序言

鈦合金具有密度低、強(qiáng)度大、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶等領(lǐng)域[1]。TA19鈦合金作為一種近α型鈦合金，與美國(guó)的Ti-6242鈦合金相近，其名義成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0。1Si[2]，具有強(qiáng)度高、韌性好及優(yōu)良的抗蠕變性能[3]，已成功應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的壓氣機(jī)盤和機(jī)閘等部件[4]。目前國(guó)內(nèi)外科研工作者采用了鎢極氬弧焊、電子束焊等熔化焊方法進(jìn)行了鈦合金的試驗(yàn)研究[5-7]，實(shí)現(xiàn)了焊接成形，然而采用熔化焊工藝方法焊接TA19鈦合金會(huì)存在焊縫組織粗大、焊后變形及高殘余應(yīng)力等焊接缺陷，嚴(yán)重制約了鈦合金焊接件在航空航天領(lǐng)域的工程應(yīng)用[7]。

慣性摩擦焊(inertiafrictionwelding，IFW)作為一種先進(jìn)的固相連接技術(shù)，憑借其優(yōu)質(zhì)、高效、綠色、節(jié)能的工藝特點(diǎn)在航空、航天等高技術(shù)領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[8]。焊接過程中，工件在軸向壓力作用下作相對(duì)摩擦運(yùn)動(dòng)，其摩擦產(chǎn)生的熱量使焊接界面金屬發(fā)生軟化形成塑形變形層，在頂鍛力的作用下形成焊接接頭[9]。因焊接界面材料處于高溫?zé)崴苄誀顟B(tài)而未發(fā)生熔化，避免了熔化焊的夾渣、氣孔、裂紋等焊接缺陷[10]，所得焊縫組織晶粒細(xì)小，焊接接頭具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能[11]，已成為一些先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵部件制造的重要工藝方法[12]。文中采用正交試驗(yàn)法，在不同焊接工藝參數(shù)對(duì)TA19鈦合金進(jìn)行慣性摩擦焊接試驗(yàn)研究，對(duì)不同焊接工藝參數(shù)下的焊接接頭的顯微硬度、室溫及高溫強(qiáng)度等力學(xué)性能進(jìn)行檢測(cè)，分析TA19鈦合金的慣性摩擦焊接性，并針對(duì)優(yōu)選工藝后的焊接接頭微觀組織進(jìn)行了分析。

1、試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用材料為TA19鈦合金鍛件，工件尺寸為φ135mm×φ65mm，主要化學(xué)成分如表1所示。TA19鈦合金為典型的雙態(tài)組織，母材組織包括等軸狀初生α相、板條狀次生α相和β相，其β相晶粒尺寸大約為30~50μm，如圖1所示。

試驗(yàn)用設(shè)備為哈爾濱焊接研究院有限公司自主研發(fā)的HSMZ-130型軸/徑向慣性摩擦焊機(jī)。針對(duì)TA19鈦合金工件，將初始轉(zhuǎn)速和頂鍛壓力兩個(gè)關(guān)鍵焊接工藝參數(shù)分兩水平進(jìn)行焊接正交試驗(yàn)，研究焊接工藝參數(shù)對(duì)焊接成形、焊接接頭性能及組織的影響，正交試驗(yàn)的因素水平見表2，正交試驗(yàn)見表3。利用顯微硬度、常溫拉伸等力學(xué)性能檢測(cè)方法評(píng)估TA19的慣性摩擦工藝焊接性。TA19鈦合金作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)低溫端鼓筒盤常用材料，需要在480℃左右的高溫環(huán)境下進(jìn)行工作，為檢測(cè)接頭的焊接質(zhì)量，需對(duì)其再進(jìn)行高溫拉伸檢測(cè)，并分析典型焊接接頭不同區(qū)域的組織類型及存在形態(tài)。采用Q10型顯微硬度儀測(cè)試各接頭不同區(qū)域的顯微硬度，加載力為1kg；采用AG-Xplus250kN型拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試各接頭室溫及高溫強(qiáng)度。利用GX51金相顯微鏡觀察典型接頭顯微組織。

