北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 王 彬 黃繼華

中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 張?zhí)飩} 季亞娟 何勝春

慣性摩擦焊是通過待焊部件相互摩擦產(chǎn)生熱量，在頂鍛力的作用下使材料發(fā)生塑性變形與流動，進而形成連接的一種固相焊技術(shù)。目前在航空發(fā)動機整體渦輪轉(zhuǎn)子焊接技術(shù)研究方面，國外先進航空發(fā)動機公司普遍認為慣性摩擦焊性能好、質(zhì)量穩(wěn)定、可靠性高，在該部件焊接領(lǐng)域具有明顯的優(yōu)勢，已成為焊接高推重比航空發(fā)動機整體渦輪轉(zhuǎn)子部件的關(guān)鍵工藝方法[1]。研究工作者對慣性摩擦焊的組織結(jié)構(gòu)、接頭性能及數(shù)值模擬技術(shù)進行了探索，并取得了一定的進展[2-3]。

粉末高溫合金組織均勻，宏觀偏析小，合金化程度高，屈服強度高且抗疲勞性能好，是先進航空發(fā)動機渦輪盤等部件的優(yōu)選材料[4-5]。FGH96合金作為γ′相沉淀強化型粉末高溫合金，優(yōu)化了材料的抗裂紋擴展能力，可以滿足高推重比、高燃效航空發(fā)動機使用溫度750 ℃的要求[6]。GH4169合金以γ″相、γ′相以及δ相沉淀強化，其650℃以下的屈服強度在變形高溫合金中較高，具有良好的高溫使用及工藝性能，是航空發(fā)動機渦輪軸的常用材料[7-8]。

本文以FGH96/GH4169慣性摩擦焊接頭為研究對象，測量慣性摩擦焊接頭的界面溫度，并對焊接接頭的微觀組織及演變過程進行分析，以期為今后航空發(fā)動機渦輪部件的焊接提供技術(shù)和理論支撐。

1 試驗材料與方法

試驗用FGH96合金是鎳基γ′相沉淀強化型粉末冶金高溫合金,基體為γ相，主要強化相γ′相體積分數(shù)約占33%～36%，其主要名義成分為：Cr（15.6%～16.6%）、Co（12.5%～13.5%）、W（3.8%～4.2%）、Mo（3.8%～4.2%）、Al（2.0%～2.4%）、Ti（3.5%～3.9%）、Nb（0.6%～1.0%）、Zr（0.025%～0.05%）、C（0.02%～0.05%）、Ce（0.01%）、Ni（其余）。試驗所用的另一種材料為由γ″相、γ′相及δ相沉淀強化的GH4169鎳基高溫合金，其主要名義成分為：Ni （50.0%～55.0%）、Cr（17.0%～21.0%）、Mo（2.80%～3.30%）、Al （0.30%～0.70%）、Ti（0.75%～1.15%）、Nb（4.75%～5.50%），Mg（0.01%），F(xiàn)e（其余）。FGH96及GH4169高溫合金組織分別如圖1、圖2所示，均由等軸γ相晶粒組成，GH4169高溫合金具有明顯的孿晶特征，同時有強化相在合金中分布，δ相呈顆粒狀，分布在γ′相基體的晶界位置。

采用MTI MODEL300BX慣性摩擦焊機進行焊接，試驗試件對焊面尺寸為φ60mm×40mm的圓環(huán)面，工藝參數(shù)為轉(zhuǎn)動慣量為34.5kg·m2，飛輪轉(zhuǎn)數(shù)150～750r/min，頂鍛壓力12.4～15.2MPa。圖3為慣性摩擦焊原理示意圖。焊接過程中采用YOKOGAWA（恒河）DX2000新型網(wǎng)絡(luò)無紙記錄儀進行測溫，熱電偶絲選用K型熱電偶，測量周期為125ms。

焊后用CuCl 鹽酸酒精試劑腐蝕拋光后的試樣在DSX500光學(xué)顯微鏡和Quanta 250掃描電鏡下觀察慣性摩擦焊接頭的組織形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 摩擦面測溫結(jié)果

