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整體葉盤是新一代航空發(fā)動機實現(xiàn)結(jié)構(gòu)創(chuàng)新與技術(shù)跨越的核心部件，也是高效、低油耗航空發(fā)動機所要采用的關(guān)鍵結(jié)構(gòu)，目前該結(jié)構(gòu)已被廣泛應(yīng)用于新一代航空發(fā)動機的風(fēng)扇、壓氣機和渦輪轉(zhuǎn)子上[1,2]。線性摩擦焊接技術(shù)是一種新型、優(yōu)質(zhì)、高效、精密、節(jié)能的固態(tài)焊接技術(shù)，在異種鈦合金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(guān)鍵的制造和修復(fù)技術(shù)[3,4]。

國內(nèi)外對鈦合金線性摩擦焊接接頭的顯微組織和微結(jié)構(gòu)進行了初步研究[5,6,7,8,9,10]，結(jié)果表明焊接接頭在焊接過程中塑性變形與動態(tài)再結(jié)晶(DRX)同時進行，焊合區(qū)形成了細(xì)小的等軸晶粒，熱力影響區(qū)有大量的細(xì)長晶粒和少量再結(jié)晶晶粒。文獻[11,12,13,14,15]報道了Ti-6Al-4V線性摩擦焊接接頭內(nèi)α相的取向差分布，表明織構(gòu)在焊合區(qū)和熱力影響區(qū)的分布基本不變，α相基極位于母材(Z0)方向的0°、60°和90°附近。文獻[16,17,18,19,20]對異種鈦合金線性摩擦焊接頭形成機理進行研究，指出焊接過程中以及焊后摩擦界面始終存在，焊合線處形成了共生晶粒，通過擴散與再結(jié)晶的共同作用形成摩擦焊焊接接頭。Ma等[21]對一種固溶強化鎳基高溫合金在線性摩擦焊接過程的結(jié)構(gòu)演化進行了研究，結(jié)果表明焊接過程中發(fā)生了不連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶，并伴隨有部分連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶和靜態(tài)再結(jié)晶。Ma等[22]和陳燕[23]采用透射電鏡對TC4線性摩擦焊接頭組織進行研究，發(fā)現(xiàn)在焊接過程中，隨變形程度逐漸增加，大量位錯聚集纏結(jié)，胞狀亞結(jié)構(gòu)構(gòu)成再結(jié)晶晶粒的核心。隨著界面溫度的降低，α晶粒沿β晶界逐漸生長，或向晶內(nèi)生長，最終形成焊縫的細(xì)晶組織。

綜上，異種材料的焊接問題在本質(zhì)上是焊接接頭的界面問題，但在界面形成機理方面仍需要深入研究[24]。本工作以航空發(fā)動機雙性能盤常用的材料TC11和TC17異種鈦合金摩擦焊接接頭為研究對象，觀察其微觀組織，分析線性摩擦焊接接頭的界面組成及連接機理。

實驗所用材料為發(fā)動機整體葉盤常用的TC11 (Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)和TC17 (Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)鈦合金[25]。待焊工件尺寸為76 mm×15 mm×22 mm，焊接面為15 mm×22 mm，焊前用丙酮擦拭表面。焊接實驗采用LFW-250型線性摩擦焊機，最大頂鍛壓力為250 kN，配有焊接過程計算機測控系統(tǒng)。焊接工藝參數(shù)為：振動頻率50 Hz，振動振幅2 mm，摩擦壓力55 MPa，頂鍛壓力110 MPa。焊接完成后，對焊接件進行回火；回火制度為530 ℃、2 h，空冷。

焊接接頭掃描電鏡(SEM)試樣腐蝕液采用Kroll試劑(體積比HF∶HNO3∶H2O=2∶5∶100)，透射電鏡(TEM)試樣通過離子減薄儀制備。采用配備INCA能譜儀(EDS)的Quanta FEG400 SEM和Tecnai G2 20S TEM (配備EDAX能譜系統(tǒng))觀察分析焊接接頭界面顯微組織和元素分布。

TC11和TC17鈦合金的母材組織如圖1所示。焊接接頭組織宏觀形貌如圖2所示。線性摩擦焊接接頭大致可分為3個不同的組織區(qū)域，分別為焊合區(qū)(WZ)、熱力影響區(qū)(TMAZ)和母材。焊合區(qū)是指兩側(cè)材料的合金元素相互擴散及發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶時有相互作用的區(qū)域。從圖2可以看出，焊合區(qū)位于兩側(cè)材料摩擦接觸的界面附近，光鏡下呈現(xiàn)出一條黑白相間的帶狀組織的區(qū)域。熱力影響區(qū)包括2個部分，即緊靠焊合區(qū)、發(fā)生了完全動態(tài)再結(jié)晶、晶粒非常細(xì)小的窄小區(qū)域稱為近縫區(qū)，和從近縫區(qū)過渡到母材區(qū)域、晶粒發(fā)生明顯拉伸形變的區(qū)域稱為變形區(qū)。

