近年來(lái)隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)的不斷發(fā)展，對(duì)航空制造技術(shù)提出了更高的要求。整體葉盤(pán)是航空發(fā)動(dòng)機(jī)的重要組成部件，對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)性能有著重要影響[1-2]。由于傳統(tǒng)制造方法(如鍛造+機(jī)加工)的局限性，越來(lái)越難以滿足整體葉盤(pán)的高效制造。線性摩擦焊接(linearfrictionwelding，LFW)作為一種先進(jìn)的固相連接方法，與鍛造機(jī)加工相比具有工藝路線簡(jiǎn)單、原料浪費(fèi)少的優(yōu)勢(shì)，與傳統(tǒng)熔焊相比不含氣孔夾雜等缺陷、焊縫質(zhì)量高，從而成為航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤(pán)制造與維修的關(guān)鍵保障技術(shù)[3-5]。TC11鈦合金是一種雙相(α+β)鈦合金，具有良好的熱加工性，可勝任500℃下的服役工作，并能夠在該溫度下保持良好的強(qiáng)度以及塑韌性[6-7]。TC11鈦合金多應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)的結(jié)構(gòu)件制造[8-9]。線性摩擦焊是高溫變形過(guò)程，研究TC11的熱變形行為對(duì)線性摩擦焊具有重要意義。郭濤[10]認(rèn)為，在高溫變形以及熱處理?xiàng)l件下變形α晶粒存在球化趨勢(shì)，在900℃以上主要為界面分離機(jī)制，在較低溫度下則以剪切變形為主。王宏全等[11]認(rèn)為，α相的形態(tài)變化與熱變形溫度、變形量及變形方式相關(guān)。

Artem等[12]對(duì)TC11的熱變形進(jìn)行了模擬，建立了變形參數(shù)與組織間的演化模型。郎波等[13]對(duì)TC11線性摩擦焊接頭飛邊組織進(jìn)行了研究，揭示了焊接界面的演變分為4個(gè)過(guò)程，即摩擦磨損、黏著剪切、界面金屬形成金屬鍵并發(fā)生大變形和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程。

Wang等[14]對(duì)不同焊接參數(shù)下TC11線性摩擦焊接頭的組織進(jìn)行了研究，闡明了提高焊接壓力能夠增強(qiáng)織構(gòu)強(qiáng)度，低壓力焊接時(shí)容易出現(xiàn)多種織構(gòu)類型。線性摩擦焊完成后，由于冷卻速度極快，接頭內(nèi)部存在較大內(nèi)應(yīng)力，且接頭塑性、韌性較差，在投入使用前通常要進(jìn)行焊后熱處理。焊后熱處理作為一種重要的線性摩擦焊接頭加工工藝流程，會(huì)使線性摩擦焊接頭的組織產(chǎn)生較大改變，進(jìn)而影響接頭的力學(xué)性能。王新宇等[15]對(duì)TC11的熱處理進(jìn)行了研究，闡述了焊后熱處理與焊前熱處理組織形貌發(fā)生的變化。本工作在950℃和530℃條件下，對(duì)TC11鈦合金線性摩擦焊接頭進(jìn)行焊后雙重退火的熱處理實(shí)驗(yàn)，將熱處理后接頭的內(nèi)部相變、晶體取向、力學(xué)性能、斷裂形式等與焊態(tài)接頭進(jìn)行對(duì)比并進(jìn)行分析，闡明焊后雙重退火熱處理對(duì)TC11鈦合金線性摩擦焊接頭組織和性能產(chǎn)生的影響及機(jī)理。

1、實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為T(mén)C11鈦合金，其化學(xué)成分如表1所示。

TC11鈦合金母材狀態(tài)為鍛造態(tài)，金相組織為等軸組織。圖1為T(mén)C11鈦合金母材微觀組織。可以看出，β基體上分布α等軸晶，β相內(nèi)存在層片α夾層。

