杜隨更，劉冠翔，李菊

(1.西北工業(yè)大學(xué)，航空發(fā)動(dòng)機(jī)高性能制造工信部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安，710072；2.中國(guó)航空制造技術(shù)研究院，航空焊接與連接技術(shù)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京，100024)

0 序言

整體葉盤是航空發(fā)動(dòng)機(jī)質(zhì)量減輕與性能提升的重要因素之一.線性摩擦焊技術(shù)作為一種新型固態(tài)焊接技術(shù)，融合了摩擦、焊接、塑性加工等多種學(xué)科與技術(shù)于一體，在整體葉盤加工方面有獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)，已經(jīng)成為航空發(fā)動(dòng)機(jī)制造業(yè)中一項(xiàng)關(guān)鍵的制造和修復(fù)技術(shù).

國(guó)內(nèi)外對(duì)鈦合金線性摩擦焊接頭的金相組織與力學(xué)性能進(jìn)行了大量的研究[1-10]，結(jié)果表明，焊接接頭焊合區(qū)會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形成細(xì)小的等軸晶粒，在熱力影響區(qū)形成有明顯差異的梯度組織.李曉紅等人[2]和李菊等人[3]對(duì)TC17(α+β)/TC17(β)鈦合金線性摩擦焊接頭進(jìn)行熱處理試驗(yàn)，結(jié)果表明，焊態(tài)下接頭焊縫區(qū)發(fā)生再結(jié)晶，界面處為亞穩(wěn)定β 相組織，顯微硬度低于母材.TC17(α+β)側(cè)熱力影響區(qū)因焊接時(shí)間短，殘留了大量的初生α 相.隨著熱處理溫度的升高，細(xì)小的次生α 相長(zhǎng)大，部分發(fā)生球化，接頭的疲勞強(qiáng)度提高，斷裂韌度增加.Zhao 等人[6]對(duì)TC11/TC17 異種鈦合金焊接接頭進(jìn)行試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)TC11 側(cè)焊接區(qū)存在大量針狀細(xì)小馬氏體沉淀相和殘余β 相，而TC17 側(cè)焊接區(qū)主要由粗大的β 晶粒組成，同時(shí)伴有少量馬氏體沉淀相.接頭的拉伸試樣均斷裂于 TC11 母材區(qū).接頭低周疲勞試樣斷裂于TC17 側(cè)焊接區(qū).Dalgaard 等人[7]對(duì)近β 型鈦合金Ti-5A1-5V-5Mo-3Cr(Ti-5553)線性摩擦焊行為進(jìn)行了研究.結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在焊合區(qū)中心±2 mm 內(nèi)存在軟化區(qū)域.拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，試樣斷裂于熱力影響區(qū)(thermal-mechanical affected zone，TMAZ)距焊合區(qū)1 mm 內(nèi)的再結(jié)晶焊接區(qū)，斷裂區(qū)的應(yīng)變約為拉伸試樣平均應(yīng)變的5 倍.英國(guó)伯明翰大學(xué)Yina 等人[8]對(duì)Ti-6Al-4V(TC4)，Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo(Ti6246)等典型鈦合金線性摩擦焊接頭進(jìn)行了電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)分析.結(jié)果發(fā)現(xiàn)，焊態(tài)下Ti6246 的焊合區(qū)為細(xì)小晶粒，其內(nèi)具有致密的針狀正交α″相.在焊后熱處理過(guò)程中，焊合區(qū)正交α″相轉(zhuǎn)變?yōu)榱肆溅?相.García 等人[9-10]對(duì)Ti17 母材、焊態(tài)和熱處理狀態(tài)的線性摩擦焊接頭試樣拉伸過(guò)程進(jìn)行了立體數(shù)據(jù)圖像關(guān)聯(lián)(stereo digital image correlation，SDIC)分析，并結(jié)合相關(guān)區(qū)域的EBSD 及Schmid 因子分析，指出焊態(tài)下接頭的強(qiáng)度和塑性都顯著降低，應(yīng)變速率場(chǎng)集中在接頭中心軟化區(qū)；經(jīng)910 ℃保溫2 h 退火+2 h 爐冷至635 ℃+635 ℃保溫8 h空冷焊后熱處理，中心區(qū)組織重結(jié)晶成β+α 組織，抗拉強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度幾乎恢復(fù)，宏觀和局部塑性改善，拉伸和疲勞試樣斷裂區(qū)在遠(yuǎn)離焊接區(qū)的母材上.杜隨更等人[11]分析了TC11 和TC17 異種鈦合金線性摩擦焊接頭的彎曲性能，探尋了焊接區(qū)彎曲性能的薄弱區(qū).通過(guò)焊后超聲沖擊以及高溫固溶 +時(shí)效處理(簡(jiǎn)稱為時(shí)效)，探索了改善焊接接頭彎曲角度的工藝方法，使接頭的彎曲角度提高了82%.

