本文采用钨-铼合金材质的搅拌头对1.5mm厚TC4钛合金在不同的焊接参数下进行了搅拌摩擦焊接试验，并对焊缝进行X射线检测、金相组织观察及力学性能测试。结果表明：旋转速度为100rpm、焊接速度为20mm/min进行焊接时，可获得优质的焊缝接头，其抗拉强度为1174.5MPa，延伸率为5.16%，焊核区由粗大的α相和β相经过相转变在立方晶格α钛合金中形成的过饱和马氏体组成。随着旋转速度和焊接速度的提高，焊缝根部出现了未焊透或未完全熔合缺陷，焊缝的强度和延伸率均降低，拉伸断裂型式从沿着拉伸方向约呈45°角断裂
序 言
随着该技术研究的不断发展，国内外已经将高熔点合金搅拌摩擦焊技术作为近年来研究的新领域。由于钛合金的密度小、强度高、耐蚀性好、热强度高，在航空航天领域中得到越来越多地应用，钛的性质活泼，熔点高、热容量较小、导热系数小，高温下与氧、氮、氢反应速度较快，焊接性能较差。目前主要的焊接方法有钨极氩弧焊、电子束焊、激光焊接等，在国内钛合金的搅拌摩擦焊接工艺研究及工程化应用还相对较少。本文采用钨-铼合金材质的搅拌头，对1.5mm薄板钛合金开展搅拌摩擦焊接工艺试验，以摸索焊接工艺参数对薄板钛合金焊缝成形及性能的影响。
1 实验材料及方法
试验选用1.5mm厚的TC4钛合金板，试板尺寸为100mm×200mm。焊前对钛合金试板进行酸洗，并对焊接对合面进行刮削，去除氧化物等杂质。选用钨-铼合金材质的搅拌头，其轴肩直径为15mm，搅拌针长为1.4mm，端部直径3mm， 根部直径为8mm。
由于钛合金搅拌摩擦焊过程焊接温度较高，焊接过程中搅拌头呈现火红色，参见图1所示，为防止焊缝在焊接过程中氧化，采用氩气对搅拌头及焊缝进行表面防护。焊接过程中主轴倾角为2.5°，由于钛合金板厚较小，为了限制焊接温度过高，选取焊接转速在100~200rpm，焊接速度选择在20~50mm/min。焊后对焊缝进行X 射线检测、金相组织分析及力学性能测试。
2 实验结果与分析
2.1 焊缝表面形貌分析
图2为5组不同焊接参数下的焊缝表面形貌，从图中可以看出，图2（a）~图2（d）试板所选用的参数焊接过程稳定，表面成形良好，并且在氩气保护条件下焊缝氧化不明显，只在焊缝边缘出现了少量氧化现象。从图2（e）中还可以看出，在旋转速度为200rpm、焊接速度为40 mm/min的工艺参数下，焊缝表面粗糙，表面成形不光滑，这是由于焊接热输入量相对较大，导致焊缝表面材料粘度增加，焊接过程中材料粘着在搅拌头上，在冷却过程中粘着焊缝表面，造成焊缝表面质量较差。此外，由于焊接温度相对较高，导致焊缝表面也出现了轻微氧化现象。
图3为5组不同焊接参数下焊缝X射线检测底片结果。从图3（a）和图3（b）中可以发现，在旋转速度和焊接速度较小时，焊缝X射线底片检测结果良好，焊缝内未发现缺陷。当旋转速度增大至150rpm，焊接速度为30mm/min时，图3（c）焊缝内部出现了高密度夹杂缺陷，这是由于搅拌头的磨损所致。当焊接速度进一步增大至50mm/min时，图3（d）中焊缝内出现了一条规则的黑线，这表明焊缝根部存在未焊透缺陷。而当进一步增加热输入量时，即在旋转速度为240rpm，焊接速度为40mm/min时，图3（e）中焊缝内部出现了局部未熔合和高密度夹杂缺陷，但是在焊缝表面出现了较大的波纹，这是由于焊接热输入量较大，导致焊缝表面材料流动不稳定，从而使接过程中主轴晃动较大，在焊缝表面出现了较大的波纹。
2.2 焊缝金相组织分析