2.2.1 界面SEM觀察

大量觀察發(fā)現(xiàn)，在焊合界面上有些部位形成了共有晶粒，即兩側(cè)材料的連接界面出現(xiàn)在同一個晶粒內(nèi)部，如圖3a中箭頭A所指；有些部位則為明顯的晶界面，界面兩側(cè)分別為2種材料，如圖3a中箭頭B所指。圖3b和c分別為箭頭A處和B處的放大圖。可以看出，在界面的兩側(cè)晶粒內(nèi)部均析出了細(xì)小的針狀馬氏體α。由于TC17合金中含有的β穩(wěn)定元素較多，降低了相變溫度，所以TC17焊縫處等軸晶內(nèi)析出的α針比TC11側(cè)的細(xì)小。并且，由于焊合區(qū)的晶粒較細(xì)，α相的形核位置較多，導(dǎo)致形成的α相片束均小于相應(yīng)母材。由圖3b可以看出，一個共有晶粒內(nèi)兩側(cè)材料的針狀馬氏體α之間并不連貫，有個明顯的界面。但金相腐蝕表面高度及顏色襯度變化不大，反映界面處成分、組織及晶格結(jié)構(gòu)變化梯度小，沒有發(fā)生突變。由圖3c可以看出，共有晶界處被腐蝕出深溝，反映該晶界處成分、組織及晶格結(jié)構(gòu)變化梯度大，發(fā)生了突變。對比圖3b和c可以看出，雖然兩側(cè)各自組織特征基本相同，但中間的界面特征完全不同：圖3b顯示的是同一共有晶粒內(nèi)，不同成分、組織結(jié)構(gòu)形成的相界面，圖3c顯示的是2個成分、組織結(jié)構(gòu)均不同的晶粒形成的晶界面。

2.2.2 界面成分分析

圖3d是和圖3a同一位置的背散射圖，可以直觀看出2種材料的焊合界面，焊合界面處成分的變化梯度，以及和兩側(cè)晶粒的相互關(guān)系。對焊接界面進行線掃描成分分析，擬合結(jié)果如圖3e和f所示。可以看出，在共有晶界處Al元素的擴散距離大約為1.62 μm；Cr元素的擴散距離大約為1.46 μm。在共有晶粒內(nèi)界面兩側(cè)，Al元素的擴散距離增大到3.76 μm，Cr增大到2.28 μm。

對比2處可以發(fā)現(xiàn)，在焊接界面的共有晶界處合金元素擴散的距離短，含量變化的斜率大；而在共有晶粒的連接界面處，元素擴散距離大，含量變化的斜率小。

分析認(rèn)為，摩擦焊接過程中變形金屬的動態(tài)再結(jié)晶晶粒優(yōu)先依附在兩側(cè)近縫區(qū)的原有晶粒形核，再結(jié)晶晶界由兩側(cè)向焊合界面處遷移，使再結(jié)晶晶粒長大，同時消耗掉變形組織。新形成的再結(jié)晶晶粒的成分和結(jié)構(gòu)必然盡量與母相相同，所以再結(jié)晶界面前沿、未發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的變形組織內(nèi)、不同于母相的合金元素由于新形成的再結(jié)晶相的排斥作用，必然富集，使得含量增高。在再結(jié)晶晶界遷移過程中，一方面，晶界處由于界面張力作用，所以具有更高的化學(xué)勢，對溶質(zhì)元素有吸附作用，阻礙元素擴散穿越晶界向另一側(cè)擴散。同時晶界移動對溶質(zhì)元素有拖曳作用，溶質(zhì)元素會隨著晶界遷移。再者，晶界起著擴散通道作用，這利于原子沿晶界流向兩側(cè)，使得與變形組織接壤的再結(jié)晶組織前沿的成分均勻化。