上述研究表明，雙相鈦合金線性摩擦焊接頭性能具有強(qiáng)度高、塑性低的特點(diǎn).文中綜合鈦合金線性摩擦焊接頭彎曲與拉伸性能優(yōu)化了焊后時(shí)效處理(post weld aging treatment，PWAT)溫度，對(duì)比分析了PWAT 前后焊接區(qū)內(nèi)的弱化區(qū)及接頭不同區(qū)域的組織，為進(jìn)一步提高鈦合金線性摩擦焊接頭可靠性提出了新的研究方向.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用材料是發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤常用的TC17 鈦合金，其化學(xué)成分為Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr，由于鍛造方式及熱處理制度不同可以獲得不同組織和性能的TC17 鈦合金.TC17(α+β)通常用做葉片材料，TC17(β)通常用于作為輪盤材料.TC17(β)與TC17(α+β)母材的熱處理制度分別為800 ℃保溫4 h 水冷+630 ℃保溫8 h 空冷與860 ℃保溫2 h 空冷+800 ℃保溫4 h 水冷+630 ℃保溫8 h 空冷，相應(yīng)的顯微組織如圖1 所示.兩種母材組織中都明顯存在兩級(jí)α 針組織，TC17(α +β)組織中有含量小于30%的等軸顆粒狀α 相，是典型的雙態(tài)組織；TC17(β)則是典型的網(wǎng)籃組織，晶粒粗大.

圖1 TC17(α+β)和TC17(β)母材顯微組織Fig.1 Microstructure of TC17(α+β) and TC17(β) base metal.(a) TC17(α+β);(b) TC17(β)

待焊工件焊接面尺寸為22 mm × 15 mm，振動(dòng)方向的尺寸為22 mm.焊前用丙酮擦拭表面.焊接試驗(yàn)采用西北工業(yè)大學(xué)研制的LFW-250 型線性摩擦焊機(jī)，最大頂鍛力為250 kN，配有焊接過(guò)程計(jì)算機(jī)測(cè)控系統(tǒng).焊接工藝參數(shù)如表1 所示.

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding experiment paraments

參考母材的時(shí)效溫度，研究涉及的焊后時(shí)效處理溫度分別為400，500，550，600，630 ℃，升溫速度為20 ℃/min，保溫時(shí)間2 h，保溫后空冷.

因?yàn)榫€性摩擦焊接頭不同取樣位置及方向上組織和性能不同，為敘述方便，定義焊接面振動(dòng)方向?yàn)閄，垂直于振動(dòng)方向?yàn)閅，焊接頂鍛方向?yàn)閆.金相試樣表面為XZ平面，Y方向居于焊件中心.在金相試樣居中位置，沿Z方向進(jìn)行顯微硬度測(cè)試.焊縫區(qū)居于拉伸試樣和彎曲試樣中心位置.拉伸和彎曲試驗(yàn)分別按照GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn) 第1 部分：室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 223—2010《金屬材料 彎曲試驗(yàn)方法》執(zhí)行.彎曲試樣尺寸為130 mm × 14 mm × 4 mm，焊縫區(qū)居于試樣中心位置，彎曲試驗(yàn)時(shí)壓頭對(duì)準(zhǔn)焊縫區(qū).拉伸試樣采用中間帶圓弧的非等截面試樣，以保證拉伸試件斷裂在焊縫區(qū).拉伸試樣尺寸為100 mm × 14 mm ×4 mm，圓弧半徑60 mm，截面最小尺寸為10 mm ×4 mm.焊縫區(qū)同樣居于拉伸試樣中心位置，即截面尺寸最小位置.