圖1 FGH96母材顯微組織Fig.1 Microstructure of FGH96 base metal

圖2 GH4169母材顯微組織Fig.2 Microstructure of GH4169 base metal

圖3 慣性摩擦焊焊接示意圖Fig.3 Schematic plan of IFW

慣性摩擦焊升溫過程時間較短，用時約十幾秒。圖4為在試件距焊接面1.5mm處測溫點所測近界面溫度的變化曲線。

在摩擦焊開始初期，兩試件相互接觸，工件表面存在相對粗糙狀態(tài)且表面上附有氧化膜等雜質(zhì)，表面間未達到充分接觸狀態(tài)，摩擦系數(shù)較小，摩擦加熱功率較低；隨著摩擦繼續(xù)進行，試件表面微觀凸起相互擠壓、碰觸，產(chǎn)生較大的剪切應(yīng)力，溫度經(jīng)歷一個先期緩慢上升的過程。摩擦前期主要摩擦機制為相對轉(zhuǎn)動的對焊面之間的摩擦，在摩擦面上存在速度突變，屬于摩擦學(xué)定義的外摩擦。

焊接過程繼續(xù)進行，表面微觀凸起在剪切作用下逐漸平整，摩擦面逐漸實現(xiàn)充分接觸，而且摩擦面近域形成高溫塑性金屬層，摩擦機制逐步過渡為內(nèi)摩擦，粘塑性金屬形成具有一定速度梯度的塑性層，相對速度不同的塑性層間速度連續(xù)變化。這種運動會產(chǎn)生材料內(nèi)部剪切作用并導(dǎo)致熱量生成。外摩擦和內(nèi)摩擦提供熱量的實質(zhì)為機械能轉(zhuǎn)化為熱能的能量轉(zhuǎn)換，試件或試件的一部分將其運動傳遞給與其接觸的另一試件或其一部分，最后兩者的運動狀態(tài)趨同，同時在摩擦過程中機械運動轉(zhuǎn)化為分子熱運動，為焊接過程提供溫度場。

圖4 測溫結(jié)果Fig.4 Result of temperature measuring

GH4169合金中δ相的起始固溶溫度為980℃，觀察測溫結(jié)果，可見慣性摩擦焊近界面處最高溫度超過1100℃，達到母材強化相固溶溫度區(qū)間，可以推斷在慣性摩擦焊過程中，焊縫界面組織會發(fā)生強化相回溶。

慣性摩擦過程依時序可以分為4個階段，即初始摩擦階段、過渡摩擦階段、準穩(wěn)定摩擦階段及減速完成階段。本試驗通過不同飛輪轉(zhuǎn)數(shù)焊接接頭的組織結(jié)構(gòu)特征來分析慣性摩擦焊的時序特征，從而展示摩擦焊接頭的演變過程。

2.2 初始摩擦階段

摩擦初期FGH96/GH4169高溫合金慣性摩擦焊接頭的典型組織形貌如圖5所示?？梢钥闯?，兩側(cè)基體金屬的微觀凸起部分先發(fā)生接觸并實現(xiàn)微焊合，此時大部分金屬基體并未實現(xiàn)接觸。這是由于固體表面不平整且附有氧化膜等雜物，而摩擦初期金屬表面的接觸主要是在表面凹凸的凸起位置，摩擦界面的應(yīng)力狀態(tài)分布也很不均勻，微觀凸起接觸的部分承擔(dān)了主要的剪切應(yīng)力。在摩擦焊形成的高溫高壓物理場的作用下，兩側(cè)基體的微觀凸起超過彈性極限，發(fā)生微焊合形成一體，接著焊成一體的微凸體單元在旋轉(zhuǎn)的作用下在較弱側(cè)表面被撕開，呈現(xiàn)剪切摩擦的特征。

圖5 初始摩擦階段界面組織Fig.5 Interface Microstructure at initial phase

GH4169合金與FGH96合金相比，高溫強度較低，在GH4169合金側(cè)首先產(chǎn)生磨損顆粒。在本階段摩擦主要作用于金屬表面的微觀凸起，從圖中可以看出金屬內(nèi)部組織仍保有母材形貌特征，未發(fā)生明顯變化。

