金俊龍，李菊，張傳臣，常川川

(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

隨著航空制造業(yè)的發(fā)展，飛機(jī)結(jié)構(gòu)的整體化、輕量化及高可靠性已成為設(shè)計(jì)人員重點(diǎn)考慮的方向[1-2].鈦合金由于材料密度低、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性強(qiáng)、組織穩(wěn)定性和綜合力學(xué)性能良好等特點(diǎn)，在航空、航天各類飛行器結(jié)構(gòu)中獲得了廣泛應(yīng)用.隨著先進(jìn)飛機(jī)對(duì)飛行速度與材料性能要求的不斷提高，鈦合金材料在各類先進(jìn)飛機(jī)結(jié)構(gòu)上應(yīng)用量不斷增加.

TC21 鈦合金是中國(guó)自主研發(fā)的兩相高強(qiáng)高韌性鈦合金，作為新型的高損傷容限合金具有強(qiáng)度和斷裂韌性高及裂紋擴(kuò)展速率低等特點(diǎn)[3]，可在500 ℃以下長(zhǎng)期使用，可用于飛機(jī)的主承力耳片結(jié)構(gòu)、機(jī)翼接頭、機(jī)身與起落架連接框、吊掛發(fā)動(dòng)機(jī)接頭等部位，以及對(duì)強(qiáng)度和耐久性要求嚴(yán)格的重要或關(guān)鍵承力部件的制作[4-5].

目前飛機(jī)上框梁類結(jié)構(gòu)主要通過(guò)機(jī)械連接或者整體鍛造后再進(jìn)行機(jī)械加工制造.機(jī)械連接會(huì)導(dǎo)致結(jié)構(gòu)增重，可靠性降低等問(wèn)題，結(jié)構(gòu)整體化可以大幅度降低裝配工作量，減重10%～ 30%，同時(shí)具有較好的密封性.目前大部分整體構(gòu)件通過(guò)整體鍛造后機(jī)械加工制造，某些部件由于毛坯尺寸大，整體鍛造材料性能難以保證，且整體機(jī)械加工制造周期長(zhǎng)，變形控制難，生產(chǎn)成本高[6].采用線性摩擦焊進(jìn)行飛機(jī)大型鈦合金結(jié)構(gòu)的焊接制造是解決上述問(wèn)題的一個(gè)重要手段.線性摩擦焊作為一種固相連接方法，國(guó)外已將該技術(shù)成功應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤和典型飛機(jī)框梁構(gòu)件的制造[7].張傳臣等人[5]研究了異質(zhì)材料線性摩擦焊接頭組織形貌，結(jié)果表明，焊態(tài)下焊縫組織具有典型的魏氏組織結(jié)構(gòu)特征，熱處理后析出α+β 針狀組織.馬少俊等人[6]研究了TC21 鈦合金關(guān)于片狀組織和網(wǎng)籃組織兩種典型微觀組織對(duì)力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，片狀組織與網(wǎng)籃組織抗拉強(qiáng)度相近，但塑形相對(duì)較差.還有關(guān)于TC21 鈦合金電子束焊接及TIG 焊接頭組織對(duì)性能的影響[7-8]，但是熱處理制度對(duì)TC21 鈦合金線性摩擦焊組織與性能的影響尚未有相關(guān)研究.

由于雙相鈦合金的力學(xué)性能與微觀組織密切相關(guān)[9-10]，因此通過(guò)研究不同熱處理制度對(duì)TC21 鈦合金線性摩擦焊接頭組織與性能的影響，為線性摩擦焊工藝在先進(jìn)飛機(jī)構(gòu)件上的應(yīng)用奠定技術(shù)基礎(chǔ).