線性摩擦焊接頭的掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)金相試樣腐蝕液采用體積比為HF∶HNO3∶H2O=2∶5∶100.采用ZEISS Gemini 500 型掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織的觀察與分析；采用GNT100 型電子式萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接頭的力學(xué)性能試驗(yàn)；采用Struers Duramin-A300 型顯微硬度測(cè)試儀進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，加載載荷為0.98 N，保壓時(shí)間15 s.硬度測(cè)試點(diǎn)位于焊接界面中心部位沿Z向分布.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊后時(shí)效溫度對(duì)焊接接頭顯微硬度的影響

圖2 為不同時(shí)效溫度時(shí)效后焊接接頭的顯微硬度分布曲線.從圖2 可以看出，盡管兩側(cè)母材合金成分基本相同，但由于其熱處理狀態(tài)和微觀組織不同，導(dǎo)致兩側(cè)母材的顯微硬度不同.在焊態(tài)下TC17(α+β)母材平均顯微硬度值為315 HV，而TC17(β)母材顯微硬度為304 HV.焊態(tài)下，焊接區(qū)有明顯的軟化，焊合區(qū)最低硬度僅有240 HV.軟化區(qū)(硬度低于母材)的范圍標(biāo)識(shí)出了焊接區(qū)(焊合區(qū)+兩側(cè)熱力影響區(qū))的范圍，TC17(β)側(cè)軟化范圍較寬，約3 mm；TC17(α+β) 側(cè)較窄，約2.5 mm.由于兩種母材的時(shí)效溫度均為630 ℃，分析認(rèn)為接頭兩側(cè)HAZ范圍為焊接過(guò)程中熱循環(huán)最高溫度超過(guò)630 ℃的區(qū)域.在焊接熱的作用下，由于二次α 相溶解消失，使得硬度降低.由于TC17(α+β)側(cè)有顆粒狀α 相，二次α 相少，所以軟化區(qū)范圍比TC17(β)側(cè)略窄.

圖2 不同時(shí)效溫度時(shí)效后接頭的顯微硬度分布曲線Fig.2 Microhardness curves of joints with different aging temperatures

經(jīng)過(guò)焊后時(shí)效，焊接區(qū)的顯微硬度較焊態(tài)有明顯提升.特別是在焊合區(qū)兩側(cè)約1 mm 范圍內(nèi)的顯微硬度，經(jīng)400 ℃時(shí)效后硬度就高于母材，呈“幾”字型分布，焊合區(qū)兩側(cè)約1 mm 范圍外的硬度也基本恢復(fù)到焊前母材硬度水平.當(dāng)焊后時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)，顯微硬度值基本達(dá)到最高.當(dāng)時(shí)效溫度升高超過(guò)550 ℃后，焊合區(qū)及附近區(qū)域的硬度呈現(xiàn)逐漸下降的趨勢(shì).TC17(α+β)側(cè)和TC17(β)側(cè)硬度值隨焊后時(shí)效溫度的變化規(guī)律也不盡相同.

上述硬度變化規(guī)律說(shuō)明，焊態(tài)下接頭軟化區(qū)的軟化機(jī)制在靠近焊合區(qū)的中心部位與兩側(cè)其它部位是不一樣的.分析認(rèn)為，焊接過(guò)程中焊接界面溫度可達(dá)到1 200 ℃左右，靠近焊合區(qū)的中心部位焊接過(guò)程中溫度超過(guò)了β 相變溫度，一次和二次α 相均轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，形成完全固溶區(qū).焊態(tài)下為過(guò)冷β 相，硬度降低；焊后時(shí)效后，過(guò)冷β 相中再次析出均勻細(xì)小的α 相，硬度升高。由于沒(méi)有粗大的一次α 相，所以硬度比母材還要高.當(dāng)焊后時(shí)效溫度升高超過(guò)550 ℃后，α 相析出長(zhǎng)大，導(dǎo)致焊合區(qū)及其附近區(qū)域的硬度呈現(xiàn)逐漸下降的趨勢(shì).而完全固溶區(qū)兩側(cè)的半固溶區(qū)，焊接過(guò)程中只是細(xì)小的二次α 相發(fā)生了溶解，所以焊態(tài)下硬度降低程度低，焊后時(shí)效后析出的α 相少，硬度上升有限，基本與母材持平.

