中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 張 杰 張?zhí)飩} 陸業(yè)航 張慶云 李 菊

TC4作為一種α+β型雙相鈦合金，具有優(yōu)異的綜合性能，長時間工作溫度可達(dá)400℃，是制造航空發(fā)動機風(fēng)扇和壓氣機葉盤及葉片的重要材料[1]。線性摩擦焊接是一種優(yōu)質(zhì)、高效、節(jié)能與環(huán)保的固相焊接技術(shù)[2]，金屬可通過摩擦生熱而達(dá)到塑性狀態(tài)，最終在熱能與力耦合作用下連接在一起[3]，連接界面的溫度變化和塑性變形情況是焊接工藝參數(shù)的控制要點[4]。該技術(shù)發(fā)明至今，在航空航天領(lǐng)域尤其是航空發(fā)動機整體葉盤結(jié)構(gòu)的生產(chǎn)及修復(fù)中顯示出廣泛的應(yīng)用前景[5-7]。國內(nèi)外對TC4鈦合金線性摩擦焊的工藝進(jìn)行了較多研究，側(cè)重于揭示焊接接頭組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系，關(guān)于接頭殘余應(yīng)力分布狀態(tài)及特征的公開報道較少[8-12]。殘余應(yīng)力的產(chǎn)生是材料發(fā)生不均勻彈塑性變形的結(jié)果，它的存在對焊接結(jié)構(gòu)件的強度、剛度、斷裂韌度、損傷容限、疲勞性能和耐蝕性等產(chǎn)生重要影響，而這些性能又都是焊接結(jié)構(gòu)完整性評價的重要指標(biāo)[13-14]。了解接頭殘余應(yīng)力分布特征，不僅有助于對焊接工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，更能為隨后的焊接熱處理工藝制定提供技術(shù)參考?，F(xiàn)有的殘余應(yīng)力測試方法中，X射線衍射應(yīng)力測試方法是目前應(yīng)用最為廣泛、最為成熟的無損測試方法[15-17]。本文以TC4鈦合金線性摩擦焊接頭為研究對象，使用X射線衍射法進(jìn)行接頭殘余應(yīng)力特征分析，并對顯微組織特征進(jìn)行描述。

1 試驗材料及方法

試驗材料為選用適當(dāng)?shù)木€性摩擦焊工藝參數(shù)進(jìn)行焊接的TC4鈦合金，尺寸為192mm×75mm×20mm。應(yīng)力測試前，采用慢走絲線切割去除焊接過程中產(chǎn)生的飛邊，再用化銑的方法去掉線切割過程在試件表面造成的附加應(yīng)力層和氧化層。焊接接頭去除飛邊的前、后宏觀形貌如圖1所示。

圖1 線性摩擦焊焊接原理示意圖及線性摩擦焊接頭宏觀形貌Fig.1 Macroscopic of linear friction welding joint

依據(jù)EN 15305-2008標(biāo)準(zhǔn)，在LXRD大功率殘余應(yīng)力測試儀上進(jìn)行殘余應(yīng)力測試。重點研究的截面如圖2所示。選用Cu-Kα特性譜線，波長1.541838?，衍射晶面（213），2θ角為142°。使用固定ψ0法進(jìn)行測試，ψ0角度分別為22°、19°、11.54°、5.51°、1.94°、0°、-1.94°、-5.51°、-11.54°、-19°、-22°，每個角度曝光10次。為減少組織中粗大晶粒對測量結(jié)果的影響，測試時在每一個ψ0角處再進(jìn)行±3°的擺動，以增加衍射晶面數(shù)量，從而得到滿意的峰形。

待殘余應(yīng)力測試完畢后，分別在飛邊和焊縫處切取金相試樣，用Kroll試劑腐蝕（氫氟酸：硝酸：水= 2：1：7），腐蝕時間10s，在Leica DM6000M光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行組織觀察。

圖2 測試截面示意圖Fig.2 Schematic of testing section

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

（1）焊接接頭的顯微組織。

圖3為TC4線性摩擦焊接頭各區(qū)域顯微組織照片。母材組織為等軸α+含有針狀α的β轉(zhuǎn)變基體，等軸α相比例超過50%，如圖3（a）所示。圖3（b）為熱影響區(qū)組織，該區(qū)域最明顯的特征是有著清晰的流線和帶狀組織。流線的方向和帶狀組織的方向顯示出了在摩擦過程中熱塑金屬的流動和變形方向，該組織中α相和β轉(zhuǎn)變體被不同程度地拉長，變形嚴(yán)重。

