-5553用来替换钢作为大件常用的材料例如飞机框架最后生产的起落架车梁。

在1997年Ti-5553钛合金通过TIMET引进且成分为5wt.%Al,5wt.%V，5wt.%Mo,3wt.%Cr,剩余为Ti。

表1列出了在溶液处理和老化条件（solutiontreatedandagedcondition，STA）下，这合金的一些典型物理和机械性能。

Ti-5553钛合金的铸造态相似于Ti-10V-2Fe-3Al（Ti-10-2-3）的铸造态，虽然前者（856℃）对于后者（800℃）的更高β转变线温度允许更高的铸造温度。

对于Ti和Ti合金来说焊接性是一个典型的问题。

在熔化状态金属快速地与大气发生反应，为了结合成功使用熔焊方法时需要保护气体。

Ti的低热导率导致了低能量密度过程长时间焊接例如TIG焊接。

长的焊接时间导致了冷却速度缓慢，要求延长气体保护时间去保护Ti的高反应性。

高能量密度方法例如激光焊或电子束焊，部分解决了这个问题通过一个快速的焊接循环（加热、熔化和冷却）用局部热输入，但是在焊接熔化期间仍需要保护（在350℃以上或真空对全部区域进行气体保护）。

明显地，Ti是一个主要的对象对于固态焊接方法的发展和应用。

线性摩擦焊（LFW），一种固态加工过程包括相对静止部件的振荡部分然而应用一个轴向加载（如图1所示），去除了当焊接时保护环境的必要性，因为材料没有达到熔化的温度。

不要求轴向对称且部件有相对复杂的几何结构涉及到曲线。

摩擦焊中界面上直接产热，比在激光和电子束焊接中产生了一个高能密度（低热输入）。

结合低热导率的Ti和Ti合金，摩擦焊产生了一个非常小的热影响区（HAZ）。

在1969年摩擦焊被第一次授权了，且在20世纪80年代早期焊接学会（TWI）展示出一台加工金属的线性摩擦焊机器。

因为那时摩擦焊用于各种各样的材料例如Ti合金，钛铝化合物及镍基高温合金，更详细地观察参数与性能之间的关系。

然而，据作者了解，β钛合金的线性摩擦焊研究得比较少。

线性摩擦焊过程被分为四个不同阶段。

第一阶段，被称为初始或接触相，在两个试件之间接触产生为了产生表面粗糙磨损（thewearofsurfaceasperities）。

第二阶段，被称为转变或条件相，开始于当大磨损晶粒产生期间第一相开始从界面被挤出。

摩擦热产生一个软的塑性区，这区域不再能够支持外加轴向载荷和开始持久变形。

当移到第三阶段，称为平衡或熔化相，闪光（flash）开始形成。

轴向压力增加和振荡继续在之前阶段。

摩擦热在远离界面被分析，塑性区进一步形成，远离界面的挤压材料作为闪光（flash）。

最后相称为减速或铸造相，在期望缩短时间达到时材料被停止。

一旦材料停止和均衡，轴向压力增加且焊接加固。

制造和修补航空部件使用新出现的航空工业非常重要的焊接技术，产生了研究Ti-5553线性摩擦焊的兴趣。

这研究工作形成了一个大计划的部分研究和近α，α-β和近β钛合金线性摩擦焊制造技术的发展。

微观结构特征，织构分析和焊接机械性能评估进行作为线性摩擦焊过程发展试验的部分去定义最优参数窗口。

这文章的目的是报告线性摩擦焊焊Ti-5553研究工作的各种发现。

2.试验步骤

焊接设备是一个MTSLFW过程发展体系，由两个液压执行器组成：

面内执行器水平振荡低工作部件；且铸造执行器通过前固定工件（topstationaryworkpiece）应用一个下拉载荷（downwardload）。

设备的技术规范（technicalspecifications）在其他地方被阐述。

表2表示了在这研究中使用的试验方案及用Vairis和Frost提出的公式计算的最大应变率，测量的焊接时间和来自后两个量计算的总最大应变。

fBL（频率）的底线（BL）值和PBL（压力）是基于Ti-6Al-4V报告最优条件建立的，因为很少有文献关于β或近β钛合金摩擦焊，且没有具体参数出版。

在振荡期间铸造压力维持相同水平，为了观察振荡对HAZ生长的影响，在铸造相期间没有排出额外材料的复杂化。

一般钛合金中α和β相含量对它的性能非常适当，且因此去选择热机械加工参数。

在线性摩擦焊中，焊接行为与流体压力密切相关；在Ti-5553这种情况下，因为材料主要的相是β相，导致Ti-6Al-4V材料中β相的流动（flow）的使用参数是有根据的（因为在任何情况下热机械加工将发生在β相中）。