1 試驗(yàn)方法

研究選用的TC21 鈦合金鍛件，鍛件經(jīng)雙重退火，材料的熱處理制度為在905 ℃保溫250 min 后空冷進(jìn)行一次退火；再在570 ℃保溫360 min 后空冷，完成二次退火.經(jīng)測(cè)試材料相變點(diǎn)為965 ℃左右.TC21 鈦合金是一種α+β 型兩相鈦合金，其名義成分為Ti-6Al-2Zr-2Sn-2Mo-1.5Cr-2Nb.所用材料化學(xué)成分如表1 所示.試驗(yàn)采用中國(guó)航空制造技術(shù)研究院自行研制的60 t 線性摩擦焊設(shè)備，該設(shè)備可實(shí)現(xiàn)最大面積6 000 mm2的鈦合金焊接.該試驗(yàn)所用鈦合金試件的尺寸為120 mm × 80 mm ×30 mm，焊接面尺寸為80 mm × 30 mm.經(jīng)試驗(yàn)得到優(yōu)化后焊接工藝參數(shù)為：焊接頻率50 Hz，振幅2.5 mm，摩擦壓力60 MPa.設(shè)定縮短量5 mm，得到的焊接試樣飛邊成形良好，根部目視檢查無(wú)未焊合缺陷.焊后對(duì)試件分別進(jìn)行不同的真空熱處理制度(表2)，熱處理制度A 為在650 ℃低溫退火，熱處理制度B 為在900 ℃高溫退火，熱處理制度C 為在900 ℃進(jìn)行一次高溫退火處理后再進(jìn)行565 ℃低溫退火.依據(jù)GB/T 4340.1—2009《金屬材料 維氏硬度試驗(yàn) 第1 部分：試驗(yàn)方法》采用TUKON2500 型顯微硬度計(jì)進(jìn)行維氏硬度測(cè)試.依據(jù)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》采用Z100 型數(shù)字拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，拉伸試樣的焊縫位于其中心位置.拉伸試件每個(gè)狀態(tài)均為4 件，試驗(yàn)結(jié)果取其平均值.對(duì)焊后、650 ℃退火、900 ℃退火和雙重退火4 種狀態(tài)試樣的接頭分別制樣，并用砂紙和Kroll 試劑(0.5% HF+1.5% HNO3+2% HCl +96% H2O)對(duì)試樣分別進(jìn)行研磨、拋光和腐蝕，采用Leica DM6000M 型光學(xué)顯微鏡和JSM-F100 型掃描電子顯微鏡進(jìn)行微觀組織觀察分析.

表1 TC21 鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of TC21 titanium alloy

表2 TC21 鈦合金焊接接頭不同熱處理制度Table 2 Various heat treatment process of TC21 titanium alloy

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭顯微組織

圖1 為TC21 鈦合金線性摩擦焊接頭焊態(tài)及900 ℃熱處理后的金相組織，包含母材區(qū)(base metal，BM)、熱力影響區(qū)(thermal affected zone，TMAZ)與焊縫區(qū)(weld zone，WZ)，焊縫區(qū)寬度約1 mm，兩側(cè)的熱力影響區(qū)寬度也均在1 mm 左右.焊縫區(qū)金相形貌在焊后呈現(xiàn)亮白色，這是由于焊態(tài)下焊縫區(qū)為亞穩(wěn)定β 相組成，難以被腐蝕.熱處理后的焊縫區(qū)析出了α 相，在焊態(tài)和熱處理態(tài)的熱力影響區(qū)均可見(jiàn)明顯的被剪切拉伸變形的流線組織形態(tài).

圖1 焊接接頭金相形貌Fig.1 Metallographic morphology of welded joint

2.1.1 母材區(qū)組織

圖2 為不同狀態(tài)下試樣的母材組織.焊后試樣取樣位置為遠(yuǎn)離焊縫的母材區(qū)，因此可以認(rèn)為是鍛件原始組織，呈現(xiàn)典型的網(wǎng)籃形貌.從圖2a 可見(jiàn)，原始β 晶粒尺寸較大，尺寸普遍在1～ 2 mm，晶界可見(jiàn)斷續(xù)的晶界α 相.從圖2e 可見(jiàn)，晶粒內(nèi)部析出長(zhǎng)條狀α 相，寬度在2～ 5 μm之間，呈現(xiàn)塊狀和長(zhǎng)條狀兩種形態(tài)，其中塊狀的是殘留的α 相，以一定方向分布交織的長(zhǎng)條狀α 相為在905 ℃固溶處理中析出的一次α 相[11-12]，寬度在2 μm 左右，在隨后的冷卻及570 ℃退火時(shí)(材料出廠熱處理制度)，在β 轉(zhuǎn)變組織中析出細(xì)小二次針狀α 相.從圖2b和圖2f 可見(jiàn)，經(jīng)650 ℃退火母材高、低倍形貌與原始組織相比基本無(wú)變化，表明在650 ℃退火對(duì)母材組織影響不大.從圖2c 可見(jiàn)，經(jīng)900 ℃退火后母材組織發(fā)生明顯變化，在900 ℃爐冷處理中由于在高溫區(qū)停留時(shí)間長(zhǎng)，條狀α 相明顯長(zhǎng)大和球化，寬度達(dá)到5 μm 左右，圖2g 顯示剩余β 轉(zhuǎn)變組織中同樣存在細(xì)小次生針狀α 相.從圖2d 和圖2h 可見(jiàn)，初生條狀α 相寬度相比原始母材組織輕微增大，次生針狀α 相的長(zhǎng)度和寬度也顯著長(zhǎng)大，可見(jiàn)在焊后的雙重退火熱處理中，初生條狀α 相和次生針狀α 相均在相應(yīng)溫度區(qū)間進(jìn)一步長(zhǎng)大.

