馬鐵軍，王為，李文亞，張 勇

（西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 摩擦焊接陜西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安710072）

線性摩擦焊（LFW）以其優(yōu)質(zhì)、高效、節(jié)能、環(huán)保等優(yōu)點(diǎn)，已逐漸成為高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤(pán)制造與維修的關(guān)鍵核心技術(shù)之一。目前，線性摩擦焊的研究與應(yīng)用主要是針對(duì)風(fēng)扇及低壓壓氣機(jī)的鈦合金整體葉盤(pán)進(jìn)行。Vairis和Frost［1，2］系統(tǒng)研究了Ti－6Al－4V（TC4）的線性摩擦焊工藝，分析了焊接過(guò)程并進(jìn)行了參數(shù)優(yōu)化。馬鐵軍等［3，4］針對(duì)多種鈦合金進(jìn)行了線性摩擦焊實(shí)驗(yàn)，揭示了接頭組織特征、力學(xué)性能和工藝參數(shù)之間的關(guān)系。張?zhí)飩}(cāng)等［5，6］也對(duì)多種鈦合金進(jìn)行了同質(zhì)或異質(zhì)線性摩擦焊，揭示了其組織演變規(guī)律與性能特征。

隨著線性摩擦焊技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展，必將在高溫合金高壓壓氣機(jī)及渦輪轉(zhuǎn)子整體部件的制造與維修中得到應(yīng)用。由于國(guó)內(nèi)外針對(duì)高溫合金的線性摩擦焊研究均處于起步階段，因此文獻(xiàn)報(bào)道較少。陳曦等［7］進(jìn)行了GH4169線性摩擦焊工藝研究，揭示了GH4169線性摩擦焊接頭的組織特征、形成機(jī)理，以及摩擦壓力、振幅、焊接時(shí)間等主要焊接參數(shù)對(duì)接頭組織性能的影響。Mary等［8，9］研究了In718合金的線性摩擦焊工藝參數(shù)，并對(duì)接頭的微觀組織進(jìn)行了研究和分析，發(fā)現(xiàn)再結(jié)晶區(qū)域處晶粒尺寸約為母材的67%，而TMAZ處晶粒尺寸與母材相當(dāng)。

FGH96合金是第二代損傷容限型粉末高溫金，其以面心立方（FCC）的奧氏體為基體，以FCC結(jié)構(gòu)的γ′為主要強(qiáng)化相，是當(dāng)前750℃工作條件下滿足高推比、高燃效發(fā)動(dòng)機(jī)使用要求的渦輪盤(pán)、環(huán)形件和其他熱端部件的關(guān)鍵材料［10，11］。研究FGH96的線性摩擦焊接頭組織及性能特征，將為未來(lái)高溫合金線性摩擦焊工藝研究及整體葉盤(pán)的制造奠定基礎(chǔ)。

本研究進(jìn)行了FGH96高溫合金線性摩擦焊的初步實(shí)驗(yàn)研究，分析了接頭組織與力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 試件

FGH96粉末高溫合金的化學(xué)成分如表1所示，圖1為母材的金相組織照片。由圖1可以看出母材狀態(tài)是原始粉末經(jīng)過(guò)熱等靜壓成型后再經(jīng)過(guò)“固溶＋時(shí)效”處理后得到的等軸奧氏體晶粒＋部分淬火孿晶組織，晶粒度為6級(jí)，原始粉末顆粒邊界已溶入基體中。

表1 FGH96的名義化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）［12］Table1 Nominal chemical composition of FGH96（mass fraction／%）［12］

圖1 FGH96合金母材截面組織Fig.1 Microstructure of base FGH96superalloy

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

進(jìn)行線性摩擦焊實(shí)驗(yàn)的試件尺寸為14mm×7.5mm×38.2mm，焊接面積為14mm×7.5mm，摩擦方向?yàn)殚L(zhǎng)度14mm的方向。實(shí)驗(yàn)設(shè)備為實(shí)驗(yàn)室自行研制的XMH－160型線性摩擦焊機(jī)，實(shí)驗(yàn)所用的焊接參數(shù)為：振幅3mm，頻率35Hz，摩擦壓力160MPa。

金相試樣表面垂直于焊縫界面。將拋光后的金相試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕液為24mL CH3OH＋16mL HCl＋10mL H2O2。所用的顯微鏡分別為OLYMPUS QX71型光學(xué)顯微鏡和SUPRA 55型掃描電鏡。

