FGH96/GH4169高溫合金慣性摩擦焊微觀組織及演變過程

北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 王 彬 黃繼華

中航工業(yè)北京航空制造工程研究所 張?zhí)飩} 季亞娟 何勝春

慣性摩擦焊是通過待焊部件相互摩擦產(chǎn)生熱量，在頂鍛力的作用下使材料發(fā)生塑性變形與流動(dòng)，進(jìn)而形成連接的一種固相焊技術(shù)。目前在航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體渦輪轉(zhuǎn)子焊接技術(shù)研究方面，國外先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)公司普遍認(rèn)為慣性摩擦焊性能好、質(zhì)量穩(wěn)定、可靠性高，在該部件焊接領(lǐng)域具有明顯的優(yōu)勢，已成為焊接高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體渦輪轉(zhuǎn)子部件的關(guān)鍵工藝方法[1]。研究工作者對慣性摩擦焊的組織結(jié)構(gòu)、接頭性能及數(shù)值模擬技術(shù)進(jìn)行了探索，并取得了一定的進(jìn)展[2-3]。

粉末高溫合金組織均勻，宏觀偏析小，合金化程度高，屈服強(qiáng)度高且抗疲勞性能好，是先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤等部件的優(yōu)選材料[4-5]。FGH96合金作為γ′相沉淀強(qiáng)化型粉末高溫合金，優(yōu)化了材料的抗裂紋擴(kuò)展能力，可以滿足高推重比、高燃效航空發(fā)動(dòng)機(jī)使用溫度750 ℃的要求[6]。GH4169合金以γ″相、γ′相以及δ相沉淀強(qiáng)化，其650℃以下的屈服強(qiáng)度在變形高溫合金中較高，具有良好的高溫使用及工藝性能，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪軸的常用材料[7-8]。

本文以FGH96/GH4169慣性摩擦焊接頭為研究對象，測量慣性摩擦焊接頭的界面溫度，并對焊接接頭的微觀組織及演變過程進(jìn)行分析，以期為今后航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪部件的焊接提供技術(shù)和理論支撐。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用FGH96合金是鎳基γ′相沉淀強(qiáng)化型粉末冶金高溫合金,基體為γ相，主要強(qiáng)化相γ′相體積分?jǐn)?shù)約占33%～36%，其主要名義成分為：Cr（15.6%～16.6%）、Co（12.5%～13.5%）、W（3.8%～4.2%）、Mo（3.8%～4.2%）、Al（2.0%～2.4%）、Ti（3.5%～3.9%）、Nb（0.6%～1.0%）、Zr（0.025%～0.05%）、C（0.02%～0.05%）、Ce（0.01%）、Ni（其余）。試驗(yàn)所用的另一種材料為由γ″相、γ′相及δ相沉淀強(qiáng)化的GH4169鎳基高溫合金，其主要名義成分為：Ni （50.0%～55.0%）、Cr（17.0%～21.0%）、Mo（2.80%～3.30%）、Al （0.30%～0.70%）、Ti（0.75%～1.15%）、Nb（4.75%～5.50%），Mg（0.01%），F(xiàn)e（其余）。FGH96及GH4169高溫合金組織分別如圖1、圖2所示，均由等軸γ相晶粒組成，GH4169高溫合金具有明顯的孿晶特征，同時(shí)有強(qiáng)化相在合金中分布，δ相呈顆粒狀，分布在γ′相基體的晶界位置。

采用MTI MODEL300BX慣性摩擦焊機(jī)進(jìn)行焊接，試驗(yàn)試件對焊面尺寸為φ60mm×40mm的圓環(huán)面，工藝參數(shù)為轉(zhuǎn)動(dòng)慣量為34.5kg·m2，飛輪轉(zhuǎn)數(shù)150～750r/min，頂鍛壓力12.4～15.2MPa。圖3為慣性摩擦焊原理示意圖。焊接過程中采用YOKOGAWA（恒河）DX2000新型網(wǎng)絡(luò)無紙記錄儀進(jìn)行測溫，熱電偶絲選用K型熱電偶，測量周期為125ms。

焊后用CuCl 鹽酸酒精試劑腐蝕拋光后的試樣在DSX500光學(xué)顯微鏡和Quanta 250掃描電鏡下觀察慣性摩擦焊接頭的組織形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 摩擦面測溫結(jié)果