圖2 不同狀態(tài)下母材組織形貌Fig.2 Morphology of various base materials.(a) original macrostructure;(b) macrostructure of 650 ℃ annealed specimen;(c) macrostructure of 900 ℃ annealed specimen;(d) macrostructure of double annealed specimen;(e)original microstructure;(f) microstructure of 650 ℃ annealed specimen;(g) microstructure of 900 ℃ annealed specimen;(h) microstructure of double annealed specimen

2.1.2 焊縫區(qū)組織

圖3 為焊縫區(qū)組織形貌，焊接接頭中心的焊縫區(qū)形成尺寸在20～ 50 μm 之間的亞穩(wěn)定β 晶粒，晶粒內(nèi)部呈現(xiàn)針狀馬氏體組織形態(tài)，是由于焊接接頭冷卻速度太快形成的，β 相通過(guò)擴(kuò)散相變轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相的過(guò)程來(lái)不及進(jìn)行，而是通過(guò)切邊相變發(fā)生晶格重構(gòu)形成馬氏體.650 ℃退火試樣由于在650 ℃下長(zhǎng)時(shí)間保溫，晶內(nèi)析出大量細(xì)小針狀α 相.900 ℃退火試樣晶內(nèi)析出初生α 相長(zhǎng)度和寬度均略大于650 ℃退火試樣，但是在β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)未觀察到次生α 相的產(chǎn)生，由于在高溫區(qū)停留時(shí)間較長(zhǎng)，初生α 相充分長(zhǎng)大.雙重退火試樣焊縫區(qū)呈現(xiàn)出α+β的網(wǎng)籃組織形貌，晶粒尺寸仍然20～ 50 μm 之間，析出的晶界α 相在寬度2 μm 左右，晶粒內(nèi)部析出短棒狀初生α 相，寬度在2 μm 左右，長(zhǎng)度在5～10 μm 之間，β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)析出了大量長(zhǎng)度不超過(guò)0.5 μm 的次生α 相.

圖3 焊縫區(qū)組織特征Fig.3 Microstructure of weld zone.(a) post-weld specimen;(b) 650 ℃ annealed specimen;(c) 900 ℃ annealed specimen;(d) double annealed specimen

2.1.3 熱力影響區(qū)組織

圖4 為不同狀態(tài)下試樣熱力影響區(qū)的顯微組織.熱力影響區(qū)在低倍照片(圖1)下可以觀察到條狀初生α 相在剪應(yīng)力的作用下發(fā)生沿接頭振動(dòng)方向的拉伸變形.對(duì)于焊后試樣熱力影響區(qū)的近焊縫部分和近母材部分高倍組織存在顯著不同，近焊縫部分依稀可辨初生條狀α 相.在焊接熱循環(huán)作用下熱力影響區(qū)溫度超過(guò)了相轉(zhuǎn)變點(diǎn)，α 相發(fā)生了溶解，但是α→β 的轉(zhuǎn)變未充分進(jìn)行，主要是由于焊接過(guò)程時(shí)間短，在5 s 以內(nèi)就已結(jié)束，焊接過(guò)程在高溫區(qū)停留時(shí)間短，初生條狀α 相來(lái)不及發(fā)生完全β 轉(zhuǎn)變，焊后被保留下來(lái)，α 相與β 基體邊界模糊，同時(shí)析出了貫穿初生條狀α 相和β 基體的針狀α 相.從圖4b可見(jiàn)，近母材部分處原β 轉(zhuǎn)變組織內(nèi)的次生針狀α 相已基本溶解，但是初生α 相得以保留，僅在邊界發(fā)生一定程度元素?cái)U(kuò)散.從圖4c 可知，經(jīng)過(guò)650 ℃退火之后，原針狀α 相進(jìn)一步長(zhǎng)大，寬度明顯增加.900 ℃退火試樣熱力影響區(qū)為條狀初生α 相+β 轉(zhuǎn)變組織，初生α 相長(zhǎng)度普遍低于焊縫區(qū)，α 相在長(zhǎng)大過(guò)程中互相交截使得被交截的初生α 相長(zhǎng)度變短.雙重退火試樣明顯不同，高倍形貌與原始母材類似，分析是由于在二次退火565 ℃的保溫過(guò)程中，在β 基體上析出了大量次生的針狀α 相.

圖4 熱力影響區(qū)組織Fig.4 Microstructure of TMAZ.(a) post-weld specimen (near weld);(b) post-weld specimen (near base material);(c) 650 ℃ annealed specimen;(d) 900 ℃ annealed specimen;(e) double annealed specimen

2.2 力學(xué)性能

2.2.1 拉伸性能

表3 為不同狀態(tài)下接頭的拉伸試驗(yàn)結(jié)果.圖5為拉伸試樣形貌.所有試樣均斷裂于母材區(qū)，焊態(tài)試樣的變形不協(xié)調(diào)最為顯著，試樣中心部位未發(fā)生頸縮，表現(xiàn)為一個(gè)凸起區(qū)域，如圖5b 所示，基本與焊縫區(qū)+熱力影響區(qū)的總寬度相符，頸縮變形發(fā)生在接頭兩側(cè)的母材，并在一側(cè)母材斷裂.3 種熱處理制度的焊接試樣中，雙重退火試樣強(qiáng)度最高，650 ℃退火的次之，900 ℃退火的強(qiáng)度最低.

