杜隨更，劉冠翔，李菊

(1.西北工業(yè)大學，航空發(fā)動機高性能制造工信部重點實驗室，西安，710072；2.中國航空制造技術研究院，航空焊接與連接技術航空科技重點實驗室，北京，100024)

0 序言

整體葉盤是航空發(fā)動機質量減輕與性能提升的重要因素之一.線性摩擦焊技術作為一種新型固態(tài)焊接技術，融合了摩擦、焊接、塑性加工等多種學科與技術于一體，在整體葉盤加工方面有獨特的優(yōu)勢，已經(jīng)成為航空發(fā)動機制造業(yè)中一項關鍵的制造和修復技術.

國內外對鈦合金線性摩擦焊接頭的金相組織與力學性能進行了大量的研究[1-10]，結果表明，焊接接頭焊合區(qū)會發(fā)生動態(tài)再結晶形成細小的等軸晶粒，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TC17(α+β)/TC17(β)鈦合金線性摩擦焊接頭進行熱處理試驗，結果表明，焊態(tài)下接頭焊縫區(qū)發(fā)生再結晶，界面處為亞穩(wěn)定β 相組織，顯微硬度低于母材.TC17(α+β)側熱力影響區(qū)因焊接時間短，殘留了大量的初生α 相.隨著熱處理溫度的升高，細小的次生α 相長大，部分發(fā)生球化，接頭的疲勞強度提高，斷裂韌度增加.Zhao 等人[6]對TC11/TC17 異種鈦合金焊接接頭進行試驗，發(fā)現(xiàn)TC11 側焊接區(qū)存在大量針狀細小馬氏體沉淀相和殘余β 相，而TC17 側焊接區(qū)主要由粗大的β 晶粒組成，同時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 側焊接區(qū).Dalgaard 等人[7]對近β 型鈦合金Ti-5A1-5V-5Mo-3Cr(Ti-5553)線性摩擦焊行為進行了研究.結果發(fā)現(xiàn)，在焊合區(qū)中心±2 mm 內存在軟化區(qū)域.拉伸試驗過程中，試樣斷裂于熱力影響區(qū)(thermal-mechanical affected zone，TMAZ)距焊合區(qū)1 mm 內的再結晶焊接區(qū)，斷裂區(qū)的應變約為拉伸試樣平均應變的5 倍.英國伯明翰大學Yina 等人[8]對Ti-6Al-4V(TC4)，Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo(Ti6246)等典型鈦合金線性摩擦焊接頭進行了電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)分析.結果發(fā)現(xiàn)，焊態(tài)下Ti6246 的焊合區(qū)為細小晶粒，其內具有致密的針狀正交α″相.在焊后熱處理過程中，焊合區(qū)正交α″相轉變?yōu)榱肆溅?相.García 等人[9-10]對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程進行了立體數(shù)據(jù)圖像關聯(lián)(stereo digital image correlation，SDIC)分析，并結合相關區(qū)域的EBSD 及Schmid 因子分析，指出焊態(tài)下接頭的強度和塑性都顯著降低，應變速率場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)組織重結晶成β+α 組織，抗拉強度和疲勞強度幾乎恢復，宏觀和局部塑性改善，拉伸和疲勞試樣斷裂區(qū)在遠離焊接區(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).通過焊后超聲沖擊以及高溫固溶 +時效處理(簡稱為時效)，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度高、塑性低的特點.文中綜合鈦合金線性摩擦焊接頭彎曲與拉伸性能優(yōu)化了焊后時效處理(post weld aging treatment，PWAT)溫度，對比分析了PWAT 前后焊接區(qū)內的弱化區(qū)及接頭不同區(qū)域的組織，為進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 試驗方法

試驗所用材料是發(fā)動機整體葉盤常用的TC17 鈦合金，其化學成分為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，相應的顯微組織如圖1 所示.兩種母材組織中都明顯存在兩級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，振動方向的尺寸為22 mm.焊前用丙酮擦拭表面.焊接試驗采用西北工業(yè)大學研制的LFW-250 型線性摩擦焊機，最大頂鍛力為250 kN，配有焊接過程計算機測控系統(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

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

因為線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，定義焊接面振動方向為X，垂直于振動方向為Y，焊接頂鍛方向為Z.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方向進行顯微硬度測試.焊縫區(qū)居于拉伸試樣和彎曲試樣中心位置.拉伸和彎曲試驗分別按照GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗 第1 部分：室溫試驗方法》和GB/T 223—2010《金屬材料 彎曲試驗方法》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，彎曲試驗時壓頭對準焊縫區(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行顯微組織的觀察與分析；采用GNT100 型電子式萬能試驗機進行接頭的力學性能試驗；采用Struers Duramin-A300 型顯微硬度測試儀進行顯微硬度測試，加載載荷為0.98 N，保壓時間15 s.硬度測試點位于焊接界面中心部位沿Z向分布.