2、試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1焊接接頭宏觀形貌

圖2為四種焊接工藝參數(shù)中較典型的TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭宏觀形貌，從圖3可以觀察到，TA19鈦合金摩擦焊接頭飛邊形狀完整，焊接飛邊部分區(qū)域有毛刺出現(xiàn)。但TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭飛邊發(fā)生了粘連，表面較粗糙。

鈦合金在高溫條件下極易氧化，形成Al₂O₃，TiO₂等氧化物，會(huì)嚴(yán)重降低相關(guān)部件的焊接質(zhì)量，影響其使用安全[13]。慣性摩擦焊接過程中，工件在焊接壓力作用下界面處于封閉狀態(tài)，外界氣體無(wú)法進(jìn)入界面區(qū)，同時(shí)焊接界面上的熱塑性金屬及金屬氧化物被擠出，能夠獲得高質(zhì)量的焊接接頭。

2.2焊接接頭顯微硬度分析

對(duì)焊接接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試分析，檢測(cè)位置簡(jiǎn)圖如圖3所示。以焊縫界面中心向焊縫兩側(cè)5.6mm范圍內(nèi)進(jìn)行硬度測(cè)試，其四種不同焊接工藝參數(shù)下得到的接頭顯微硬度曲線如圖4所示。圖4為的四種焊接工藝參數(shù)下的焊接接頭顯微硬度變化曲線，顯示了焊接接頭從焊縫中心到兩側(cè)母材的顯微硬度變化趨勢(shì)。

從圖5中可以觀察到，四種接頭的顯微硬度變化趨勢(shì)基本保持一致，焊縫中心區(qū)域顯微硬度最高，隨著距焊縫中心距離的增加，顯微硬度逐漸降低，顯微硬度變化曲線關(guān)于焊縫中心呈對(duì)稱分布。焊縫區(qū)的高硬度主要是由于焊縫區(qū)的快速升溫及降溫使得焊縫中心形成了細(xì)小的再結(jié)晶組織馬氏體α'相，隨著距焊縫中心距離的增加，溫度逐漸降低，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶越不充分，馬氏體α'相的數(shù)量驟減，顯微硬度也出現(xiàn)了較大幅度的降低。

對(duì)比四種接頭的顯微硬度變化曲線可知，3號(hào)接頭焊縫中心區(qū)域顯微硬度最高，其次是2號(hào)接頭，1號(hào)接頭焊縫中心區(qū)的顯微硬度最低。3號(hào)接頭焊縫中心區(qū)域顯微硬度最高主要是由于該接頭對(duì)應(yīng)工藝參數(shù)的初始轉(zhuǎn)速高，能量輸入大，等軸的初生α相及板條狀次生α相充分溶解到了β相中，且頂鍛壓力低，焊縫中心保留了更多的熱塑性金屬，快速的降溫過程使得過飽和β相無(wú)法進(jìn)行擴(kuò)散型相變，只能以切變的形式轉(zhuǎn)化成了大量的馬氏體α'相而存在焊縫區(qū)。4號(hào)接頭的焊接能量輸入大，但其頂鍛壓力高，焊縫中心擠出了過多的熱塑性金屬，形成了較大的焊接飛邊，僅有相對(duì)較少的熱塑性金屬實(shí)現(xiàn)了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程，因此焊縫區(qū)的馬氏體α'相數(shù)量減少，顯微硬度降低。但四種焊接工藝參數(shù)下的接頭焊縫區(qū)顯微硬度都要遠(yuǎn)高于母材區(qū)，而且焊縫區(qū)的晶粒尺寸也更小，具有更好的力學(xué)性能。

2.3焊接接頭拉伸性能分析

2.3.1常溫拉伸

四種焊接工藝參數(shù)下的接頭室溫拉伸斷后試樣及檢測(cè)結(jié)果分別如圖5和表4所示。

通過圖5可以發(fā)現(xiàn)，四種工藝參數(shù)下的焊接接頭拉伸試樣均斷裂于遠(yuǎn)離焊縫中心的母材區(qū)，而未出現(xiàn)在焊縫區(qū)或熱力影響區(qū)，說(shuō)明上述四種焊接接頭強(qiáng)度均高于母材而使得斷裂位置均位于母材區(qū)。主要是由于焊接過程中焊縫區(qū)及熱力影響區(qū)形成了細(xì)小的再結(jié)晶組織馬氏體α'相，提高了焊縫區(qū)及熱力影響區(qū)的強(qiáng)度，同時(shí)大的頂鍛壓力也細(xì)化了原始β晶粒組織，起到了一定細(xì)晶強(qiáng)化作用。因此，經(jīng)過慣性摩擦焊接工藝焊接的TA19鈦合金接頭抗拉強(qiáng)度等于甚至稍高于母材區(qū)的抗拉強(qiáng)度。