表3 不同狀態(tài)試樣拉伸試驗(yàn)結(jié)果Table 3 Tensile test results of various specimen

圖5 拉伸試樣Fig.5 Tensile samples.(a) macro morphology;(b) localmorphology

2.2.2 顯微硬度

對(duì)焊接接頭從母材-熱力影響區(qū)-焊縫-熱力影響區(qū)-母材進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，測(cè)試點(diǎn)距離為0.2 mm.測(cè)量結(jié)果如圖6 所示.圖6 中①為焊縫區(qū)，②為熱力影響區(qū)，③為母材區(qū)，測(cè)量顯示原始母材的顯微硬度在380 HV0.3 左右，在靠近熱力影響區(qū)近母材的區(qū)域硬度明顯降低，達(dá)到350 HV0.3左右，焊縫區(qū)硬度最高，達(dá)到了480 HV0.3；經(jīng)過(guò)650 ℃退火之后，焊縫區(qū)硬度略有下降，其它區(qū)域變化不大，900 ℃退火后母材區(qū)硬度變化不大，但是焊縫和熱力影響區(qū)硬度均顯著下降，焊縫區(qū)硬度與母材基本持平，而熱力影響區(qū)則低至310 HV0.3.在經(jīng)過(guò)雙重退火熱處理后的母材、熱力影響區(qū)、焊縫硬度基本趨于一致，維持在380 HV0.3，與原始母材基本持平.

圖6 接頭的顯微硬度Fig.6 Microhardness of joints

雙重退火和650 ℃退火的拉伸試樣抗拉強(qiáng)度高于900 ℃退火的試樣，這是由于其接頭區(qū)域在隨后的低溫保溫階段析出了大量細(xì)小的次生針狀α相，這些細(xì)小針狀α 相的存在提高了接頭抗拉強(qiáng)度.

焊態(tài)的試樣焊縫區(qū)硬度達(dá)到了480 HV0.3 左右，分析是由于焊后較快的冷卻速度造成β 晶粒內(nèi)析出的α'馬氏體和熱力影響區(qū)存在的大量針狀α 相，馬氏體內(nèi)部有大量位錯(cuò)，起到了位錯(cuò)強(qiáng)化作用，再加上焊縫區(qū)晶粒明顯細(xì)化，兩方面因素大幅提高了顯微硬度，但是在熱力影響區(qū)的近母材區(qū)域由于二次的針狀α 相基本都已經(jīng)溶解，沒(méi)有了彌散強(qiáng)化作用，因此顯微硬度明顯降低.

與焊態(tài)試樣相比，650 ℃退火試樣的焊縫區(qū)原β 晶粒內(nèi)由馬氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小針狀α 相，導(dǎo)致硬度一定程度降低，同時(shí)也是由于熱力影響區(qū)內(nèi)細(xì)小針狀α 相的大量析出，從焊縫到熱力影響區(qū)硬度變化梯度減小.

900 ℃退火試樣在熱力影響區(qū)主要由短棒狀初生α 相和β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成，由于初生α 相長(zhǎng)度較短以及無(wú)次生α 相的強(qiáng)化導(dǎo)致該區(qū)域硬度較低.

雙重退火試樣的母材、焊縫區(qū)和熱力影響區(qū)的組織形態(tài)差異不大，均由初生長(zhǎng)條狀α 相+β 轉(zhuǎn)變組織+次生針狀α 相組成，組織均勻.

3 結(jié)論

(1) TC21 鈦合金線性摩擦焊接頭焊后焊縫區(qū)由尺寸在20～ 50 μm 的亞穩(wěn)定β 晶粒組成，晶粒細(xì)化，內(nèi)部析出交錯(cuò)針狀馬氏體，兩方面因素顯著提高了焊縫區(qū)的強(qiáng)度，熱力影響區(qū)的近母材區(qū)域由于次生α 相基本溶解，抗拉強(qiáng)度降低.

(2) TC21 鈦合金接頭經(jīng)900 ℃退火后熱處理時(shí)間越長(zhǎng)，初生α 相長(zhǎng)大越明顯；經(jīng)565 或650 ℃退火后保溫可以促進(jìn)針狀α 相的析出，細(xì)小針狀α 相含量顯著影響接頭強(qiáng)度.經(jīng)過(guò)雙重退火的試件各區(qū)域顯微組織均由初生長(zhǎng)條狀α 相+β 轉(zhuǎn)變組織+次生針狀α 相組成，組織均勻.