焊接所用試樣尺寸為75mm×20mm×130mm(焊接面尺寸為75mm×20mm)。實(shí)驗(yàn)采用的焊接參數(shù)為前期優(yōu)化的工藝參數(shù)，振動(dòng)頻率30Hz，振幅4mm，焊接壓力52MPa。根據(jù)原始母材的熱處理工藝(950℃，1h，空冷+530℃，5h，空冷)，選擇采用的焊后雙重退火熱處理制度為950℃，1h，空冷+530℃，5h，空冷。

對(duì)焊態(tài)(as-welded)及焊后熱處理態(tài)(PWHT)試樣截面進(jìn)行打磨，在完成機(jī)械拋光后使用HF∶HNO3∶H2O=5∶12∶83(體積比)的腐蝕液進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為5~10s。之后利用光鏡(OM，LeicaDMI5000M)和掃描電鏡(SEM，JSM-IT700HR)對(duì)試樣進(jìn)行金相組織檢測(cè)，隨后進(jìn)行電解拋光并使用電鏡(7900EDAX)進(jìn)行電子背散射衍射(electronackscattered   diffraction，EBSD)檢測(cè)，后續(xù)的數(shù)據(jù)處理采用OIMANALSYS軟件進(jìn)行;利用HXD-100TMC/LCD顯微硬度儀對(duì)接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試。按GB/T228.1—2010和GB/T229—2020分別進(jìn)行拉伸和沖擊實(shí)驗(yàn)，對(duì)斷口形貌進(jìn)行分析。拉伸及沖擊試樣取樣位置示意圖如圖2所示。

2、結(jié)果與分析

2.1接頭組織分析

2.1.1宏觀形貌

圖3為T(mén)C11鈦合金接頭焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)的金相顯微組織。由圖3(a)可以看出，焊態(tài)接頭可明顯區(qū)分出3個(gè)區(qū)域，分別為焊縫區(qū)(WZ)，熱力影響區(qū)(TMAZ)和母材(BM)。其中焊縫中心較亮，晶粒尺寸較另外兩個(gè)區(qū)域更細(xì)小，因此更耐腐蝕。熱力影響區(qū)組織存在流線形貌，這一區(qū)域的組織在焊接過(guò)程中由于熱力作用發(fā)生形貌上的改變，以變形晶粒為主，且越 靠近焊縫變形程度越大，接近母材處則基本保留母材特征。經(jīng)雙重退火后的接頭焊縫仍然清晰，但是熱力影響區(qū)與母材交界線模糊不清，甚至消失。熱力影響區(qū)的組織變形明顯減小，但仍然存在。

2.1.2微觀組織

圖4為焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)TC11鈦合金焊縫區(qū)、熱力影響區(qū)和母材的微觀組織。由圖4(a-1)焊態(tài)焊縫區(qū)微觀組織可知，接頭的焊縫中心由細(xì)小等軸晶粒組成，晶粒內(nèi)部含有α片層及針狀α相，這些針狀α相與層片α相互交錯(cuò)，晶界α清晰可見(jiàn)。說(shuō)明在焊接過(guò)程中焊縫中心溫度超過(guò)β轉(zhuǎn)變點(diǎn)，發(fā)生α→β轉(zhuǎn)變，隨后在冷卻過(guò)程中β相內(nèi)析出α相。由于冷卻速度極快，并非所有β相在冷卻過(guò)程中都轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?，有一部分β相留存，此部分β相由于快速的冷卻過(guò)程處于亞穩(wěn)狀態(tài)。此外，還發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，中心組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶粒。經(jīng)過(guò)雙重退火后，焊態(tài)的焊縫中心組織形貌完全消失，區(qū)域內(nèi)細(xì)小再結(jié)晶晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮牡容S、粗針狀、條狀α相和轉(zhuǎn)變?chǔ)缕瑢?圖4(a-2))。說(shuō)明在雙重退火時(shí)，焊縫內(nèi)的α馬氏體組織向粗針狀α相轉(zhuǎn)變，且在高溫保溫時(shí)有β相的析出，在冷卻過(guò)程中從β相內(nèi)析出α組織。