Ti-5553材料在锭形成被截获得13mm宽度（W），35mm高度（H），和26mm长度（L）的焊接试样（weldcoupons），如图2所示。

焊接之前，试样的接触表面进行研磨和用酒精清洗。

线性摩擦焊试样横着振荡方向通过焊接区域被截（如图2所示），进行金相和电子背散射衍射（EBSD）研究（例如平行于横向和垂直方向形成的平面）。

传统的抛光程序用于光学显微镜和EBSD试样的初始准备。

最终EBSD抛光在一个振荡抛光机中进行12小时。

值得注意的是材料要求一个广泛和敏感的抛光程序，电子抛光没有被使用是为了保护β相。

为使用光学显微镜观察微观结构，使用Kroll试剂进行腐蚀。

使用一个发明的光学显微镜（OlympusGX71）带有数字图像分析软件（AnalySIS5）进行微观结构观察。

背散色成像和EBSD绘图在20kv一个HitachiS-3000NVP-SEM带有一个Oxford（HKL）EBSD数据获得系统下进行（抛光面）。

使用一个StruersDuraminA300机带一个全自动测试循环（阶段，载荷，聚焦，测量）测试显微硬度。

300g载荷加载使用一个载荷包带有闭环电路控制，且硬度线穿过焊接区域通过每点测量3次的平均值断定，测量间隔（indentinterval）0.2mm且加压时间15s。

对每个焊接条件，有三个拉伸试样依照ASTME8M-01加工成25mm标距长度，6mm宽度和4mm厚度的标准次尺寸几何形状。

全部试样在室温下进行测试，使用一个250KnMTS810拉伸机装有一个Aramis3-D变形测量系统。

在进行拉伸测试之前，每个试样用一个高对比任意类型的黑色漆在一个白背景下。

Aramis系统的功能依靠斑点类型的质量。

这类型的质量被证实在机械性能估计确保应变记录沿着整标距长度之前。

类型认识观察之后，拉伸性能估计使用2mmmin-1速率的位置控制进行达到屈服点且然后用Aramis系统设置8mmmin-1速率去捕获，以2框架每秒（fps）的获取速率。

3.结果和讨论

未焊材料的微观结构用光学显微镜和扫描电子显微镜（SEM）揭示如图3所示。

在低倍数下，极大β晶粒平均直径100-500μm是可见的。

高倍SEM图像揭示在β晶粒中的针状微观结构。

大β晶界之一通过框架角看到（图3b）。

未焊材料与期望的没有任何二次加工铸锭结构相一致，例如热机械加工或固熔化且/时效热处理。

3.1微观结构估计

线性摩擦焊Ti-5553的界面区域目测见到接头四个面可观的闪光（图4a），表明焊接是个整体。

发现在振荡运动方向闪光长度较大，例如平行于检测长度相比较于沿着试样宽度。

然而，不像线性摩擦焊Ti-6Al-4V，有一系列闪光挤出脊在往复运动方向上，线性摩擦焊Ti-5553闪光，通过粗糙表面，表示出在目前工作观察过程的条件下没有规则的波纹。