TA19鈦合金作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)常用材料，其室溫抗拉強(qiáng)度要求的標(biāo)準(zhǔn)值Rm=895MPa，而四種接頭的室溫抗拉強(qiáng)度均在900MPa以上。因此，TA19鈦合金的慣性摩擦焊接質(zhì)量能夠很好的滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)TA19鈦合金轉(zhuǎn)子部件對(duì)焊接接頭性能的要求。

2.3.2高溫拉伸

航空發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子部件需要在高溫、高壓等惡劣環(huán)境下工作，其工作溫度一般在450~550℃范圍內(nèi)[14]，為檢驗(yàn)TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭的高溫性能，針對(duì)TA19鈦合金接頭進(jìn)行480℃高溫拉伸試驗(yàn)，其拉伸斷裂后試樣及檢測(cè)結(jié)果分別如圖6和表5所示。

通過圖6可以觀察到，TA19鈦合金在480℃高溫條件下的拉伸斷裂試樣與常溫拉伸斷裂試樣相近均斷裂于遠(yuǎn)離焊縫中心的母材區(qū)，焊縫區(qū)均未出現(xiàn)明顯的塑性變形而處于完好狀態(tài)，TA19慣性摩擦焊接頭在480℃條件下仍具有較高的抗拉強(qiáng)度。

TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭焊縫區(qū)主要由過飽和β相及馬氏體α′相構(gòu)成，其中馬氏體α′相對(duì)提高焊縫區(qū)強(qiáng)度起到了重要作用，同時(shí)焊接接頭的快速加熱及降溫過程也使得焊縫區(qū)得到了細(xì)小的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，起到了細(xì)晶強(qiáng)化作用。而溫度相對(duì)較低的熱力影響區(qū)也得到了晶粒細(xì)小的β相及一定數(shù)量的馬氏體α′相，對(duì)提高熱力影響區(qū)強(qiáng)度的作用相對(duì)次之，通過對(duì)接頭顯微硬度的檢測(cè)在一定程度上就能夠間接反映接頭各區(qū)域的強(qiáng)度分布情況。

TA19鈦合金中的α相穩(wěn)定元素Al增加了固溶體中原子間的結(jié)合力，在提高母材本身高溫強(qiáng)度上起到了決定性作用，而焊縫區(qū)及熱力影響區(qū)的過飽和馬氏體α′相具有了更高的耐熱性能，提高了TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭的高溫強(qiáng)度。此外，中性元素Zr在起到固溶強(qiáng)化作用的基礎(chǔ)上，也能提高TA19鈦合金的高溫性能。因此，TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭在480℃高溫條件下依然能夠保證焊接接頭的高強(qiáng)度性能，滿足TA19鈦合金航空發(fā)動(dòng)機(jī)相關(guān)部件的服役環(huán)境要求。

2.4焊接接頭組織分析

TA19鈦合金作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)用耐高溫結(jié)構(gòu)材料，需要高質(zhì)量的焊接接頭才能滿足轉(zhuǎn)子部件高溫、高壓及高轉(zhuǎn)速的苛刻條件要求。通過對(duì)焊接接頭的初步力學(xué)性能檢測(cè)可知，TA19鈦合金的慣性摩擦焊接頭質(zhì)量遠(yuǎn)高于其它熔化焊方法，該焊接工藝更適合于TA19鈦合金材料相關(guān)部件的焊接工作。因此，在對(duì)接頭進(jìn)行力學(xué)性能檢測(cè)的基礎(chǔ)上，針對(duì)工藝優(yōu)選后的接頭微觀組織類型及分布做進(jìn)一步分析。