拉伸試樣是從同一規(guī)范下的試樣中取出的5個(gè)標(biāo)距26mm、寬度3mm、厚度1mm的非標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣；另以同樣規(guī)格制得3件母材拉伸試樣進(jìn)行對(duì)比。拉伸試驗(yàn)機(jī)型號(hào)為Shimadzu AG－X型，拉伸速率為1mm·min－1。顯微硬度是從焊縫中心開(kāi)始，沿著與焊縫垂直的方向每隔100μm測(cè)量一次，直到母材區(qū)，所用儀器為Duramin－A300。

2 接頭組織特征及形成過(guò)程分析

2.1 接頭宏觀組織特征

接頭的宏觀組織如圖2所示。圖2（a）是接頭界面及周?chē)鷧^(qū)域的宏觀剖面金相照片，水平方向是試樣的摩擦方向。可以看到，接頭中心區(qū)域組織的顏色比兩側(cè)區(qū)域深，深色區(qū)域的晶粒不能明顯分辨，而此區(qū)域外母材中的晶粒比較明顯，初步說(shuō)明此區(qū)域的晶粒十分細(xì)?。贿€可以看出中心區(qū)域顏色深淺不一，說(shuō)明此區(qū)域組織不均勻，原因可能是由于FGH96合金具有較高的高溫變形抗力，在高溫時(shí)塑性金屬流動(dòng)性仍然較差，因而在焊接結(jié)束時(shí)界面周?chē)苄越饘匐y以均勻擠出，這些金屬溫度較高，其晶粒的形變程度及與周?chē)饘俚膭?dòng)態(tài)再結(jié)晶程度不同，所以表現(xiàn)出圖中顏色不均勻的現(xiàn)象。

圖2 接頭截面光鏡組織（a）接頭全貌；（b）圖（a）中B區(qū)Fig.2 OM micrographs of joint cross－section（a）full view；（b）zone B in fig.（a）

圖2（b）為圖2（a）中矩形框B位置的局部放大圖，可以看出接頭中部深色區(qū)域的晶粒非常細(xì)小，與兩側(cè)組織的晶粒大小差異很大，這個(gè)區(qū)域?yàn)楹缚p區(qū)，焊縫區(qū)兩側(cè)組織不均勻的區(qū)域則為熱力影響區(qū)。焊縫區(qū)與熱力影響區(qū)的界面非常明顯，這是由于FGH96合金有著優(yōu)良的高溫性能，即使在很高的溫度下其力學(xué)性能仍然保持在較高狀態(tài)，故兩側(cè)組織變形量與焊縫區(qū)相比很小，導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度差異很大，因此兩個(gè)區(qū)域的組織形貌差異也很大。

2.2 焊縫區(qū)微觀組織

圖3為焊縫區(qū)中部微觀組織。由圖3（a）可以看出焊縫區(qū)組織為非常細(xì)小均勻的等軸晶粒，與母材組織的晶粒大小差異較大。

圖3 焊縫區(qū)SEM組織形貌（a）焊縫區(qū)中部；（b）圖（a）中B區(qū)Fig.3 SEM micrographs of weld zone（a）middle part of weld zone；（b）zone B in fig.（a）

焊縫細(xì)晶的晶粒度約為9級(jí)，該組織的形成是由于摩擦焊形變過(guò)程的工藝特點(diǎn)和FGH96粉末高溫合金材料本身的性質(zhì)所共同決定的。線性摩擦焊的特點(diǎn)是加熱升溫快，時(shí)間短，更重要的是，運(yùn)動(dòng)端的高速線性運(yùn)動(dòng)與移動(dòng)端軸向壓力的共同作用使摩擦界面及其近區(qū)產(chǎn)生了高的剪切變形速率、大的剪切變形量以及一定的軸向縮短變形速度和程度。高的焊接溫度達(dá)到了合金的強(qiáng)化相γ′的固溶溫度，使γ′相溶于基體，而FGH96合金主要是γ′相的沉淀強(qiáng)化作用，當(dāng)γ′溶于基體，合金失去了強(qiáng)化作用，強(qiáng)度便迅速下降，達(dá)到熱塑性狀態(tài)，流動(dòng)性顯著增強(qiáng)向四周流動(dòng)，這樣有利于氧化物和雜質(zhì)的自清理，也有利于分子間的擴(kuò)散和再結(jié)晶。