闪光层包括塑性变形材料在焊接过程中挤出，两合金（α+βvs.近β）流动行为的不同几乎确定闪光形貌的不同。

然而Ti-6Al-4V在大部分中的行为像一种各向异性的密排六方材料有限定的滑移系，Ti-5553大部分是一种体心立方材料有多个滑移系，且在某个室温下闪光被挤出。

这导致了在Ti-6Al-4V中闪光流体非常窄的延伸和强的取向，和Ti-5553闪光更多的垂直延伸。

焊接试样微观结构如图5所示。

用光学显微镜的高倍看到晶界迹象，但是整体沿着焊接中心的晶粒通过化学腐蚀没有有效地揭示。

这低腐蚀是归因于焊接区域高的变形和动态再结晶微观结构。

在图5b中，连接焊接中心的区域被表示出；这里可见更多的等轴晶粒及在再结晶晶粒之间某区域中针状结构的某些迹象。

在图5c显微照片中，表示了离焊接纹大约0.4mm的结构，这针状结构清晰地揭示出。

最终，在图5d中，离焊接线1mm，没有变形的针状微观结构是未焊材料的特征能清晰地见到（图3b）。

3.2微观结构的测量

表示焊接微观结构的细节，包括描述晶界和阶段划分，从未焊和线性摩擦焊试样获得的取向数据。

图6描述了焊接材料的反极图和阶段部分图，表明晶粒是各向等大的且直径在100-250μm之间。

也观察到α相大约组成表面的3%，且扩大材料体积。

α相主要集中在晶界。

为了改善相分布数据的精度，用0.2以下置信指数扫描点在计算之前被去除。

在图7中，看到试样LFW-1的一个反极图。

为了定义晶界位置图像质量图被叠加。

清楚地是在这样焊接条件下，Ti-5553合金经历完全动态再结晶在焊接区域（200μm宽度）在采用的热机械条件下，即结合高温应变与高应变速率。

在焊接区域以外，观察到热机械影响区（TMAZ）的突然转变包括混杂的再结晶和变形晶粒，接着进一步转变到初始大的β晶粒。

然而大的等轴和变形晶粒表现出各种各样的取向，在再结晶区域观察到晶粒主要取向于＜111＞方向垂直于试样表面。

这表征了焊接振荡方向。

再定位易形成的结构可能由于在平行于振荡方向的{110}＜111＞相中易滑移系振荡期间的排列。

图8表示在LFW-1试样中0.4%α面积分数的一个整体相。

α分数在再结晶焊接区域中减少到接近没有（估计在0.05%）。

这对比与在未焊材料中观察到的3%α，且表明快速冷却的材料不允许平衡相形成和亚稳β相仍然易形成α相。

再一次，基于TSLOIM分析软件的精度，TSLOIM分析软件在文献[17,18]中有介绍，指出在0.2以下的置信指数从数据组中剔除。

观察到那些点接近总被引用为α相，可能由于大量的线在这类型中可得到，但是手动检查Kikuchi类型和指数分配到Kikuchi类型，导致计算出的指数有误差。

试样LFW-2的再结晶区域宽度（见图9和10）在最窄点（焊接中心）平均380μm，比LFW-1中的再结晶区域更宽约50%。

再一次，再结晶区域包括取向为＜111＞方向垂直于试样表面的几乎全部晶粒。

再结晶区域的特写镜头扫描如图11所示。

阶段部分图确认在低分辨率扫描下的早期发现，在那些晶粒中有很少的到没有α相出现，与包括0.5-1vol.%的α相热机械影响区比较。

在图12中，表示出了LFW-1和LFW-2再结晶区域的β极图。

由于在材料中观察到的α相的量可以忽略不计，所以α极图没有表示出。

观察到的那些再结晶区域中结构的强度非常高，任意时大约10-15倍。

这强的结构基于小晶粒的大数量和相当可靠性。

作为期望见到的反极图，那些再结晶的许多沿着＜111＞方向重排。

由于在焊接试样的非再结晶区域中非常大的晶粒尺寸，结构将需要在更大扫描区域上测量为了统计学意义。

3.3机械测试

显微硬度曲线如图13和14所示，表明焊接区域比热机械影响区周围稍微软，依次比母材周围软；这与在焊接件中观察到的α相损耗的微观结构一致。

试样LFW-1，在低压力和高频下焊接，看到在焊接中明显的硬度下降，以在±1.6mm范围中的急剧下滑。

同时LFW-2，更高压力/更低频率试样，在焊接中表现出更少的软化且稍微不突出的降低，然而，通过与母材硬度范围比较表现出跨越一个更宽的区域。

值得注意的是当压痕范围（从中心到中心5个压痕宽度为200μm）与焊接宽度比较，加工过程对硬度分布的影响更详细的分析将要求用更高分辨率的方法例如纳米压痕进一步研究。