2 試驗結果與分析

2.1 焊后時效溫度對焊接接頭顯微硬度的影響

圖2 為不同時效溫度時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，導致兩側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)的范圍標識出了焊接區(qū)(焊合區(qū)+兩側熱力影響區(qū))的范圍，TC17(β)側軟化范圍較寬，約3 mm；TC17(α+β) 側較窄，約2.5 mm.由于兩種母材的時效溫度均為630 ℃，分析認為接頭兩側HAZ范圍為焊接過程中熱循環(huán)最高溫度超過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)側有顆粒狀α 相，二次α 相少，所以軟化區(qū)范圍比TC17(β)側略窄.

圖2 不同時效溫度時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)過焊后時效，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)兩側約1 mm 范圍內的顯微硬度，經(jīng)400 ℃時效后硬度就高于母材，呈“幾”字型分布，焊合區(qū)兩側約1 mm 范圍外的硬度也基本恢復到焊前母材硬度水平.當焊后時效溫度為500 ℃時，顯微硬度值基本達到最高.當時效溫度升高超過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.TC17(α+β)側和TC17(β)側硬度值隨焊后時效溫度的變化規(guī)律也不盡相同.

上述硬度變化規(guī)律說明，焊態(tài)下接頭軟化區(qū)的軟化機制在靠近焊合區(qū)的中心部位與兩側其它部位是不一樣的.分析認為，焊接過程中焊接界面溫度可達到1 200 ℃左右，靠近焊合區(qū)的中心部位焊接過程中溫度超過了β 相變溫度，一次和二次α 相均轉變?yōu)棣?相，形成完全固溶區(qū).焊態(tài)下為過冷β 相，硬度降低；焊后時效后，過冷β 相中再次析出均勻細小的α 相，硬度升高。由于沒有粗大的一次α 相，所以硬度比母材還要高.當焊后時效溫度升高超過550 ℃后，α 相析出長大，導致焊合區(qū)及其附近區(qū)域的硬度呈現(xiàn)逐漸下降的趨勢.而完全固溶區(qū)兩側的半固溶區(qū)，焊接過程中只是細小的二次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 焊后時效溫度對焊接接頭彎曲及拉伸性能的影響

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

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

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

圖4 為彎曲與拉伸試件的典型宏觀形貌.從圖4 可知，無論是彎曲試樣還是拉伸試樣，焊接區(qū)TC17(β)側有明顯的與不同晶粒表面塑性變形大小相關的浮凸形貌，TC17(α+β)側表面塑性變形小且均勻，沒有明顯的浮凸效應.TC17(α+β)側TMAZ的塑性要優(yōu)于TC17(β)側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).該處對應于圖2 中硬度變化梯度大的區(qū)域，說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)是指焊接過程中微觀組織和性能相對于母材發(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)是指焊接過程中兩側材料發(fā)生了相互粘著摩擦及塑性變形的機械結合、合金元素相互擴散的物理結合，以及形成共有動態(tài)再結晶晶粒的冶金結合的區(qū)域.熱力影響區(qū)可分為3 個組織不同區(qū)域：①緊靠焊合區(qū)，發(fā)生了完全動態(tài)再結晶、晶粒細小的窄小區(qū)域稱為動態(tài)再結晶區(qū)；②沒有發(fā)生動態(tài)再結晶，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)中的動態(tài)再結晶區(qū)和焊合區(qū)的動態(tài)再結晶區(qū)的區(qū)別在于是否有另一側的合金元素的參與，即焊合區(qū)的動態(tài)再結晶區(qū)寬度為兩側合金元素的相互擴散寬度.對于異種材料的焊接，焊合區(qū)的動態(tài)再結晶區(qū)寬度很好界定.同種材料的焊合區(qū)是動態(tài)再結晶區(qū)中心變形更劇烈、動態(tài)再結晶晶粒尺寸更細小、長寬比更大、晶界更不連續(xù)的區(qū)域.有些文獻也把接頭中心發(fā)生動態(tài)再結晶的區(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)及其兩側細晶區(qū)的微觀組織.從圖6a 可以看出，焊合區(qū)組織為完全再結晶等軸組織，晶粒內部看不到針片狀的α 相，為典型的亞穩(wěn)定β 細晶組織.這是由于焊接過程中，焊接界面最高溫度大約1 200 ℃，高于TC17 鈦合金β 轉變溫度890 ℃.焊接過程中焊合區(qū)及近區(qū)組織全部轉變?yōu)棣?相.同時在高溫以及大變形的熱力耦合作用下發(fā)生了動態(tài)再結晶，形成了細小等軸狀的再結晶晶粒，晶粒尺寸為4～ 6 μm.焊后冷卻速率很快，β 相來不及轉變分解析出α 相，所以形成了單一的亞穩(wěn)定β 細晶組織.β 相基體為體心立方結構，合金元素過飽和溶解在基體當中，只有一定的固溶強化效果，而沒有α 相的第二相強化作用，所以焊態(tài)下該區(qū)域的硬度、強度顯著下降(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)的細晶區(qū)也具有焊合區(qū)的細晶組織特點，在焊接過程中細晶區(qū)溫度超過β 轉變溫度，同時塑性變形程度大，發(fā)生了動態(tài)再結晶.但該區(qū)組織內合金元素成分不均勻，仍殘留著變形α 相形態(tài)，TC17(α+β)側為短棒狀，為原顆粒狀α 相變形后的形態(tài)；TC17(β)側為長條針狀，為原一次條狀α 相變形后的形態(tài).TC17(α+β)細晶區(qū)殘余α 相周邊區(qū)域中析出了細小的α 針狀組織，TC17(β)側細晶區(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)及兩側細晶區(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)特點是溫度低，變形程度小.組織特點是有明顯的晶粒塑性變形，但沒有發(fā)生或完全發(fā)生動態(tài)再結晶；焊接過程中部分細小的二次次生針狀α 相已經(jīng)溶解于基體內，所以該區(qū)焊態(tài)下也發(fā)生了軟化.圖7a為TC17(α+β)側變形區(qū)組織，β 轉變組織內的二次次生針狀α 相已經(jīng)溶解于基體內，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，沿受擠壓和振動方向拉長.初生α 相內能看到明顯的滑移孿晶.β 轉變組織的體積分數(shù)較母材相對增加，說明焊接時此區(qū)域的溫度處于α+β 兩相區(qū)內，α 相部分轉變成為β 相.當焊接完成時，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.由于焊接升溫過程較快，高溫停留時間短，變形區(qū)內的初生α 相來不及完全相變，即使高溫下發(fā)生了β 轉變，局部成分也來不及均勻化，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，故在急冷過程中形成針狀α 相.

