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(jìn)而形成連接的一種固相焊技術(shù)。目前在航空發(fā)動機(jī)整體渦輪轉(zhuǎn)子焊接技術(shù)研究方面,國外先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)公司普遍認(rèn)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(jī)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(jìn)行了探索,并取得了一定的進(jìn)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(qiáng)度高且抗疲勞性能好,是先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)渦輪盤等部件的優(yōu)選材料[4-5]。FGH96合金作為γ′相沉淀強(qiáng)化型粉末高溫合金,優(yōu)化了材料的抗裂紋擴(kuò)展能力,可以滿足高推重比、高燃效航空發(fā)動機(jī)使用溫度750 ℃的要求[6]。GH4169合金以γ″相、γ′相以及δ相沉淀強(qiáng)化,其650℃以下的屈服強(qiáng)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(jī)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(jìn)行分析,以期為今后航空發(fā)動機(jī)渦輪部件的焊接提供技術(shù)和理論支撐。
試驗(yàn)用FGH96合金是鎳基γ′相沉淀強(qiáng)化型粉末冶金高溫合金,基體為γ相,主要強(qiáng)化相γ′相體積分?jǐn)?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(yàn)所用的另一種材料為由γ″相、γ′相及δ相沉淀強(qiáng)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(qiáng)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(jī)進(jìn)行焊接,試驗(yàn)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(jìn)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。
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(diǎn)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(dá)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(jìn)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(jī)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(jìn)行,表面微觀凸起在剪切作用下逐漸平整,摩擦面逐漸實(shí)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(jī)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(yùn)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(shí)質(zhì)為機(jī)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(yùn)動傳遞給與其接觸的另一試件或其一部分,最后兩者的運(yùn)動狀態(tài)趨同,同時在摩擦過程中機(jī)械運(yùn)動轉(zhuǎn)化為分子熱運(yùn)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(dá)到母材強(qiáng)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(qiáng)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(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段及減速完成階段。本試驗(yàn)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。
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(shí)現(xiàn)微焊合,此時大部分金屬基體并未實(shí)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(qiáng)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。
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(jìn)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(shí)接觸面積逐漸增大達(dá)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(qiáng)度下降,而塑性明顯增高,且兩者的熱強(qiáng)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(jìn)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(jìn)行中磨損顆粒在摩擦壓力的碾壓作用下逐漸細(xì)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?xì)小的晶粒組織。
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(dá)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
準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段摩擦面完全接觸,焊接的各項(xiàng)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(xì)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(jìn)行,在高溫高應(yīng)變速率狀態(tài)下動態(tài)再結(jié)晶不斷進(jìn)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(jìn)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(xì)晶組織。
圖8 準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段界面組織Fig.8 Interface Microstructure at quasi stable phase
減速階段界面仍保持準(zhǔn)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(xì)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(xì)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(dá)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。
(1)慣性摩擦焊準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段界面最高溫度超過1100℃,達(dá)到母材強(qiáng)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(dá)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(xì)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(zhǔn)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(xì)晶、拉長晶區(qū)、母材組成。
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