圖4(b-1)，(b-2)為焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)熱力影響區(qū)的微觀組織?？芍笐B(tài)接頭的熱力影響區(qū)中初生α相發(fā)生變形，成為變形晶粒，且變得模糊不清，內(nèi)部有在焊接過(guò)程中不完全的α→β→α轉(zhuǎn)變留存下來(lái)的針狀次生α相，這種相主要分布于初生α邊緣。經(jīng)焊后熱處理后(圖4(b-2))，變形晶粒的變形程度大幅度減小，晶粒長(zhǎng)大明顯，變形α晶粒內(nèi)部的針狀次生α相消失，與β相的界限變得十分清晰。β相從α晶粒邊緣析出、長(zhǎng)大，且在熱處理的冷卻過(guò)程中又有α相的析出(內(nèi)部含有棒狀或粗針狀的α相)，在熱處理中部分變形α相出現(xiàn)球化現(xiàn)象。

圖4(c-1)，(c-2)為焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)母材的微觀組織?？梢园l(fā)現(xiàn)，焊后熱處理后仍然存在大量的等軸α晶粒，部分存在于β相內(nèi)的細(xì)針狀α發(fā)生粗化，轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罴按轴槧?，此時(shí)β相內(nèi)還留存有較為明顯的細(xì)針狀α相。

2.2接頭EBSD分析

由于TC11鈦合金接頭中β相含量較少，α相含量較高，本工作僅分析α相的反極圖(inversepolefigure，IPF)，如圖5所示，圖中黑色區(qū)域?yàn)棣孪?，RD為焊接方向，TD為垂直焊接平面方向。接頭焊縫區(qū)α相IPF如圖5(a-1)，(a-2)所示，可知，焊縫區(qū)晶粒的取向不論是焊態(tài)還是熱處理態(tài)都相對(duì)于熱力影響區(qū)更加隨機(jī)，焊態(tài)接頭的焊縫區(qū)晶粒十分細(xì)小，多為細(xì)長(zhǎng)的針 狀α相。經(jīng)過(guò)熱處理后晶粒發(fā)生粗化，轉(zhuǎn)變?yōu)榇轴槧睿c圖4(a-2)描述相符。此外，熱處理后的焊縫區(qū)晶粒取向相較于焊態(tài)接頭更加隨機(jī)，可以認(rèn)為是在熱處理過(guò)程中重新析出的粗針狀α相取向比在焊態(tài)接頭析出的α相取向更為隨機(jī)。

熱力影響區(qū)α相IPF如圖5(b-1)，(b-2)所示，可以看到，焊態(tài)下β相的含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于熱處理態(tài)β相含量，且β相分布為流線型。焊態(tài)的α相晶粒更加細(xì)小，熱力影響區(qū)也出現(xiàn)了一定程度的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，與圖4(b-1)相對(duì)應(yīng)，在變形晶粒之間存在細(xì)小的二次α相。

熱處理后，變形晶粒仍然存在，但是晶粒變得更粗，在IPF圖中也能看到圖4(b-2)中出現(xiàn)的等軸α晶粒。此外，經(jīng)過(guò)焊后熱處理，部分變形晶粒仍然保留有較強(qiáng)烈的擇優(yōu)取向，但是晶粒取向發(fā)生較大改變。

接頭母材α相IPF如圖5(c-1)，(c-2)所示，可知，焊態(tài)的母材β相含量更高，說(shuō)明在熱處理過(guò)程中，母材區(qū)域在熱處理過(guò)程析出的β相在冷卻過(guò)程中轉(zhuǎn)變成α相，在第二階段熱處理中組織穩(wěn)定化，導(dǎo)致母材組織中β相含量的減少。焊態(tài)和熱處理態(tài)晶粒取向較為相似，幾乎不存在擇優(yōu)取向，方向的隨機(jī)性是3個(gè)區(qū)域中最強(qiáng)的。