圖7為TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭組織宏觀形貌，從圖7中能夠觀察到接頭四個(gè)明顯區(qū)域：焊縫區(qū)(WZ)、熱力影響區(qū)(TMAZ)、熱影響區(qū)(HAZ)、母材(BM)。其接頭焊縫區(qū)熔合線寬約為70μm，單側(cè)熱力影響區(qū)寬度約為1500μm，單側(cè)熱影區(qū)寬度約為1000μm。圖中1為焊縫區(qū)熔合線。

圖8a為接頭焊縫區(qū)組織。焊縫區(qū)主要由少量沿β相晶界分布的沿晶α相+α′馬氏體，焊縫原始β相呈等軸晶，晶粒尺寸在20~30μm。在焊接過程中，焊縫區(qū)溫度應(yīng)在1200℃左右，遠(yuǎn)高于α→β相轉(zhuǎn)變溫度，具有hcp晶格的初生α相和板條狀次生α相全部轉(zhuǎn)變成了bcc晶格的β相，形成粗大的等軸β相晶粒，在隨后壓力作用下，β相發(fā)生流變及再結(jié)晶，形成如圖8a所示的晶粒尺寸在20~30μm的β相晶粒。隨著焊縫區(qū)的快速冷卻，等軸β晶粒沿著晶界析出了少量的初生α相，大部分bcc晶格的β相無(wú)法進(jìn)行擴(kuò)散型相變而形成α相組織，只能以切變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢漶R氏體相，晶內(nèi)α′馬氏體相呈平行或交錯(cuò)分布，焊縫原β相晶界輪廓清晰可見。

圖8b為接頭熱力影響區(qū)組織。熱力影響區(qū)主要由變形初生α相+α′馬氏體，可見β相晶界，相比于焊縫區(qū)組織特征具有顯著變化。焊接過程中，因溫度最高的焊縫區(qū)熱量逐漸向兩側(cè)傳導(dǎo)，使得焊縫區(qū)兩側(cè)母材溫度升高，α相向β相轉(zhuǎn)變，由于該區(qū)的溫度低于α→β相轉(zhuǎn)變溫度，部分初生α相被保留下來(lái)，在焊接壓力作用下經(jīng)歷了嚴(yán)重的塑形變形，α相被不同程度的拉長(zhǎng)，并沿著摩擦方向呈方向性條狀分布特征。此外，隨著熱力影響區(qū)溫度的降低，晶粒內(nèi)部分別以擴(kuò)散型及切變型相變方式析出次生α相及α′馬氏體相，原始β晶界隱約可見。圖8c為焊接接頭熱影響區(qū)組織。通過對(duì)圖8c的觀察，熱影響區(qū)組織類型及存在狀態(tài)在焊接過程中未發(fā)生顯著變化，晶粒尺寸為15~50μm不等。經(jīng)過焊接熱循環(huán)的影響，初生α相明顯減少，板條狀β相厚度及次生α相分布狀態(tài)發(fā)生了一定程度變化，部分晶粒內(nèi)板條狀β相厚度增加，板條界面變的模糊，有可能部分β相發(fā)生α′馬氏體轉(zhuǎn)變。另外，部分平行分布的次生α相轉(zhuǎn)變成為交叉分布。

3、結(jié)論

(1)TA19鈦合金具有良好的慣性摩擦焊接性，在合理焊接工藝條件下能得到高強(qiáng)度焊接接頭。

(2)TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭常溫及高溫拉伸試驗(yàn)均斷裂在遠(yuǎn)離焊縫中心的母材區(qū)。

(3)TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭常溫拉伸最高抗拉強(qiáng)度最高達(dá)969MPa，480℃高溫拉伸試驗(yàn)最高抗拉強(qiáng)度最高達(dá)到了688MPa。

(4)TA19鈦合金慣性摩擦焊接頭焊縫區(qū)組織由少量初生α相+馬氏體α′+少量晶界β相；熱力影響區(qū)由變形初生α相+馬氏體α′+少量晶界β相；熱影響區(qū)組織與母材組織相近，僅部分板條狀β相厚度增加及板條狀次生α相發(fā)生了交叉分布。

參考文獻(xiàn)：

[1]Ezugwu E O, Wang Z M. Titanium alloys and their machinability-a review[J]. Journal of Materials Processing Technology, 1997,68(3): 262-274.