图4为5组不同参数条件下焊缝横截面宏观形貌。图4（a）和图4（b）所采用的焊接参数焊后焊缝横截面成形良好，焊缝上表面出现了轴肩摩擦留下的齿状形貌，焊缝根部也未出现未焊透缺陷。在旋转速度为150rpm，焊接速度为30mm/min时，图4（c）焊缝底部出现了波纹形黑色条纹，这是由于搅拌针端部与材料未完全搅拌充分而残留的界面，导致焊缝底部未完全熔合。随着旋转速度和焊接速度进一步提高，如图4（d）所示，虽然焊接表面成形良好，但是焊缝根部出现了明显的疏松和隧道型缺陷，当增大旋转速度，降低焊接速度时，图4（e）焊缝根部出现了局部未熔合缺陷，而且焊缝表面粗糙不平，出现了不规则齿状形貌。通过以上试验结果对比分析，X射线检测结果与焊缝横截面之间具有较好的匹配关系，即X射线检测有黑色条带的试板，在焊缝内部相应表现为根部未焊透或者隧道缺陷，其中未焊透缺陷表现为规则细条纹，而隧道缺陷则表现为较宽的条带状黑色区域。
为了进一步分析焊缝内部组织特征，选取了图4（a）所示的金相进行了微观组织观察，并对每个特征区域进行了分析，如图5所示。图5（a）是母材显微组织，从图中可以看出，在母材中同时存在α、β两相，α相呈等轴晶分布，β相分布主要分布在α相的边界处。图5 （b）为焊核区显微组织，该区域受搅拌针的剧烈搅拌摩擦作用，该区域的相组织分布发生了变化，不是α、β两相，而是粗大的α相，是β经过相转变在立方晶格α钛合金中形成的过饱和马氏体。图5（c）为前进侧和母材过渡区的显微组织形貌，可以看出焊接过程中主要受到热和塑性变形的双重影响，母材和焊核区之间形成了明显的界限，该区域之间几乎没有热机影响区，只有非常狭窄的热影响区。图5（d） 是后退侧与母材之间过渡区，与前进侧相比，该区域的过渡较平缓，该区域的组织又出现α、β两相，而β相的比例较母材有明显的减少。
2.3 力学性能分析
为了评估焊缝接头力学性能，对每组参数焊接的试板截取了拉伸试样，其测试结果参见附表。其中序号1#~5#分别对应在图2（a）~2（e）试板上截取的拉伸试样。从表中可以看出，1#和2#试样拉伸强度和延伸率均较高，其中1#拉伸试样的强度高达1174.5MPa，延伸率为5.16%， 3# 和4#试样拉伸强度和延伸率均较低，由于4#试样焊缝根部存在未焊透缺陷，其强度仅为826.25 MPa，延伸率仅为1.48%，5#拉伸试样相比1#和2#试样而言，其强度和延伸率均降低，这是由于焊缝根部存在局部未熔合的缺陷所致，其中延伸率的降幅较大。
图6为1#~5#拉伸试样的断裂残骸，从图中可以看出，1#和2#拉伸断裂型式均与沿拉伸方向约呈45°角断裂，其断裂形式与铝合金等低熔点合金不同，低熔点合金通常断裂在热影响区或热机影响区，而钛合金拉伸均在焊缝内断裂。对于3#、4#拉伸试样，由于焊缝内均有不同型式的缺陷存在，焊缝拉伸断口与拉伸方向基本垂直，端口较平整，焊缝塑性较差，而5#拉伸试样断口与拉伸方向呈现一定的倾斜，但塑性仍较低，其延伸率仅为2.4%。
3 结束语
3.1 对于1.5mm厚TC4钛合金，选用钨-铼合金材质的搅拌头，在旋转速度为100rpm、焊接速度为20mm/min进行焊接时，可获得优质的焊缝接头，其抗拉强度为1174.5MPa，延伸率为5.16%。
3.2 钛合金搅拌摩擦焊缝焊核区是粗大的α相和β相经过相转变在立方晶格α钛合金中形成的过饱和马氏体。前进侧和母材过渡区之间形成了明显的界限，该区域之间几乎没有热机影响区，只有非常狭窄的热影响区。返回侧区域的过渡较平缓，出现了α、β两相，而β相的比例较母材有明显的减少。
3.3 随着旋转速度和焊接速度的提高，焊缝根部出现了未焊透或未完全熔合缺陷，焊缝的强度和延伸率均降低，拉伸试样断裂型式也发生了改变，拉伸断裂型式从沿着拉伸方向约呈45°角断裂转变为垂直于拉伸方向断裂。
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