2.2 焊后時(shí)效溫度對(duì)焊接接頭彎曲及拉伸性能的影響

圖3 為焊態(tài)及不同時(shí)效溫度時(shí)效后接頭的彎曲試驗(yàn)和拉伸試驗(yàn)結(jié)果.從圖3 可知，經(jīng)時(shí)效溫度400 ℃時(shí)效后，抗彎強(qiáng)度和彎曲角度均明顯低于母材，而抗拉強(qiáng)度比母材有所提高.經(jīng)時(shí)效溫度500～550 ℃時(shí)效后抗彎強(qiáng)度較優(yōu)，經(jīng)時(shí)效溫度630 ℃時(shí)效后彎曲角度最好，達(dá)到17.4°.經(jīng)時(shí)效溫度500～600 ℃時(shí)效后抗拉強(qiáng)度相對(duì)較高，表明在試驗(yàn)參數(shù)范圍內(nèi)，時(shí)效溫度越高，焊接接頭塑性越好，但強(qiáng)度最優(yōu)的時(shí)效溫度在550 ℃左右.考慮到母材的時(shí)效溫度為630 ℃，若焊后再進(jìn)行630 ℃時(shí)效，必然對(duì)母材性能有一定影響.綜合上述彎曲試驗(yàn)和拉伸試驗(yàn)性能數(shù)據(jù)，推薦的TC17(α+β)/TC17(β)線性摩擦焊接頭焊后時(shí)效溫度為550 ℃.

圖3 接頭彎曲性能及抗拉強(qiáng)度隨時(shí)效溫度的變化趨勢(shì)Fig.3 Variation trends of joints bending performance and tensile strength with aging temperatures

經(jīng)時(shí)效溫度550 ℃時(shí)效后TC17(α+β)/TC17(β)線性摩擦焊接頭的彎曲角度為15.9°，抗彎強(qiáng)度為1 443 MPa，抗拉強(qiáng)度為1 155 MPa，相對(duì)于性能較差的TC17(β)母材，上述3 項(xiàng)性能分別達(dá)到母材的36%，91%和95%.相對(duì)于母材，TC17(α+β)/TC17(β)線性摩擦焊接頭的強(qiáng)度性能較好，但塑性的差距還很大，后續(xù)還應(yīng)在提高接頭塑性方面開(kāi)展更多的研究工作.

圖4 為彎曲與拉伸試件的典型宏觀形貌.從圖4 可知，無(wú)論是彎曲試樣還是拉伸試樣，焊接區(qū)TC17(β)側(cè)有明顯的與不同晶粒表面塑性變形大小相關(guān)的浮凸形貌，TC17(α+β)側(cè)表面塑性變形小且均勻，沒(méi)有明顯的浮凸效應(yīng).TC17(α+β)側(cè)TMAZ的塑性要優(yōu)于TC17(β)側(cè)TMAZ.絕大多數(shù)試樣，包括焊態(tài)接頭試樣，均斷裂于接頭TC17(β)側(cè)距焊接區(qū)中心約0.8～ 1.0 mm 的位置，表明該處是焊接接頭的弱化區(qū).該處對(duì)應(yīng)于圖2 中硬度變化梯度大的區(qū)域，說(shuō)明焊接接頭硬度梯度大是造成接頭弱化的原因之一.

圖4 典型斷裂試樣焊合區(qū)附近表面宏觀形貌Fig.4 Typical surface morphologies of fracture samples near weld zone.(a) tensile specimen;(b) bending specimen