2.3 過渡摩擦階段

過渡摩擦階段的典型組織形貌如圖6所示。此階段兩側(cè)基體進一步接近，表面凸起經(jīng)過擠壓，微焊合完成度增加，摩擦表面的真實接觸面積逐漸增大達到100%，焊接面形成不同程度互相吻合的鋸齒或條帶狀形貌。摩擦系數(shù)增大，摩擦加熱功率迅速增加，接觸面溫度迅速升高，兩側(cè)基體的強度下降，而塑性明顯增高，且兩者的熱強性差異更加明顯。而在同樣的界面剪切力的作用下，會優(yōu)先超過GH4169合金屈服應(yīng)力，GH4169合金在接觸區(qū)開始發(fā)生塑性變形。隨著摩擦的繼續(xù)進行，GH4169合金發(fā)生更大的塑性流變，界面形成的夾雜大部分是由GH4169基體上剪切下來的；FGH96合金變形則相對較小。本階段摩擦進行中磨損顆粒在摩擦壓力的碾壓作用下逐漸細化、塑化，兩側(cè)金屬組織呈流線狀態(tài)并開始發(fā)生再結(jié)晶，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉木Я＝M織。

圖6 過渡摩擦階段界面組織Fig.6 Interface Microstructure at transition phase

過渡摩擦階段摩擦界面上仍存在未被完全擠出的夾雜物，如圖7所示。界面夾雜物包括原始界面上的氧化物等，該階段夾雜物隨著界面的金屬被擠出界面開始形成飛邊，體現(xiàn)了摩擦焊接過程的自清理作用，摩擦界面達到100%貼合。

圖7 過渡摩擦階段界面夾雜物Fig.7 Inclusions of interface at transition phase

2.4 準穩(wěn)定摩擦階段

準穩(wěn)定摩擦階段摩擦面完全接觸，焊接的各項物理參數(shù)均趨于穩(wěn)定，變形穩(wěn)步增大，飛邊逐漸增大。觀察本階段典型組織形貌（圖8），可發(fā)現(xiàn)界面夾雜物已經(jīng)完全被擠出，界面兩側(cè)組織發(fā)生大的塑性變形并細化成完全再結(jié)晶晶粒，晶粒失去流線特征，呈等軸狀態(tài)。這是由于，一方面摩界面處摩擦扭轉(zhuǎn)及剪切、壓縮變形一直不斷進行，在高溫高應(yīng)變速率狀態(tài)下動態(tài)再結(jié)晶不斷進行，晶核大量形成又被擠出，新的一層大變形晶粒形成新晶核，往復(fù)進行；另一方面摩擦剪切應(yīng)力及摩擦面塑性流動對動態(tài)再結(jié)晶晶粒長大均起阻礙作用，共同作用下界面形成超細晶組織。

圖8 準穩(wěn)定摩擦階段界面組織Fig.8 Interface Microstructure at quasi stable phase

2.5 減速完成階段

減速階段界面仍保持準穩(wěn)定摩擦階段的組織特征，結(jié)合良好，無缺陷存在。焊縫中心溫度高、壓力大，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動力足夠大，最后形成細小的等軸組織，如圖9（a）所示，動態(tài)再結(jié)晶過程晶粒長大和阻礙因素共同作用決定了晶粒的最終尺寸。細晶區(qū)與母材間為熱力影響區(qū)，如圖9（b）、（c）所示，該區(qū)變形溫度相對較低，應(yīng)變速率較小，達不到再結(jié)晶所需激活能，無再結(jié)晶現(xiàn)狀發(fā)生，但是發(fā)生了明顯的塑性變形，初生等軸組織被不同程度地扭轉(zhuǎn)和拉長，由等軸狀變成條帶狀，形成流線組織。

3 結(jié)論

（1）慣性摩擦焊準穩(wěn)定摩擦階段界面最高溫度超過1100℃，達到母材強化相的固溶溫度區(qū)間。

（2）初始摩擦階段對焊試件表面不平且存在附著物，起始摩擦系數(shù)較小，摩擦過程中GH4169側(cè)率先產(chǎn)生磨損顆粒，摩擦面積逐漸增大，摩擦系數(shù)及加熱功率隨之上升。

圖9 焊后接頭組織Fig.9 Microstructure of welded joint

（3）過渡摩擦階段對焊試件基本達到完全接觸狀態(tài)，前期產(chǎn)生的磨粒、氧化物等在摩擦應(yīng)力作用下細化并在高溫下軟化，并隨界面金屬流動被擠出，開始形成飛邊，產(chǎn)生對界面夾雜物的自清理作用。

（4）準穩(wěn)定摩擦階段金屬塑性層在高溫高壓狀態(tài)下被不斷擠出，持續(xù)形成飛邊，界面近域組織發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶區(qū)與母材間原始晶粒在應(yīng)力作用下被拉長，形成流線組織，最后接頭由對等軸細晶、拉長晶區(qū)、母材組成。

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