2.3接頭力學(xué)性能分析

2.3.1顯微硬度

焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)TC11鈦合金接頭顯微硬度如圖6所示。由圖可知，焊態(tài)接頭的焊縫中心硬度最高;熱力影響區(qū)距離焊縫越遠(yuǎn)，顯微硬度越低。這是因?yàn)椋缚p中心的晶粒主要由細(xì)小的再結(jié)晶晶粒組成，晶粒發(fā)生細(xì)晶強(qiáng)化，硬度較高，此外，焊態(tài)接頭的焊縫中心區(qū)域主要為α相，比例可達(dá)90%以上。有研究表明[16]，在鈦合金的析出相中，α相的硬度要高于β相， 所以焊態(tài)接頭的焊縫中心硬度最高。熱力影響區(qū)硬度下降，是因?yàn)榫嚯x焊縫越遠(yuǎn)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度越低，β相含量更高，雖然熱力影響區(qū)有形變強(qiáng)化，但是這種強(qiáng)化相對(duì)于再結(jié)晶以及相轉(zhuǎn)變影響較小。在接近母材的熱力影響區(qū)硬度較低，是因?yàn)檫@一部分熱力影響區(qū)距離焊縫較遠(yuǎn)，在焊接過(guò)程中發(fā)生的變形很小，形變強(qiáng)化幾乎可以忽略，但是也受到一定的焊接熱的影響，晶粒略微長(zhǎng)大，因此硬度有略微降低。經(jīng)過(guò)雙重退火熱處理后，接頭中心焊縫區(qū)硬度明顯降低，大約下降50HV，且焊縫區(qū)、熱力影響區(qū)、母材的硬度差異較小，說(shuō)明在經(jīng)過(guò)熱處理后，接頭的組織均勻化，區(qū)域之間差異減小。焊縫中心的細(xì)小等軸晶消失，α相主要以粗針狀、條狀和塊狀分布，細(xì)晶強(qiáng)化幾乎消失，β相含量明顯增多，導(dǎo)致硬度下降，熱力影響區(qū)同樣如此。從接頭硬度的分布情況可以看出，此熱處理工藝將接頭的組織硬度調(diào)控到了與母材相似，熱處理效果良好。

2.3.2拉伸性能

焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)TC11鈦合金線性摩擦焊接頭拉伸性能如表2所示，其中Rm為抗拉強(qiáng)度，Rp0.2為屈服強(qiáng)度，A為伸長(zhǎng)率，Z為斷面收縮率。可以發(fā)現(xiàn)，焊態(tài)和熱處理態(tài)接頭拉伸性能相近，且斷裂位置位于遠(yuǎn)離焊縫的母材區(qū)，斷裂形式均為韌性斷裂，存在頸縮，說(shuō)明在此焊接參數(shù)下，接頭的強(qiáng)度并不弱于母材。

經(jīng)過(guò)焊后熱處理，接頭母材的組織雖然發(fā)生改變，但是對(duì)于強(qiáng)度并沒(méi)有產(chǎn)生明顯影響。

2.3.3沖擊性能

TC11鈦合金線性摩擦焊接頭的沖擊性能如表3所示，其中KU2為沖擊功，aku為斷裂韌度?？梢园l(fā)現(xiàn)，焊態(tài)焊縫的沖擊韌度明顯小于母材，這是因?yàn)椋附雍蠛缚p中心組織由母材的等軸態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)態(tài)β相與α'組成的組織，且并不均勻，表現(xiàn)出強(qiáng)度較大而塑性較差。此外，焊縫中心由于受到焊接壓力的作用，焊后殘余內(nèi)應(yīng)力較大，容易出現(xiàn)應(yīng)力集中，在受到外部沖擊時(shí)，易產(chǎn)生裂紋源而發(fā)生斷裂，從而表現(xiàn)出較低的韌性。經(jīng)過(guò)熱處理的焊縫韌性有顯著提升，大約在80%以上，這是因?yàn)椋负鬅崽幚砗蠛缚p區(qū)的α馬氏體與亞穩(wěn)態(tài)β相完全消失，焊縫組織發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，α晶體向等軸晶發(fā)展，有球化趨勢(shì)，與焊態(tài)接頭相比，組織更加均勻。焊后熱處理對(duì)母材韌性的影響不大，這也是因?yàn)楹缚p組織通過(guò)靜態(tài)再結(jié)晶行為與母材組織變得更加接近。