2.3 焊接接頭組織分析

圖5 為TC17(α+β)/TC17(β)線性摩擦焊接頭焊態(tài)的低倍顯微組織形貌.線性摩擦焊接頭焊接區(qū)是指焊接過(guò)程中微觀組織和性能相對(duì)于母材發(fā)生了變化的區(qū)域，包括焊合區(qū)(weld zone，WZ)和熱力影響區(qū).焊合區(qū)是指焊接過(guò)程中兩側(cè)材料發(fā)生了相互粘著摩擦及塑性變形的機(jī)械結(jié)合、合金元素相互擴(kuò)散的物理結(jié)合，以及形成共有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的冶金結(jié)合的區(qū)域.熱力影響區(qū)可分為3 個(gè)組織不同區(qū)域：①緊靠焊合區(qū)，發(fā)生了完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶、晶粒細(xì)小的窄小區(qū)域稱為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)；②沒(méi)有發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，但組織有明顯變形特征的區(qū)域稱為變形區(qū)；③晶粒沒(méi)有明顯變形特征，但腐蝕后金相試樣表面顏色不同于母材，焊態(tài)硬度也不同于母材的區(qū)域稱為熱影響區(qū).熱力影響區(qū)中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)和焊合區(qū)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)的區(qū)別在于是否有另一側(cè)的合金元素的參與，即焊合區(qū)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)寬度為兩側(cè)合金元素的相互擴(kuò)散寬度.對(duì)于異種材料的焊接，焊合區(qū)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)寬度很好界定.同種材料的焊合區(qū)是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶區(qū)中心變形更劇烈、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸更細(xì)小、長(zhǎng)寬比更大、晶界更不連續(xù)的區(qū)域.有些文獻(xiàn)也把接頭中心發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的區(qū)域稱作焊縫區(qū)[2].

圖5 線性摩擦焊接頭焊態(tài)宏觀組織形貌Fig.5 Macroscopic appearance of linear friction welded joint

2.3.1 焊態(tài)接頭組織分析

圖6 為焊態(tài)焊合區(qū)及其兩側(cè)細(xì)晶區(qū)的微觀組織.從圖6a 可以看出，焊合區(qū)組織為完全再結(jié)晶等軸組織，晶粒內(nèi)部看不到針片狀的α 相，為典型的亞穩(wěn)定β 細(xì)晶組織.這是由于焊接過(guò)程中，焊接界面最高溫度大約1 200 ℃，高于TC17 鈦合金β 轉(zhuǎn)變溫度890 ℃.焊接過(guò)程中焊合區(qū)及近區(qū)組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相.同時(shí)在高溫以及大變形的熱力耦合作用下發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，形成了細(xì)小等軸狀的再結(jié)晶晶粒，晶粒尺寸為4～ 6 μm.焊后冷卻速率很快，β 相來(lái)不及轉(zhuǎn)變分解析出α 相，所以形成了單一的亞穩(wěn)定β 細(xì)晶組織.β 相基體為體心立方結(jié)構(gòu)，合金元素過(guò)飽和溶解在基體當(dāng)中，只有一定的固溶強(qiáng)化效果，而沒(méi)有α 相的第二相強(qiáng)化作用，所以焊態(tài)下該區(qū)域的硬度、強(qiáng)度顯著下降(圖2).如圖6b 和圖6c 所示，距焊合區(qū)中心位置均約為0.15 mm，熱力影響區(qū)的細(xì)晶區(qū)也具有焊合區(qū)的細(xì)晶組織特點(diǎn)，在焊接過(guò)程中細(xì)晶區(qū)溫度超過(guò)β 轉(zhuǎn)變溫度，同時(shí)塑性變形程度大，發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶.但該區(qū)組織內(nèi)合金元素成分不均勻，仍殘留著變形α 相形態(tài)，TC17(α+β)側(cè)為短棒狀，為原顆粒狀α 相變形后的形態(tài)；TC17(β)側(cè)為長(zhǎng)條針狀，為原一次條狀α 相變形后的形態(tài).TC17(α+β)細(xì)晶區(qū)殘余α 相周邊區(qū)域中析出了細(xì)小的α 針狀組織，TC17(β)側(cè)細(xì)晶區(qū)組織中部分α 晶界相中析出了α 針狀組織，但比例不大.

圖6 TC17(α+β)/TC17(β)焊態(tài)接頭焊合區(qū)及兩側(cè)細(xì)晶區(qū)SEM 圖像Fig.6 SEM images of weld zone,fine grain zone of TC17(α+β) and fine grain zone of TC17(β).(a) weld zone;(b) fine grain zone of TC17(α+β);(c) fine grain zone of TC17(β)

