焊后熱處理對TC11鈦合金線性摩擦焊接頭組織與性能的影響

王旭揚,李 菊,陶 軍,金俊龍,李文亞

(1 西北工業(yè)大學(xué) 材料學(xué)院 陜西省摩擦焊接工程技術(shù)重點實驗室,西安 710072;2 中國航空制造技術(shù)研究院航空焊接與連接技術(shù)航空科技重點實驗室,北京 100024)

近年來隨著航空發(fā)動機的不斷發(fā)展,對航空制造技術(shù)提出了更高的要求。整體葉盤是航空發(fā)動機的重要組成部件,對發(fā)動機性能有著重要影響[1-2]。由于傳統(tǒng)制造方法(如鍛造+機加工)的局限性,越來越難以滿足整體葉盤的高效制造。線性摩擦焊接(linear friction welding, LFW)作為一種先進的固相連接方法,與鍛造機加工相比具有工藝路線簡單、原料浪費少的優(yōu)勢,與傳統(tǒng)熔焊相比不含氣孔夾雜等缺陷、焊縫質(zhì)量高,從而成為航空發(fā)動機整體葉盤制造與維修的關(guān)鍵保障技術(shù)[3-5]。TC11鈦合金是一種雙相(α+β)鈦合金,具有良好的熱加工性,可勝任500 ℃下的服役工作,并能夠在該溫度下保持良好的強度以及塑韌性[6-7]。TC11鈦合金多應(yīng)用于航空發(fā)動機壓氣機的結(jié)構(gòu)件制造[8-9]。線性摩擦焊是高溫變形過程,研究TC11的熱變形行為對線性摩擦焊具有重要意義。郭濤[10]認為,在高溫變形以及熱處理條件下變形α晶粒存在球化趨勢,在900 ℃以上主要為界面分離機制,在較低溫度下則以剪切變形為主。王宏全等[11]認為,α相的形態(tài)變化與熱變形溫度、變形量及變形方式相關(guān)。Artem等[12]對TC11的熱變形進行了模擬,建立了變形參數(shù)與組織間的演化模型。郎波等[13]對TC11線性摩擦焊接頭飛邊組織進行了研究,揭示了焊接界面的演變分為4個過程,即摩擦磨損、黏著剪切、界面金屬形成金屬鍵并發(fā)生大變形和動態(tài)再結(jié)晶過程。Wang等[14]對不同焊接參數(shù)下TC11線性摩擦焊接頭的組織進行了研究,闡明了提高焊接壓力能夠增強織構(gòu)強度,低壓力焊接時容易出現(xiàn)多種織構(gòu)類型。線性摩擦焊完成后,由于冷卻速度極快,接頭內(nèi)部存在較大內(nèi)應(yīng)力,且接頭塑性、韌性較差,在投入使用前通常要進行焊后熱處理。焊后熱處理作為一種重要的線性摩擦焊接頭加工工藝流程,會使線性摩擦焊接頭的組織產(chǎn)生較大改變,進而影響接頭的力學(xué)性能。王新宇等[15]對TC11的熱處理進行了研究,闡述了焊后熱處理與焊前熱處理組織形貌發(fā)生的變化。本工作在950 ℃和530 ℃條件下,對TC11鈦合金線性摩擦焊接頭進行焊后雙重退火的熱處理實驗,將熱處理后接頭的內(nèi)部相變、晶體取向、力學(xué)性能、斷裂形式等與焊態(tài)接頭進行對比并進行分析,闡明焊后雙重退火熱處理對TC11鈦合金線性摩擦焊接頭組織和性能產(chǎn)生的影響及機理。

1 實驗材料與方法

實驗材料為TC11鈦合金,其化學(xué)成分如表1所示。

表1 TC11鈦合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of TC11 titanium alloy(mass fraction/%)

TC11鈦合金母材狀態(tài)為鍛造態(tài),金相組織為等軸組織。圖1為TC11鈦合金母材微觀組織。可以看出,β基體上分布α等軸晶,β相內(nèi)存在層片α夾層。

圖1 TC11鈦合金母材微觀組織Fig.1 Microstructure of TC11 titanium alloy base metal

焊接所用試樣尺寸為75 mm×20 mm×130 mm(焊接面尺寸為75 mm×20 mm)。實驗采用的焊接參數(shù)為前期優(yōu)化的工藝參數(shù),振動頻率30 Hz,振幅4 mm,焊接壓力52 MPa。根據(jù)原始母材的熱處理工藝(950 ℃,1 h,空冷+530 ℃,5 h,空冷),選擇采用的焊后雙重退火熱處理制度為950 ℃,1 h,空冷+530 ℃,5 h,空冷。