焊縫區(qū)的顯微組織如圖3（c）所示，它由細(xì)小的片狀α相和β相組成，β原始晶界已不明顯，說明在焊接過程中摩擦界面溫度已經(jīng)超過了鈦合金的β相轉(zhuǎn)變溫度，在摩擦焊大的應(yīng)力和變形條件下，β晶粒發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，從而導(dǎo)致原始β晶粒細(xì)化。而在摩擦結(jié)束后的快速冷卻過程中，β相發(fā)生轉(zhuǎn)變，動態(tài)再結(jié)晶的β晶粒尺寸限制了片層狀α的生長尺寸，導(dǎo)致焊縫組織為細(xì)短的片層α+β組織。另外，焊縫區(qū)超細(xì)晶粒的形成還與線性摩擦焊的工藝特點有關(guān)。焊接金屬在焊接過程中，不僅受到正壓力，還承受快速的剪切力，焊接界面金屬的加熱和變形均十分迅速?？焖僮冃蔚木ЯＪ刮诲e大量增殖，且在晶界附近塞積導(dǎo)致晶格強烈的扭曲變形，儲存了大量的變形能，使焊縫金屬再結(jié)晶的驅(qū)動力增大，再結(jié)晶溫度降低，再結(jié)晶晶粒的成核率變大。再加之焊縫溫度不斷上升，使焊縫金屬再結(jié)晶的成核速率更大。但是由于摩擦焊接頭的加熱時間很短，接頭的溫度梯度很大，冷卻速度很快，故再結(jié)晶晶粒的長大受到較大制約，從而形成了焊縫區(qū)的超細(xì)晶粒區(qū)。

圖3 焊接接頭顯微組織Fig.3 Microstructure of linear friction welding joint

（2）飛邊的顯微組織。

圖4為飛邊的微觀組織，與母材的組織有很大的區(qū)別。圖4（a）為飛邊尖端（最先擠出的部分）的微觀組織特征，由針狀α和β組織所構(gòu)成，而且等軸狀原始β晶粒隱約可見。飛邊的微觀組織特征表明，界面金屬溫度已經(jīng)超過了β轉(zhuǎn)變溫度，發(fā)生了α相向β相的轉(zhuǎn)變。原始β晶粒的存在，說明界面金屬中α相已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，由此可以推斷，界面金屬是在發(fā)生完全的β相轉(zhuǎn)變之后才擠出而形成飛邊的。另外，在摩擦焊過程中，界面金屬在高溫、高應(yīng)變條件下，原始β晶粒發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶過程。動態(tài)再結(jié)晶過程促進(jìn)了塑性界面的形成，可獲得焊合良好的接頭。飛邊尖端的平均晶粒尺寸較小，飛邊末端（最后擠出的部分）的平均晶粒尺寸有所增大，如圖4（b）所示。這是由于隨著摩擦?xí)r間的延長，試樣的連續(xù)摩擦和變形使界面溫度升高，動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸隨之增大。

圖4 飛邊顯微組織Fig.4 Microstructure of flash

2.2 殘余應(yīng)力分析

根據(jù) BS EN 15305： 2008 標(biāo)準(zhǔn)，鈦合金殘余應(yīng)力測試結(jié)果的不確定度應(yīng)滿足下面要求： (1) 當(dāng)X射線應(yīng)力測試結(jié)果|σ|≥210.30MPa時，測試結(jié)果的不確定度應(yīng)滿足|u(σ)|≤ 52.57MPa；(2) 當(dāng)X射線應(yīng)力測試結(jié)果|σ|＜210.30MPa時，測試結(jié)果的不確定度應(yīng)滿足|u(σ)|≤ 16.82MPa或者|u(σ)|≤|σ|/4。由前面圖的金相組織照片可知，線性摩擦焊焊縫及熱影響區(qū)處晶粒均勻細(xì)小，這對于X射線衍射法測量殘余應(yīng)力是非常有利的，本試驗研究所得X射線衍射峰強度比均小于3，所有測試結(jié)果的不確定度均滿足BS EN 15305： 2008要求。

圖5為接頭表面（L×W）殘余應(yīng)力分布云圖。從圖中可知，無論是垂直焊縫方向還是平行焊縫方向，存在于焊縫左側(cè)區(qū)域的殘余應(yīng)力主要為拉應(yīng)力，而焊縫右側(cè)區(qū)域同時存在拉應(yīng)力區(qū)和壓應(yīng)力區(qū)，這與兩塊試樣焊接前的同軸對稱度、焊接過程中試樣的單側(cè)振動以及焊后的冷卻不均勻有關(guān)。