若兩側(cè)材料的再結(jié)晶晶界正好遷移至與連接界面重合，則2個晶界在焊接界面處形成一個大角度晶界，即共有晶界。共有晶界兩側(cè)是與各自母相成分、結(jié)構(gòu)相類似的2個晶粒，由于兩側(cè)再結(jié)晶組織對溶質(zhì)元素的排斥效應(yīng)和再結(jié)晶晶界的吸附效應(yīng)，共有晶界處成分變化梯度大，表現(xiàn)為合金元素相互擴散范圍小。若由于變形組織動態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)的差異，一側(cè)晶粒長大到另外一側(cè)變形組織中，即晶界與焊合界面并不重合，則在焊合界面處形成共有晶粒。由于再結(jié)晶晶界對溶質(zhì)元素的吸附和拖曳作用，共有晶粒內(nèi)連接界面處元素濃度變化的范圍較大。

2.2.3 界面組織及結(jié)構(gòu)的TEM分析

圖4a和b為TC11側(cè)熱力影響區(qū)顯微組織的TEM像及選區(qū)電子衍射(SAED)花樣。可以看出，該處組織主要為層片狀的α相以及層間的殘余β相，層片狀的組織寬度為100~200 nm，長度在1.5 μm以上。在層片狀結(jié)構(gòu)上出現(xiàn)了大量的變形孿晶，如圖4b所示。通過對衍射斑點的標(biāo)定發(fā)現(xiàn)，孿晶發(fā)生在α相上，由于α相為hcp結(jié)構(gòu)，滑移系少，在外力作用下塑性變形難以進行，而以晶體的孿生變形為主。

圖4c為TC11側(cè)焊合區(qū)一處明場像，圖4d為該處的SAED斑點及其標(biāo)定。可以看出，這張衍射圖中包含了3套斑點，其中2套斑點分別為鈦合金中的hcp結(jié)構(gòu)的α相和bcc結(jié)構(gòu)的β相，并且兩相之間有如下的位向關(guān)系：(0001)α//(110)β，<11$\overline{2}$0>α //<111>β，即符合Burgers位向關(guān)系。另一套斑點也屬于密排結(jié)構(gòu)的α相，經(jīng)標(biāo)定可知2套α斑點為在[$\overline{1}$11]β相中形成的2種<2$\overline{1}\overline{1}0$>α。

圖4e為TC17側(cè)焊縫顯微組織的TEM像。可以看出，焊合區(qū)附近的細(xì)晶區(qū)A在摩擦焊接過程中變形比較劇烈，該處的晶粒發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，對該區(qū)域進行SAED，可以看到衍射斑點呈環(huán)狀，變形程度大，位錯密度高，局部有晶界。區(qū)域B中變形的α相大多沿著摩擦焊接振動方向排列。區(qū)域C由位向各異的針狀α相組成，這些針狀組織寬度為80~150 nm，長度可達1 μm。

圖5a為一處焊接界面的TEM像，圖5d是圖5a中所示位置的成分線掃描結(jié)果。從圖5d可以看出，在圖5a明暗交接的地方Ti和Cr 2種元素的含量發(fā)生明顯變化，故可確定該位置即為2種材料的焊合界面，左側(cè)材料為TC11，右側(cè)材料為TC17。在TC17一側(cè)，Cr元素含量曲線出現(xiàn)了一段平臺，Ti在該位置含量變大。圖5b為圖5a對應(yīng)的暗場像。可以看出，在界面左右兩側(cè)有顯微結(jié)構(gòu)不同于基體的亮色條塊。將掃描結(jié)果在暗場像中做對比，發(fā)現(xiàn)Cr元素的含量到界面右側(cè)后開始上升，而在亮色條塊處含量沒有發(fā)生變化，之后含量又開始上升。從Cr含量的變化可以看出，亮色條塊為α相，Cr元素為β穩(wěn)定元素，Cr元素在α相中的含量低。所以在達到α相中Cr元素的含量后保持不變。Ti元素含量的變化也是因為Ti在α相中高于β相，從而使得線掃描曲線在亮色條塊處出現(xiàn)這種變化。從暗場像中可以看到，α針的寬度約為100 nm。上述結(jié)果也說明，對雙相組織，焊合區(qū)相界面處的成份變化要大于相內(nèi)部。

圖5c為圖5a焊合界面的放大圖(由于透鏡的磁轉(zhuǎn)角，成像角度有調(diào)整)。可以看出，該區(qū)域包含2個界面及其間的2個微區(qū)——微區(qū)1和微區(qū)2。與線掃描的位置進行對比發(fā)現(xiàn)，界面2為線掃描時元素含量突變的位置，即界面2為TC11再結(jié)晶晶粒與TC17再結(jié)晶晶粒接觸的界面。