從焊縫附近區(qū)域即將進(jìn)入焊縫的金屬，由于發(fā)生了較大的塑性變形會(huì)產(chǎn)生大量的亞晶粒，這些亞晶粒會(huì)成為再結(jié)晶的晶核，在焊縫區(qū)高溫的作用下，進(jìn)一步促進(jìn)了焊縫區(qū)及周?chē)M織的再結(jié)晶。然而，焊縫金屬的再結(jié)晶是在快速變形的過(guò)程中進(jìn)行的，再結(jié)晶晶粒處在不斷滑移和變形的過(guò)程中，新晶核大量形成，晶粒不斷長(zhǎng)大，又不斷被擠出。另外，摩擦焊過(guò)程的加熱時(shí)間很短，冷卻速度很快，晶粒的長(zhǎng)大受到很大程度的制約，因此，焊縫中再結(jié)晶晶粒十分細(xì)小。在圖3（b）中虛線內(nèi)側(cè)是接頭兩邊在焊縫區(qū)的分界區(qū)域，可以看出這個(gè)區(qū)域非常窄，晶粒極小，基本是未長(zhǎng)大的再結(jié)晶晶粒。

在線性摩擦焊過(guò)程中，由于接頭中心區(qū)域的溫度遠(yuǎn)高于γ′的固溶溫度，使γ′溶于基體中。而在摩擦停止以后，接頭熱量迅速通過(guò)工件熱傳導(dǎo)散失，使接頭溫度迅速降到強(qiáng)化相析出溫度以下，所以在接頭中心區(qū)的細(xì)晶組織中基本上沒(méi)有強(qiáng)化相［13，14］。

焊縫界面上還存在一些微觀孔洞，這些微觀孔洞可能是由于接頭溫度不均勻?qū)е聭?yīng)力不均而形成的縮孔，還有可能是少量雜質(zhì)被腐蝕后形成的孔洞。

2.3 熱力影響區(qū)微觀組織

接頭熱力影響區(qū)的微觀組織如圖4所示，圖4（a）為T(mén)MAZ靠近焊縫區(qū)低倍照片，圖4（b）為T(mén)MAZ中部低倍照片，圖4（c）為T(mén)MAZ靠近焊縫區(qū)SEM照片。由圖4可以看出整個(gè)熱力影響區(qū)的微觀組織呈粗晶和細(xì)晶共存的特征，而且與焊縫距離的不同，熱力影響區(qū)中粗晶和細(xì)晶的比例也不同，近縫區(qū)中粗晶較多，中部粗晶則較少。

以上微觀組織形貌特征的形成是接頭不同區(qū)域組織在線性摩擦焊過(guò)程中的熱力歷程不同導(dǎo)致的。熱力影響區(qū)的近縫區(qū)受到力和熱的作用僅次于焊縫區(qū)，部分變形晶粒在熱的作用下會(huì)發(fā)生再結(jié)晶，但此區(qū)域晶粒的變形量遠(yuǎn)小于焊縫區(qū)，所以該區(qū)域組織的再結(jié)晶程度及再結(jié)晶晶粒的數(shù)量相對(duì)較少。另外，此區(qū)域的熱量是通過(guò)焊縫區(qū)熱傳遞和自身變形產(chǎn)熱形成的，溫度高于強(qiáng)化相的固溶溫度，使部分強(qiáng)化相溶于基體，減小了對(duì)晶粒長(zhǎng)大的阻礙，而此區(qū)域的熱量不會(huì)通過(guò)飛邊大量快速散失，使高溫保留時(shí)間相對(duì)較長(zhǎng)，故部分晶粒長(zhǎng)大明顯。

圖4 熱力影響區(qū)的微觀組織（a）TMAZ靠近焊縫區(qū)；（b）TMAZ中部；（c）靠近焊縫區(qū)SEM 照片F(xiàn)ig.4 Microstructure of TMAZ（a）TMAZ near weld；（b）middle part of TMAZ；（c）TMAZ near weld by SEM

熱力影響區(qū)中部，由于溫度相對(duì)較低，晶粒的形變也較小，故此區(qū)域基本未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；此外由于溫度低于γ′相的固溶溫度，大量的γ′相阻礙了晶粒的長(zhǎng)大，因此該區(qū)域晶粒的平均尺寸小于近縫區(qū)［15］。從圖4（b）還可以看出，此區(qū)域晶界較粗，說(shuō)明在熱的作用下一些雜質(zhì)和溶質(zhì)富集在晶界上。