圖7 為焊態(tài)下變形區(qū)組織.該區(qū)的熱變形參數(shù)特點(diǎn)是溫度低，變形程度小.組織特點(diǎn)是有明顯的晶粒塑性變形，但沒(méi)有發(fā)生或完全發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；焊接過(guò)程中部分細(xì)小的二次次生針狀α 相已經(jīng)溶解于基體內(nèi)，所以該區(qū)焊態(tài)下也發(fā)生了軟化.圖7a為TC17(α+β)側(cè)變形區(qū)組織，β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)的二次次生針狀α 相已經(jīng)溶解于基體內(nèi)，尺寸較大的等軸初生α 相與一次次生片層狀α 相發(fā)生塑性變形，沿受擠壓和振動(dòng)方向拉長(zhǎng).初生α 相內(nèi)能看到明顯的滑移孿晶.β 轉(zhuǎn)變組織的體積分?jǐn)?shù)較母材相對(duì)增加，說(shuō)明焊接時(shí)此區(qū)域的溫度處于α+β 兩相區(qū)內(nèi)，α 相部分轉(zhuǎn)變成為β 相.當(dāng)焊接完成時(shí)，隨著溫度的降低初生α 相周圍有針狀α 相由β 基體向初生α相析出.由于焊接升溫過(guò)程較快，高溫停留時(shí)間短，變形區(qū)內(nèi)的初生α 相來(lái)不及完全相變，即使高溫下發(fā)生了β 轉(zhuǎn)變，局部成分也來(lái)不及均勻化，在隨后的快速冷卻中α 相由α 穩(wěn)定元素多的區(qū)域向α 穩(wěn)定元素少的區(qū)域析出.圖7b 為TC17(β) 側(cè)變形區(qū)組織，與原始網(wǎng)籃組織相比，其針狀α 相在軸向壓力的作用下發(fā)生變形，原始晶界模糊不完整.晶界上有部分α 針狀組織析出，在該位置α 穩(wěn)定元素多，故在急冷過(guò)程中形成針狀α 相.

圖7 TC17(α+β)和 TC17(β)側(cè)變形區(qū)SEM 圖像Fig.7 SEM images of deformation zone of TC17(α+β)and TC17(β).(a) TC17(α+β) side;(b) TC17(β) side

2.3.2 焊后時(shí)效溫度對(duì)焊合區(qū)組織影響

圖8 為經(jīng)不同時(shí)效溫度時(shí)效后焊合區(qū)的組織形貌.與焊態(tài)相比，時(shí)效后基體β 相晶粒仍然保持等軸的細(xì)晶，但β 相基體上已經(jīng)開(kāi)始析出針狀α 相，相應(yīng)硬度恢復(fù)升高.經(jīng)過(guò)400 ℃處理后焊合區(qū)組織如圖8a 所示，與焊態(tài)類似，焊合區(qū)為亞穩(wěn)態(tài)的β 晶粒，β 晶粒表面光滑，難以判斷出是否有析出相；經(jīng)過(guò)500 ℃處理后(圖8b)，焊態(tài)中亞穩(wěn)定的β 相已經(jīng)分解成呈彌散狀分布的細(xì)小α 針狀組織，晶粒尺寸約為5～ 6 μm.亞穩(wěn)態(tài)β 相按照β亞→α +β 的方式發(fā)生了分解.時(shí)效溫度升高至600 ℃時(shí)(圖8c)，晶粒內(nèi)析出的α 針狀組織的尺寸較500 ℃有明顯提升，長(zhǎng)度約為0.6 μm，晶界寬約為0.1 μm，晶粒尺寸約為4～ 5 μm.當(dāng)時(shí)效溫度為630 ℃時(shí)(圖8d)，析出的α 針狀組織長(zhǎng)度約為0.7～ 0.8 μm，晶粒尺寸為4～ 5 μm，晶界寬度約為0.23 μm，較600 ℃又進(jìn)一步提高.這說(shuō)明隨著時(shí)效溫度的升高，析出的α 針狀組織逐漸粗化.隨α 針狀組織逐漸長(zhǎng)大，硬度逐漸降低，但彎曲塑性增大.