[2]魏寶敏, 臺(tái)立民. Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系高溫鈦合金的研究進(jìn)展[J]. 特種鑄造及有色合金, 2013(5): 424-428.

Wei Baomin, Tai Limin. Progress in Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si high temperature titanium alloy[J]. Special Casting & Nonferrous Al-loys, 2013(5): 424-428.

[3]徐建偉, 邊麗虹, 薛 強(qiáng), 等. 固溶溫度對(duì)TA19鈦合金顯微組織和力學(xué)性能的影響[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2015, 32(6): 27-30.

Xu Jianwei, Bian Lihong, Xue Qiang, et al. Effect of solution temperature on microstructure and mechanical properties ofTA19titanium alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2015, 32(6): 27 ?30.

[4]Boyer R R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry[J]. Materials Science & Engineering A, 1996, 213(1–2):103-114.

[5]Muth T R, Yamamoto Y, Frederick D A, et al. Causal factors of weld porosity in gas tungsten arc welding of powder-metallurgy-produced titanium alloys[J]. Journal of Metals, 2013, 65(5): 643-651.

[6]Martynov V N, Khokhlovskii A S, Sliva A P. Electron-beam welding of thick components of steels, aluminium and titanium al-loys[J]. Welding International, 2011, 25(6): 463-465.

[7]Palanivel R, Dinaharan I, Laubscher RF. Assessment of micro-structure and tensile behavior of continuous drive friction welded titanium tubes[J]. Materials Science & Engineering A, 2017, 687:249-258.

[8]周 軍, 張春波, 杜 淼, 等. 摩擦焊在航空領(lǐng)域的應(yīng)用[J]. 焊接, 2017(6): 1-5.

Zhou Jun, Zhang Chunbo, Du Miao, et al. Application of friction welding in aviation[J]. Welding & Joining, 2017(6): 1-5.

[9]Yang Jun, Lou Song, Zhou Yun, et al. The dynamic recrystalliza-tion properties of superalloy GH4169 inertia friction welding joint[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2002, 22(2): 8-11.

[10]Chamanfar A, Jahazi M, Cormier J. A review on inertia and lin-ear friction welding of Ni-based superalloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2015, 46(4): 1639-1669.

[11]張 露, 韓秀峰, 王 倫. 商用航空發(fā)動(dòng)機(jī)盤軸類轉(zhuǎn)動(dòng)件焊接工藝分析[J]. 航空制造技術(shù), 2015, 480(11): 96-98.

Zhang Lu, Han Xiufeng, Wang Lun. Welding process analysis of disk and shaft rotor component of commercial aeroengine[J]. Avi-ation Manufacturing Technology, 2015, 480(11): 96-98.

[12]耿培浩, 秦國(guó)梁. 慣性摩擦焊接技術(shù)及其在航空工業(yè)領(lǐng)域的應(yīng)用[J]. 精密成形工程, 2017, 9(5): 73-82.

Geng Peihao, Qin Guoliang. Inertia friction welding technology and its application in aviation industry field[J]. Journal of Net-shape Forming Engineering, 2017, 9(5): 73-82.

[13]宋有朋, 梁文萍, 繆 強(qiáng), 等.TA19鈦合金氧化行為研究[J]. 熱處理, 2017, 32(2): 10-14.

Song Youpeng, Liang Wenping, Liao Qiang, et al. Study on oxid-ation behavior ofTA19titanium alloy[J]. Heat Treatment, 2017,32(2): 10-14.

[14]Attallah M M, Boonchareon C, Steuwer A, et al. Microstructural and residual stress development due to inertia friction welding in Ti-6246[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2012,43(9): 3149-3161.

作者簡(jiǎn)介：張春波，男，1986 年出生，博士研究生. 主要從事摩擦焊接工藝及控制系統(tǒng)的研究工作. 已發(fā)表論文 10 篇. Email：zhangcbcb@163.com

通訊作者：周 軍，男，碩士，研究員. Email：mch_zhoujun@126.com