圖6a為圖5c中界面1及其近區(qū)的HRTEM像，界面1右側(cè)區(qū)域又可根據(jù)原子排列的有序狀態(tài)由虛線將其分為A、B兩部分。區(qū)域A為在界面1左側(cè)晶粒基礎(chǔ)上生長出來的α相(10$\overline{1}$0)晶面，晶粒位向與界面1左側(cè)晶粒略有區(qū)別。而區(qū)域B為微區(qū)1內(nèi)另一位向的α相。說明界面1是在左側(cè)TC11側(cè)晶粒基礎(chǔ)上開始有序再結(jié)晶生長的界面。

圖6b為圖5c中界面1和界面2之間的HRTEM像，圖中虛線左側(cè)屬于微區(qū)1，虛線右側(cè)屬于微區(qū)2。可以看出原子在微區(qū)1排列基本有序，總體呈長條狀，寬度約30 nm。對圖中區(qū)域C處進行快速Fourier變換(FFT)，如圖6c所示，發(fā)現(xiàn)其為α相的[$\overline{1}$2$\overline{1}$0]晶帶軸的電子衍射。再通過FFT逆變換(IFFT變換)，得{0002}方向晶格條紋過濾像(圖6c右上角)，可以明顯地看到在該方向上存在大量位錯和少部分堆垛層錯。位錯在條狀有序部位之間的密度高。微區(qū)1可以理解為原子在界面1同一晶面上不同部位同時有序生長所形成的，不同條帶之間晶向略有不同，靠位錯調(diào)節(jié)，類似于單晶凝固初期形成的組織，故稱微區(qū)1為有序生長區(qū)。

圖6e為圖5c中微區(qū)2及其近區(qū)的HRTEM像。虛線左側(cè)為微區(qū)1內(nèi)不同位向的α相。虛線與界面2之間寬度為3~6 nm的區(qū)域為微區(qū)2。相對于微區(qū)1，其晶格有序性差，點陣缺陷明顯高。同時微區(qū)1內(nèi)晶粒有序生長過程中，不同于TC11成分的溶質(zhì)原子可能被排斥在生長界面外，進入微區(qū)2，所以該區(qū)域成分變化梯度最大。由于微區(qū)2處于微區(qū)1有序生長前沿，晶格缺陷密度大，溶質(zhì)原子含量高，無法繼續(xù)有序生長，最終主要以非晶組織保留下來，故微區(qū)2被稱為無序生長區(qū)。

圖6f為圖5c中界面2及其近區(qū)的HRTEM像。可以看出，局部垂直界面2的納米晶穿越界面2，進入無序生長區(qū)。對圖中區(qū)域D進行FFT變換，如圖6d所示，標(biāo)定結(jié)果表明此處為α相的再結(jié)晶孿晶。說明界面2是在右側(cè)TC17側(cè)晶粒基礎(chǔ)上開始向TC11側(cè)無序生長區(qū)再結(jié)晶生長的界面。兩側(cè)晶格結(jié)構(gòu)連續(xù)，但成分不同。

由上述分析可以看出，焊接過程中焊縫處的動態(tài)再結(jié)晶可依托兩側(cè)原有晶粒最有利于生長的晶面形核，并垂直于晶面方向生長。再結(jié)晶過程也可形成類似于凝固結(jié)晶的平行有序生長組織。當(dāng)兩側(cè)晶粒的晶格位向相近時，晶界可穿越2種材料的界面(如圖6f)形成共有晶粒。

(1) TC11與TC17異種鈦合金線性摩擦焊接接頭界面上存在共有晶粒和共有晶界。共有晶粒內(nèi)亦包含有一個兩側(cè)成分、組織結(jié)構(gòu)各異的相界，但明顯不同于2個晶粒形成的共有晶界。

(2) 合金元素在共有晶界和共有晶粒內(nèi)部相界兩側(cè)均發(fā)生了相互擴散，但共有晶粒內(nèi)相界處的擴散范圍比共有晶界處大。這與共有晶粒和共有晶界形成過程中對溶質(zhì)元素的排斥、吸附與拖曳作用有關(guān)。

(3) 焊合界面處形成了大量細(xì)小的針狀α相,其內(nèi)有大量的變形孿晶。焊合區(qū)相界面處的成份變化要大于相內(nèi)部。

(4) 共有晶粒內(nèi)的連接界面可分為兩側(cè)材料各自的再結(jié)晶生長界面和有序與無序2個結(jié)晶生長區(qū)。該處動態(tài)再結(jié)晶也有類似于凝固結(jié)晶的有序和無序的結(jié)晶過程.