粉末高溫合金FGH96線性摩擦焊接頭組織與力學(xué)性能

馬鐵軍，王為，李文亞，張 勇

（西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國家重點實驗室 摩擦焊接陜西省重點實驗室，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，已逐漸成為高推重比航空發(fā)動機(jī)整體葉盤制造與維修的關(guān)鍵核心技術(shù)之一。目前，線性摩擦焊的研究與應(yīng)用主要是針對風(fēng)扇及低壓壓氣機(jī)的鈦合金整體葉盤進(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，分析了焊接過程并進(jìn)行了參數(shù)優(yōu)化。馬鐵軍等［3，4］針對多種鈦合金進(jìn)行了線性摩擦焊實驗，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}等［5，6］也對多種鈦合金進(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。由于國內(nèi)外針對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、焊接時間等主要焊接參數(shù)對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′為主要強化相，是當(dāng)前750℃工作條件下滿足高推比、高燃效發(fā)動機(jī)使用要求的渦輪盤、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，將為未來高溫合金線性摩擦焊工藝研究及整體葉盤的制造奠定基礎(chǔ)。

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

1 實驗材料與方法

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)過熱等靜壓成型后再經(jīng)過“固溶＋時效”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，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 實驗方法

進(jìn)行線性摩擦焊實驗的試件尺寸為14mm×7.5mm×38.2mm，焊接面積為14mm×7.5mm，摩擦方向為長度14mm的方向。實驗設(shè)備為實驗室自行研制的XMH－160型線性摩擦焊機(jī)，實驗所用的焊接參數(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)行對比。拉伸試驗機(jī)型號為Shimadzu AG－X型，拉伸速率為1mm·min－1。顯微硬度是從焊縫中心開始，沿著與焊縫垂直的方向每隔100μm測量一次，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）是接頭界面及周圍區(qū)域的宏觀剖面金相照片，水平方向是試樣的摩擦方向?？梢钥吹剑宇^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，初步說明此區(qū)域的晶粒十分細(xì)??；還可以看出中心區(qū)域顏色深淺不一，說明此區(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，在高溫時塑性金屬流動性仍然較差，因而在焊接結(jié)束時界面周圍塑性金屬難以均勻擠出，這些金屬溫度較高，其晶粒的形變程度及與周圍金屬的動態(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，這個區(qū)域為焊縫區(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)致動態(tài)再結(jié)晶程度差異很大，因此兩個區(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，該組織的形成是由于摩擦焊形變過程的工藝特點和FGH96粉末高溫合金材料本身的性質(zhì)所共同決定的。線性摩擦焊的特點是加熱升溫快，時間短，更重要的是，運動端的高速線性運動與移動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′相的沉淀強化作用，當(dāng)γ′溶于基體，合金失去了強化作用，強度便迅速下降，達(dá)到熱塑性狀態(tài)，流動性顯著增強向四周流動，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產(chǎn)生大量的亞晶粒，這些亞晶粒會成為再結(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)及周圍組織的再結(jié)晶。然而，焊縫金屬的再結(jié)晶是在快速變形的過程中進(jìn)行的，再結(jié)晶晶粒處在不斷滑移和變形的過程中，新晶核大量形成，晶粒不斷長大，又不斷被擠出。另外，摩擦焊過程的加熱時間很短，冷卻速度很快，晶粒的長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，可以看出這個區(qū)域非常窄，晶粒極小，基本是未長大的再結(jié)晶晶粒。

在線性摩擦焊過程中，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，接頭熱量迅速通過工件熱傳導(dǎo)散失，使接頭溫度迅速降到強化相析出溫度以下，所以在接頭中心區(qū)的細(xì)晶組織中基本上沒有強化相［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TMAZ靠近焊縫區(qū)低倍照片，圖4（b）為TMAZ中部低倍照片，圖4（c）為TMAZ靠近焊縫區(qū)SEM照片。由圖4可以看出整個熱力影響區(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)量相對較少。另外，此區(qū)域的熱量是通過焊縫區(qū)熱傳遞和自身變形產(chǎn)熱形成的，溫度高于強化相的固溶溫度，使部分強化相溶于基體，減小了對晶粒長大的阻礙，而此區(qū)域的熱量不會通過飛邊大量快速散失，使高溫保留時間相對較長，故部分晶粒長大明顯。

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，由于溫度相對較低，晶粒的形變也較小，故此區(qū)域基本未發(fā)生動態(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程中熱塑金屬的流動和晶粒的變形方向。流線組織特征是線性往復(fù)摩擦過程晶粒被拉長導(dǎo)致的，與鈦合金相比FGH96合金晶粒的拉長程度較低，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 拉伸實驗

圖5為拉伸實驗后的試樣照片，實驗結(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度達(dá)到母材強度的93%以上，而伸長率不到母材值的50%，說明接頭的抗拉強度良好而韌性較差。

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，這些孔洞會對焊縫的質(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，而整個區(qū)域的強化相部分溶于基體，沉淀強化作用降低。這些因素都可能會影響接頭的力學(xué)性能，需通過焊后熱處理予以改善。

3.2 顯微硬度實驗

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

顯微硬度實驗結(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，整個接頭的顯微硬度受到晶粒尺寸、強化相尺寸及其含量、晶格畸變等多種因素的共同作用。焊縫區(qū)的強化相幾乎全部溶于基體會使顯微硬度降低，然而由于細(xì)晶強化的作用又使得焊縫區(qū)硬度增高。熱力影響區(qū)中強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化相富集而不是彌散分布這對接頭的強化作用不明顯，所以顯微硬度主要受晶格畸變的影響?？拷缚p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，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)域的強化相含量與分布及晶格畸變程度等因素有關(guān)。

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

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