2.3.4斷口形貌

沖擊實(shí)驗(yàn)后試樣斷口的SEM像如圖7所示。由于試樣尺寸較大，難以拍攝全貌，因此每個(gè)試樣取3個(gè)拍攝位置:靠近U型坡口處、斷裂截面中部、斷裂截面末端?？梢园l(fā)現(xiàn)，在焊態(tài)接頭的起裂區(qū)(圖7(a-1))存在許多微小孔洞和較淺的韌窩，斷裂類型是韌窩斷裂。斷口中部的SEM圖(圖7(b-1))顯示，斷裂類型同樣是微孔聚集型韌性斷裂，但相比于坡口處的裂紋源，裂紋放射區(qū)的孔洞明顯增多，且韌窩較深，說(shuō)明該區(qū)域抵抗斷裂的能力更強(qiáng)，即韌性更高。斷口末端(圖7(c-1))是斷裂的剪切唇，這一部分的微孔極少，韌窩很淺，雖是韌性斷裂但吸收的沖擊功相比于前兩個(gè)區(qū)域有非常大的下降。斷口形貌的變化說(shuō)明裂紋擴(kuò)展的放射區(qū)抵抗斷裂的能力最強(qiáng)，在斷裂末期接頭抵抗沖擊的能力變得很差，從而表現(xiàn)在沖擊測(cè)試中吸收功較低。經(jīng)過(guò)焊后熱處理的接頭(圖7(a-2)，(b-2)，(c-2))，斷口各區(qū)域形貌都非常相似，韌窩較深，且存在較多孔洞，斷裂類型均為微孔聚集型韌性斷裂，與焊態(tài)的接頭斷口相比，熱處理后接頭在坡口處及斷口末端的韌窩更深、韌性更好，進(jìn)一步說(shuō)明熱處理后接頭的韌性獲得了極大的提升。

3、結(jié)論

(1)熱處理后接頭焊縫區(qū)內(nèi)原有的組織完全消失，由熱處理過(guò)程中析出的粗針狀、條狀、球狀α晶粒和β析出相組成;熱力影響區(qū)仍有變形晶粒，晶粒長(zhǎng)大明顯，變形減小，部分變形α晶粒球化;母材組織經(jīng)過(guò)熱處理后次生α晶粒發(fā)生長(zhǎng)大，呈粗針及短棒狀。

(2)焊后熱處理使得焊縫區(qū)與熱力影響區(qū)α晶體取向更加隨機(jī)，擇優(yōu)取向降低，焊縫區(qū)、熱力影響區(qū)和母材的β相含量明顯減少。

(3)焊后熱處理后接頭中心高硬度區(qū)消失，接頭中心硬度相比焊態(tài)接頭硬度下降約50HV，熱力影響區(qū)硬度較焊態(tài)硬度上升約30HV，母材幾乎未發(fā)生改變，整體硬度與母材相近。焊接接頭在熱處理后抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度未發(fā)生明顯變化，沖擊韌性為61.3J·cm^-2，相比焊態(tài)接頭提高約80%，與母材接近。

(4)焊態(tài)接頭與熱處理態(tài)接頭的斷裂類型均為韌性斷裂，焊后熱處理接頭斷口中韌窩深度更大且微孔較多，韌性相對(duì)于焊態(tài)有極大改善。

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基金項(xiàng)目:國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(52105411，52105400);凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自主課題(2021-TZ-01)

收稿日期:2022-08-16;修訂日期:2023-03-24

通訊作者:李文亞(1976—)，男，教授，博士，研究方向?yàn)橄冗M(jìn)固相連接技術(shù)，聯(lián)系地址:陜西省西安市友誼西路127號(hào)西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院(710072)，E-mail:liwy@nwpu.edu.cn