圖7 TC17(α+β)和 TC17(β)側變形區(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 焊后時效溫度對焊合區(qū)組織影響

圖8 為經(jīng)不同時效溫度時效后焊合區(qū)的組織形貌.與焊態(tài)相比，時效后基體β 相晶粒仍然保持等軸的細晶，但β 相基體上已經(jīng)開始析出針狀α 相，相應硬度恢復升高.經(jīng)過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.時效溫度升高至600 ℃時(圖8c)，晶粒內析出的α 針狀組織的尺寸較500 ℃有明顯提升，長度約為0.6 μm，晶界寬約為0.1 μm，晶粒尺寸約為4～ 5 μm.當時效溫度為630 ℃時(圖8d)，析出的α 針狀組織長度約為0.7～ 0.8 μm，晶粒尺寸為4～ 5 μm，晶界寬度約為0.23 μm，較600 ℃又進一步提高.這說明隨著時效溫度的升高，析出的α 針狀組織逐漸粗化.隨α 針狀組織逐漸長大，硬度逐漸降低，但彎曲塑性增大.

圖8 不同時效溫度時效后焊合區(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 焊后時效溫度對變形區(qū)組織的影響

圖9 為經(jīng)過不同時效溫度時效后接頭兩側變形區(qū)組織.圖9a 為經(jīng)過時效溫度400 ℃時效后TC17(α+β)側變形區(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 基體內部在掃描電鏡下難以觀察到析出相；圖9c 為500 ℃時TC17(α+β)側變形區(qū)組織，此時亞穩(wěn)定β 相經(jīng)時效后分解生成細小針狀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.當時效溫度升高至600 ℃時，如圖9e 所示，晶粒較500 ℃時均勻且容易區(qū)分，說明隨著時效溫度升高，靜態(tài)再結晶程度也在增加.此時由亞穩(wěn)定β 相分解析出的針狀α 相在長度與寬度方向上均有明顯增大趨勢.時效溫度600 ℃時析出的α 針狀組織長度約為1～ 1.2 μm，晶界寬度約為0.15 μm，且在初生α 相相界處向相內生成的針狀α 相的程度較500 ℃增加.當時效溫度升高至630 ℃時，如圖9g 所示，靜態(tài)再結晶程度較600 ℃時增加，晶粒細化約為3～ 4 μm，同時析出的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.一旦細小的α 針狀組織析出，硬度就會上升恢復到母材水平.但由于該區(qū)大量的一次α 相焊態(tài)下并沒有溶解，焊后時效后硬度并不會比母材高.

圖9 不同時效溫度時效后接頭兩側變形區(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)側變形區(qū)變化規(guī)律與TC17(α+β)側類似，如圖9b、圖9d、圖9f 和圖9h 所示.未變形的初生α 相，代之以細長的一次針狀α 相.隨著時效溫度的增加，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)側變形區(qū)，TC17(β)側變形區(qū)仍然可以看到沿振動方向被壓扁的原始β 晶粒的晶界及其附近發(fā)生動態(tài)再結晶生成的均勻晶粒.

3 結論

(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效溫度為550 ℃，接頭彎曲角度和抗拉強度分別達到母材的36%和95%.

(2) 線性摩擦焊接頭TC17(α+β)側TMAZ 受力后變形更均勻，其強塑性能均優(yōu)于TC17(β)側TMAZ.接頭的弱化區(qū)對應于TC17(β)側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)下組織為過冷β 細晶，硬度最低；經(jīng)焊后時效處理，過冷β 相內部析出了細小針狀α 相，硬度升高，且明顯高于母材.