圖8 不同時(shí)效溫度時(shí)效后焊合區(qū)組織SEM 圖像Fig.8 SEM images of the weld zone with different aging temperatures.(a) 400 ℃;(b) 500 ℃;(c) 600 ℃;(d) 630 ℃

2.3.3 焊后時(shí)效溫度對(duì)變形區(qū)組織的影響

圖9 為經(jīng)過(guò)不同時(shí)效溫度時(shí)效后接頭兩側(cè)變形區(qū)組織.圖9a 為經(jīng)過(guò)時(shí)效溫度400 ℃時(shí)效后TC17(α+β)側(cè)變形區(qū)組織，高度變形的初生α 相(黑色)邊緣模糊，有少量α 針狀組織依初生α 相邊緣析出，β 基體內(nèi)部在掃描電鏡下難以觀察到析出相；圖9c 為500 ℃時(shí)TC17(α+β)側(cè)變形區(qū)組織，此時(shí)亞穩(wěn)定β 相經(jīng)時(shí)效后分解生成細(xì)小針狀α 相，但其尺寸較小且難以定量描述.晶界較模糊，晶粒尺寸約為5～ 6 μm.當(dāng)時(shí)效溫度升高至600 ℃時(shí)，如圖9e 所示，晶粒較500 ℃時(shí)均勻且容易區(qū)分，說(shuō)明隨著時(shí)效溫度升高，靜態(tài)再結(jié)晶程度也在增加.此時(shí)由亞穩(wěn)定β 相分解析出的針狀α 相在長(zhǎng)度與寬度方向上均有明顯增大趨勢(shì).時(shí)效溫度600 ℃時(shí)析出的α 針狀組織長(zhǎng)度約為1～ 1.2 μm，晶界寬度約為0.15 μm，且在初生α 相相界處向相內(nèi)生成的針狀α 相的程度較500 ℃增加.當(dāng)時(shí)效溫度升高至630 ℃時(shí)，如圖9g 所示，靜態(tài)再結(jié)晶程度較600 ℃時(shí)增加，晶粒細(xì)化約為3～ 4 μm，同時(shí)析出的α 針狀組織尺寸也有所增加，約為1.2～ 1.4 μm，晶界寬度約為0.21 μm.一旦細(xì)小的α 針狀組織析出，硬度就會(huì)上升恢復(fù)到母材水平.但由于該區(qū)大量的一次α 相焊態(tài)下并沒(méi)有溶解，焊后時(shí)效后硬度并不會(huì)比母材高.

圖9 不同時(shí)效溫度時(shí)效后接頭兩側(cè)變形區(qū)組織SEM 圖像Fig.9 SEM images of deformation zone on both sides of joint with different aging temperatures.(a) 400℃,TC17(α+β);(b) 400 ℃,TC17(β);(c) 500 ℃,TC17(α+β);(d) 500 ℃,TC17(β);(e) 600 ℃,TC17(α +β);(f) 600 ℃,TC17(β);(g) 630 ℃,TC17(α+β);(h) 630 ℃,TC17(β)

TC17(β)側(cè)變形區(qū)變化規(guī)律與TC17(α+β)側(cè)類似，如圖9b、圖9d、圖9f 和圖9h 所示.未變形的初生α 相，代之以細(xì)長(zhǎng)的一次針狀α 相.隨著時(shí)效溫度的增加，原始網(wǎng)籃組織中的片層狀α 相及β 基體中析出的針狀α 相也在逐漸增大，不同于TC17(α+β)側(cè)變形區(qū)，TC17(β)側(cè)變形區(qū)仍然可以看到沿振動(dòng)方向被壓扁的原始β 晶粒的晶界及其附近發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶生成的均勻晶粒.

3 結(jié)論

(1) 綜合接頭彎曲與拉伸性能優(yōu)化出的TC17(α+β)/TC17(β)線性摩擦焊接頭焊后時(shí)效溫度為550 ℃，接頭彎曲角度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到母材的36%和95%.

(2) 線性摩擦焊接頭TC17(α+β)側(cè)TMAZ 受力后變形更均勻，其強(qiáng)塑性能均優(yōu)于TC17(β)側(cè)TMAZ.接頭的弱化區(qū)對(duì)應(yīng)于TC17(β)側(cè)TMAZ 硬度變化梯度及組織梯度最大的區(qū)域.與母材相比，線性摩擦焊接頭的塑性損失比強(qiáng)度損失要大得多.

(3) TC17(α+β)/TC17(β)焊接接頭焊合區(qū)及附近區(qū)域，焊態(tài)下組織為過(guò)冷β 細(xì)晶，硬度最低；經(jīng)焊后時(shí)效處理，過(guò)冷β 相內(nèi)部析出了細(xì)小針狀α 相，硬度升高，且明顯高于母材.