然而，在两个试样中软化区域的宽度与用EBSD扫描观察给出的硬度线分辨率的焊接区域宽度相一致。

硬度降低容易用在那些试样上没有进行焊后热处理解释。

Ti5553的固溶处理通常在β转变线以下进行，以致于一些仍然是球状的（globular）α相，其中很多在晶界上。

没有固溶处理，缺少形成的球状α相强化和晶界的钉扎效应（以及断裂韧性的不利影响）。

尽管焊接区域强度的增加是可能的，由于重变形的细化晶粒作用结合高温再结晶，焊接区域强度的增加没有观察到，可能更大的软化效应被遮盖了由于α相的损耗。

对作为接收和焊接的试样都进行拉伸测试。

表3中作为接收值是没有热处理材料的，表中的值比固溶化和老化的Ti-5553引用的文献值低。

在观察到的%EI中大变化与没有STA的方钢结构中先前的发现相一致，且Fanning报告当Ti-5553的微观结构使用STA是均质时，伸长率的变化较小。

比较未焊拉伸性能，YS、UTS和%EI值对线性摩擦焊试样较小。

焊接试样拉伸强度的减小能通过没有α相微观结构的焊接件中出现软化区解释。

此外，用BL轴向压力和频率焊接的LFW-1试样与用更高压力和低频率焊接的LFW-2试样之间的拉伸性能有明显的不同，LFW-1表现出更高的YS和US以及更大的伸长率（见表3）。

与LFW-2比较LFW-1有更好的机械性能，归因于少量材料热机械影响（焊接区和TMAZ），用EBSD扫描表示。

焊接拉伸试样的断裂表面表示了非常大的晶粒（如图15所示），与接近再结晶焊接区的TMAZ发生的断裂相一致。

未焊接试样与焊接试样表现出相同的剪切区的韧性断裂特征。

实际上，全部的焊接试样断裂在焊接区1mm中的TMAZ，如图16所示。

反之，作为接收（未焊）拉伸试样断裂在沿试样标准长度的任意位置。

在TMAZ中焊接试样连续断裂（consistentfailure）最可能由于在粗晶粒微观结构中α相的消耗，这比相似消耗细晶粒的再结晶焊接区有一个更薄弱的趋势。

在未焊条件下应变分布的一个例子如图17所示。

这应该与图18中的焊接的LFW-1试样中应变分布相比较。

应变集中区表明相对于断裂位置的焊接试样中最高强度区域之后立即发生。

然而，可见自由焊接试样平均应变大约是12%，升高到双倍，在最终断裂位置，在焊接试样中定位更显著。

仅仅在TMAZ外面平均应变迅速地增加到5%，且因此稳定，但是快速地达到最大值得9.3%，几乎平均值的5倍，断裂位置接近焊接线。

在试样中心应变分布图像的分辨率和焊接线（不是整体笔直）的精确定位困难，导致图8中的一些模糊关于焊接区域的精确断裂位置。

然而，在图16中断裂照片清晰地表示断裂发生在接近焊接线的TMAZ中。

微观硬度分析和焊接试样拉伸估计都导致在焊接线上和两侧都存在软化区。

软化区，耗尽增强的α相，用微观结构和结构检查表示，表征了应变集中区。

当应变均匀地分布在这区域上时，一个物相是最强的。

因此，由于焊接区域中α相耗尽和晶粒细化，且TMAZ中仅仅α相的耗尽，不同区域强度的不均一促使了应变集中，所以应力屈服；这导致应变的局部增加。

令人感兴趣的是焊接Ti-5553使用焊后热处理促进增强α相的沉淀。

目前研究表明固溶和老化循环将有利于改善焊接性能。

4.结论

近β合金Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr合金使用一个MTSLFW过程开发系统焊接。

过程条件不断变化为了检查过程参数与微观结构、织构和机械性能的关系。

下面是总结的结论：

1.未焊材料表示出晶粒直径大约为100-500μm的大取向β晶粒结构。

那些晶粒包括针状子结构。

α相大约组成了未焊材料总体的3%，主要集中在晶界。

2.焊后，一个晶粒非常细小（1-5的μm直径）的再结晶区域在焊接中心观察到，进行过程条件测试宽度范围从240到380μm。

在这再结晶区域中，晶粒几乎全部取向于＜111＞方向垂直于试样表面，例如平行于焊接振荡方向。

3.观察到的TMAZ由部分再结晶局部在晶界上的变形的大β晶粒组成。

少于1%体积分数的α相在TMAZ中和焊接区域中观察到。