圖1 FGH96母材顯微組織Fig.1 Microstructure of FGH96 base metal

圖2 GH4169母材顯微組織Fig.2 Microstructure of GH4169 base metal

圖3 慣性摩擦焊焊接示意圖Fig.3 Schematic plan of IFW

慣性摩擦焊升溫過程時(shí)間較短，用時(shí)約十幾秒。圖4為在試件距焊接面1.5mm處測溫點(diǎn)所測近界面溫度的變化曲線。

在摩擦焊開始初期，兩試件相互接觸，工件表面存在相對粗糙狀態(tài)且表面上附有氧化膜等雜質(zhì)，表面間未達(dá)到充分接觸狀態(tài)，摩擦系數(shù)較小，摩擦加熱功率較低；隨著摩擦繼續(xù)進(jìn)行，試件表面微觀凸起相互擠壓、碰觸，產(chǎn)生較大的剪切應(yīng)力，溫度經(jīng)歷一個(gè)先期緩慢上升的過程。摩擦前期主要摩擦機(jī)制為相對轉(zhuǎn)動(dòng)的對焊面之間的摩擦，在摩擦面上存在速度突變，屬于摩擦學(xué)定義的外摩擦。

焊接過程繼續(xù)進(jìn)行，表面微觀凸起在剪切作用下逐漸平整，摩擦面逐漸實(shí)現(xiàn)充分接觸，而且摩擦面近域形成高溫塑性金屬層，摩擦機(jī)制逐步過渡為內(nèi)摩擦，粘塑性金屬形成具有一定速度梯度的塑性層，相對速度不同的塑性層間速度連續(xù)變化。這種運(yùn)動(dòng)會(huì)產(chǎn)生材料內(nèi)部剪切作用并導(dǎo)致熱量生成。外摩擦和內(nèi)摩擦提供熱量的實(shí)質(zhì)為機(jī)械能轉(zhuǎn)化為熱能的能量轉(zhuǎn)換，試件或試件的一部分將其運(yùn)動(dòng)傳遞給與其接觸的另一試件或其一部分，最后兩者的運(yùn)動(dòng)狀態(tài)趨同，同時(shí)在摩擦過程中機(jī)械運(yùn)動(dòng)轉(zhuǎn)化為分子熱運(yùn)動(dòng)，為焊接過程提供溫度場。

圖4 測溫結(jié)果Fig.4 Result of temperature measuring

GH4169合金中δ相的起始固溶溫度為980℃，觀察測溫結(jié)果，可見慣性摩擦焊近界面處最高溫度超過1100℃，達(dá)到母材強(qiáng)化相固溶溫度區(qū)間，可以推斷在慣性摩擦焊過程中，焊縫界面組織會(huì)發(fā)生強(qiáng)化相回溶。

慣性摩擦過程依時(shí)序可以分為4個(gè)階段，即初始摩擦階段、過渡摩擦階段、準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段及減速完成階段。本試驗(yàn)通過不同飛輪轉(zhuǎn)數(shù)焊接接頭的組織結(jié)構(gòu)特征來分析慣性摩擦焊的時(shí)序特征，從而展示摩擦焊接頭的演變過程。

2.2 初始摩擦階段

摩擦初期FGH96/GH4169高溫合金慣性摩擦焊接頭的典型組織形貌如圖5所示。可以看出，兩側(cè)基體金屬的微觀凸起部分先發(fā)生接觸并實(shí)現(xiàn)微焊合，此時(shí)大部分金屬基體并未實(shí)現(xiàn)接觸。這是由于固體表面不平整且附有氧化膜等雜物，而摩擦初期金屬表面的接觸主要是在表面凹凸的凸起位置，摩擦界面的應(yīng)力狀態(tài)分布也很不均勻，微觀凸起接觸的部分承擔(dān)了主要的剪切應(yīng)力。在摩擦焊形成的高溫高壓物理場的作用下，兩側(cè)基體的微觀凸起超過彈性極限，發(fā)生微焊合形成一體，接著焊成一體的微凸體單元在旋轉(zhuǎn)的作用下在較弱側(cè)表面被撕開，呈現(xiàn)剪切摩擦的特征。

圖5 初始摩擦階段界面組織Fig.5 Interface Microstructure at initial phase

GH4169合金與FGH96合金相比，高溫強(qiáng)度較低，在GH4169合金側(cè)首先產(chǎn)生磨損顆粒。在本階段摩擦主要作用于金屬表面的微觀凸起，從圖中可以看出金屬內(nèi)部組織仍保有母材形貌特征，未發(fā)生明顯變化。