在圖4（c）中能明顯看到流線組織形貌，流線的方向顯示出了在摩擦過(guò)程中熱塑金屬的流動(dòng)和晶粒的變形方向。流線組織特征是線性往復(fù)摩擦過(guò)程晶粒被拉長(zhǎng)導(dǎo)致的，與鈦合金相比FGH96合金晶粒的拉長(zhǎng)程度較低，顯然是由于FGH96合金具有更高的變形抗力。

3 接頭的力學(xué)性能

3.1 拉伸實(shí)驗(yàn)

圖5為拉伸實(shí)驗(yàn)后的試樣照片，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表2所示。由圖5可以看出試樣均在接合面附近處斷裂。由表2的結(jié)果可以得出接頭的拉伸強(qiáng)度達(dá)到母材強(qiáng)度的93%以上，而伸長(zhǎng)率不到母材值的50%，說(shuō)明接頭的抗拉強(qiáng)度良好而韌性較差。

圖5 拉伸斷裂試樣照片F(xiàn)ig.5 Photos of fractured tensile specimens

表2 試樣拉伸性能Table2 Tensile properties of specimens

由于FGH96線性摩擦焊接頭的焊縫區(qū)形成了細(xì)小等軸奧氏體晶粒，故獲得了較高的綜合性能。但焊縫界面存在一些微觀孔洞，這些孔洞會(huì)對(duì)焊縫的質(zhì)量造成一定的影響，須采取一定的工藝措施予以消除。

靠近焊縫區(qū)的熱力影響區(qū)，由于焊接過(guò)程回復(fù)與再結(jié)晶進(jìn)行的不夠充分，晶粒大小差異較大，容易存在較大的焊后殘余應(yīng)力，熱力影響區(qū)中部晶粒的晶界明顯粗大，而整個(gè)區(qū)域的強(qiáng)化相部分溶于基體，沉淀強(qiáng)化作用降低。這些因素都可能會(huì)影響接頭的力學(xué)性能，需通過(guò)焊后熱處理予以改善。

3.2 顯微硬度實(shí)驗(yàn)

圖6 接頭截面顯微硬度Fig.6 Microhardness of the joint cross－section

顯微硬度實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖6所示，焊縫處顯微硬度較高，進(jìn)入熱力影響區(qū)后逐漸減小，到熱力影響區(qū)中部達(dá)到最小值后又逐漸增大。顯然，整個(gè)接頭的顯微硬度受到晶粒尺寸、強(qiáng)化相尺寸及其含量、晶格畸變等多種因素的共同作用。焊縫區(qū)的強(qiáng)化相幾乎全部溶于基體會(huì)使顯微硬度降低，然而由于細(xì)晶強(qiáng)化的作用又使得焊縫區(qū)硬度增高。熱力影響區(qū)中強(qiáng)化相的含量逐漸增加，但熱力影響區(qū)靠近焊縫部分和中部的強(qiáng)化相富集而不是彌散分布這對(duì)接頭的強(qiáng)化作用不明顯，所以顯微硬度主要受晶格畸變的影響。靠近焊縫處的熱力影響區(qū)由于變形量較大，嚴(yán)重的晶格畸變導(dǎo)致顯微硬度升高。

4 結(jié)論

（1）線性摩擦焊FGH96接頭的微觀組織特征是焊縫區(qū)為細(xì)晶區(qū)，熱力影響區(qū)粗、細(xì)晶粒共存，且靠近焊縫處粗晶較多，中部粗晶較少。

（2）接頭的抗拉強(qiáng)度接近母材，韌性較差；顯微硬度從焊縫到母材呈現(xiàn)為高低高的變化趨勢(shì)，熱力影響區(qū)中部最低。上述特征除與晶粒尺寸有關(guān)外，還與不同區(qū)域的強(qiáng)化相含量與分布及晶格畸變程度等因素有關(guān)。

（3）需通過(guò)改進(jìn)焊接工藝來(lái)消除接頭界面的孔洞缺陷，需通過(guò)焊后熱處理改善接頭的組織及力學(xué)性能，從而實(shí)現(xiàn)FGH96線性摩擦焊可靠連接。

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