（1）垂直焊縫方向應(yīng)力。

圖6為A-A、B-B和C-C截面上垂直焊縫方向殘余應(yīng)力的分布情況，可見，垂直于焊縫方向的殘余應(yīng)力達(dá)到較好的平衡狀態(tài)。在距焊縫中心線±10mm的區(qū)域內(nèi)，A-A截面的殘余應(yīng)力呈V字形分布，最大殘余壓應(yīng)力出現(xiàn)在焊縫中心線處。從焊縫中心向熱影響區(qū)的過渡過程中，殘余壓應(yīng)力逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力。

圖5 殘余應(yīng)力分布云圖Fig.5 Distribution of the residual stress

在距焊縫中心線±10mm的區(qū)域內(nèi)，B-B和C-C截面的殘余應(yīng)力呈W字形分布，表現(xiàn)為殘余壓應(yīng)力。由圖6中的2個方框所示，焊縫中心線上A-A截面處的殘余壓應(yīng)力數(shù)值為-178MPa，明顯小于B-B和C-C截面在焊縫中心線上的壓應(yīng)力值-296MPa和-338MPa，這是因為A-A截面所在位置為焊接試樣的縱軸線，在焊接結(jié)束后的冷卻過程中，焊縫中心區(qū)的冷卻速度要明顯小于焊縫兩端（B-B和C-C截面處）冷卻速度，致使焊縫中心區(qū)冷卻到室溫的時間晚于B-B和C-C截面，最終焊縫中心區(qū)開始冷卻而發(fā)生體積收縮時受到周圍已經(jīng)凝固部分的約束，體積收縮將受到阻礙，而焊縫兩端將受到來自中心區(qū)的壓應(yīng)力作用。

從圖6中的橢圓框可知，B-B和C-C截面的最大殘余壓應(yīng)力并沒有出現(xiàn)在焊縫中心線上，而是在靠近焊縫中心線的左右兩邊各出現(xiàn)一個壓應(yīng)力峰值。這與焊接過程中焊縫不同位置的溫度分布以及金屬的塑性流動有關(guān)。塑性變形的金屬在焊接過程中不斷向邊緣移動，最后在頂鍛力作用下，部分金屬被擠出，形成飛邊。飛邊擠出時帶有很高的溫度，與周圍環(huán)境存在較大的過冷度，造成飛邊發(fā)生體積收縮，由此產(chǎn)生熱應(yīng)力和相變應(yīng)力。飛邊中心由于與焊縫中心相聯(lián)通，冷卻的時間會更長，最終凝固收縮時將再次對飛邊邊緣施加壓應(yīng)力。

圖6 垂直焊縫方向的殘余應(yīng)力Fig.6 Residual stress distribution in transverse direction

（2）平行焊縫方向應(yīng)力。

圖7為D-D、E-E和F-F截面上平行焊縫方向的殘余應(yīng)力分布情況，焊縫中心D-D截面的中心段存有較高的殘余拉應(yīng)力，至焊縫兩端逐漸下降為壓應(yīng)力。這是因為在摩擦焊接過程中，焊縫一直是溫度最高的區(qū)域，焊后將發(fā)生體積收縮卻受到左右熱影響區(qū)的約束，因此受到拉應(yīng)力作用。E-E和F-F截面上的應(yīng)力變化特征具有一致性，受縱向體積收縮不均勻的影響，拉應(yīng)力與壓應(yīng)力交替分布。

圖7 平行焊縫方向殘余應(yīng)力Fig.7 Residual stress distribution in longitudinal direction

3 結(jié)論

（1）熱機影響區(qū)內(nèi)的α相和β轉(zhuǎn)變體在線性摩擦焊接過程中被不同程度地拉長，變形嚴(yán)重，組織呈現(xiàn)清晰的流線和帶狀組織。焊縫區(qū)存在超細(xì)晶粒區(qū)，顯微組織由細(xì)小的片狀α相和β相組成，是原始β晶粒在應(yīng)力和變形的共同作用下發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，進(jìn)而限制了片層狀α的生長而形成。

（2）垂直于焊縫的橫截面上，垂直焊縫方向的殘余應(yīng)力在焊縫中心和焊縫端部分別呈現(xiàn)V字形和W字形分布特征，而在焊縫縱截面上，平行焊縫方向的殘余應(yīng)力分布特征為中心段存有較高的殘余拉應(yīng)力，至焊縫兩端逐漸下降為壓應(yīng)力。

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