2.3 過渡摩擦階段

過渡摩擦階段的典型組織形貌如圖6所示。此階段兩側(cè)基體進(jìn)一步接近，表面凸起經(jīng)過擠壓，微焊合完成度增加，摩擦表面的真實(shí)接觸面積逐漸增大達(dá)到100%，焊接面形成不同程度互相吻合的鋸齒或條帶狀形貌。摩擦系數(shù)增大，摩擦加熱功率迅速增加，接觸面溫度迅速升高，兩側(cè)基體的強(qiáng)度下降，而塑性明顯增高，且兩者的熱強(qiáng)性差異更加明顯。而在同樣的界面剪切力的作用下，會(huì)優(yōu)先超過GH4169合金屈服應(yīng)力，GH4169合金在接觸區(qū)開始發(fā)生塑性變形。隨著摩擦的繼續(xù)進(jìn)行，GH4169合金發(fā)生更大的塑性流變，界面形成的夾雜大部分是由GH4169基體上剪切下來的；FGH96合金變形則相對較小。本階段摩擦進(jìn)行中磨損顆粒在摩擦壓力的碾壓作用下逐漸細(xì)化、塑化，兩側(cè)金屬組織呈流線狀態(tài)并開始發(fā)生再結(jié)晶，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的晶粒組織。

圖6 過渡摩擦階段界面組織Fig.6 Interface Microstructure at transition phase

過渡摩擦階段摩擦界面上仍存在未被完全擠出的夾雜物，如圖7所示。界面夾雜物包括原始界面上的氧化物等，該階段夾雜物隨著界面的金屬被擠出界面開始形成飛邊，體現(xiàn)了摩擦焊接過程的自清理作用，摩擦界面達(dá)到100%貼合。

圖7 過渡摩擦階段界面夾雜物Fig.7 Inclusions of interface at transition phase

2.4 準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段

準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段摩擦面完全接觸，焊接的各項(xiàng)物理參數(shù)均趨于穩(wěn)定，變形穩(wěn)步增大，飛邊逐漸增大。觀察本階段典型組織形貌（圖8），可發(fā)現(xiàn)界面夾雜物已經(jīng)完全被擠出，界面兩側(cè)組織發(fā)生大的塑性變形并細(xì)化成完全再結(jié)晶晶粒，晶粒失去流線特征，呈等軸狀態(tài)。這是由于，一方面摩界面處摩擦扭轉(zhuǎn)及剪切、壓縮變形一直不斷進(jìn)行，在高溫高應(yīng)變速率狀態(tài)下動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不斷進(jìn)行，晶核大量形成又被擠出，新的一層大變形晶粒形成新晶核，往復(fù)進(jìn)行；另一方面摩擦剪切應(yīng)力及摩擦面塑性流動(dòng)對動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒長大均起阻礙作用，共同作用下界面形成超細(xì)晶組織。

圖8 準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段界面組織Fig.8 Interface Microstructure at quasi stable phase

2.5 減速完成階段

減速階段界面仍保持準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段的組織特征，結(jié)合良好，無缺陷存在。焊縫中心溫度高、壓力大，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力足夠大，最后形成細(xì)小的等軸組織，如圖9（a）所示，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程晶粒長大和阻礙因素共同作用決定了晶粒的最終尺寸。細(xì)晶區(qū)與母材間為熱力影響區(qū)，如圖9（b）、（c）所示，該區(qū)變形溫度相對較低，應(yīng)變速率較小，達(dá)不到再結(jié)晶所需激活能，無再結(jié)晶現(xiàn)狀發(fā)生，但是發(fā)生了明顯的塑性變形，初生等軸組織被不同程度地扭轉(zhuǎn)和拉長，由等軸狀變成條帶狀，形成流線組織。

3 結(jié)論

（1）慣性摩擦焊準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段界面最高溫度超過1100℃，達(dá)到母材強(qiáng)化相的固溶溫度區(qū)間。

（2）初始摩擦階段對焊試件表面不平且存在附著物，起始摩擦系數(shù)較小，摩擦過程中GH4169側(cè)率先產(chǎn)生磨損顆粒，摩擦面積逐漸增大，摩擦系數(shù)及加熱功率隨之上升。

圖9 焊后接頭組織Fig.9 Microstructure of welded joint

（3）過渡摩擦階段對焊試件基本達(dá)到完全接觸狀態(tài)，前期產(chǎn)生的磨粒、氧化物等在摩擦應(yīng)力作用下細(xì)化并在高溫下軟化，并隨界面金屬流動(dòng)被擠出，開始形成飛邊，產(chǎn)生對界面夾雜物的自清理作用。

（4）準(zhǔn)穩(wěn)定摩擦階段金屬塑性層在高溫高壓狀態(tài)下被不斷擠出，持續(xù)形成飛邊，界面近域組織發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶區(qū)與母材間原始晶粒在應(yīng)力作用下被拉長，形成流線組織，最后接頭由對等軸細(xì)晶、拉長晶區(qū)、母材組成。

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