對焊態(tài)(as-welded)及焊后熱處理態(tài)(PWHT)試樣截面進行打磨,在完成機械拋光后使用HF∶HNO3∶H2O=5∶12∶83(體積比)的腐蝕液進行腐蝕,腐蝕時間為5～10 s。之后利用光鏡(OM,Leica DMI5000M)和掃描電鏡(SEM,JSM-IT700HR)對試樣進行金相組織檢測,隨后進行電解拋光并使用電鏡(7900EDAX)進行電子背散射衍射(electron backscattered diffraction, EBSD)檢測,后續(xù)的數(shù)據(jù)處理采用OIM ANALSYS軟件進行;利用HXD-100TMC/LCD顯微硬度儀對接頭進行顯微硬度測試。按GB/T 228.1—2010和GB/T 229—2020分別進行拉伸和沖擊實驗,對斷口形貌進行分析。拉伸及沖擊試樣取樣位置示意圖如圖2所示。

圖2 拉伸及沖擊試樣取樣位置示意圖Fig.2 Sampling position diagram of tensile and impact specimens

2 結(jié)果與分析

2.1 接頭組織分析

2.1.1 宏觀形貌

圖3為TC11鈦合金接頭焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)的金相顯微組織。由圖3(a)可以看出,焊態(tài)接頭可明顯區(qū)分出3個區(qū)域,分別為焊縫區(qū)(WZ),熱力影響區(qū)(TMAZ)和母材(BM)。其中焊縫中心較亮,晶粒尺寸較另外兩個區(qū)域更細小,因此更耐腐蝕。熱力影響區(qū)組織存在流線形貌,這一區(qū)域的組織在焊接過程中由于熱力作用發(fā)生形貌上的改變,以變形晶粒為主,且越靠近焊縫變形程度越大,接近母材處則基本保留母材特征。經(jīng)雙重退火后的接頭焊縫仍然清晰,但是熱力影響區(qū)與母材交界線模糊不清,甚至消失。熱力影響區(qū)的組織變形明顯減小,但仍然存在。

圖3 TC11鈦合金接頭的金相組織 (a)焊態(tài);(b)焊后熱處理態(tài)Fig.3 OM microstructures of TC11 titanium alloy joints (a)as-welded;(b)PWHT

2.1.2 微觀組織

圖4為焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)TC11鈦合金焊縫區(qū)、熱力影響區(qū)和母材的微觀組織。由圖4(a-1)焊態(tài)焊縫區(qū)微觀組織可知,接頭的焊縫中心由細小等軸晶粒組成,晶粒內(nèi)部含有α片層及針狀α相,這些針狀α相與層片α相互交錯,晶界α清晰可見。說明在焊接過程中焊縫中心溫度超過β轉(zhuǎn)變點,發(fā)生α→β轉(zhuǎn)變,隨后在冷卻過程中β相內(nèi)析出α相。由于冷卻速度極快,并非所有β相在冷卻過程中都轉(zhuǎn)變?yōu)棣料?有一部分β相留存,此部分β相由于快速的冷卻過程處于亞穩(wěn)狀態(tài)。此外,還發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶,中心組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉牡容S晶粒。經(jīng)過雙重退火后,焊態(tài)的焊縫中心組織形貌完全消失,區(qū)域內(nèi)細小再結(jié)晶晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榇执蟮牡容S、粗針狀、條狀α相和轉(zhuǎn)變β片層(圖4(a-2))。說明在雙重退火時,焊縫內(nèi)的α馬氏體組織向粗針狀α相轉(zhuǎn)變,且在高溫保溫時有β相的析出,在冷卻過程中從β相內(nèi)析出α組織。

圖4(b-1),(b-2)為焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)熱力影響區(qū)的微觀組織?？芍?焊態(tài)接頭的熱力影響區(qū)中初生α相發(fā)生變形,成為變形晶粒,且變得模糊不清,內(nèi)部有在焊接過程中不完全的α→β→α轉(zhuǎn)變留存下來的針狀次生α相,這種相主要分布于初生α邊緣。經(jīng)焊后熱處理后(圖4(b-2)),變形晶粒的變形程度大幅度減小,晶粒長大明顯,變形α晶粒內(nèi)部的針狀次生α相消失,與β相的界限變得十分清晰。β相從α晶粒邊緣析出、長大,且在熱處理的冷卻過程中又有α相的析出(內(nèi)部含有棒狀或粗針狀的α相),在熱處理中部分變形α相出現(xiàn)球化現(xiàn)象。

圖4(c-1),(c-2)為焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)母材的微觀組織?？梢园l(fā)現(xiàn),焊后熱處理后仍然存在大量的等軸α晶粒,部分存在于β相內(nèi)的細針狀α發(fā)生粗化,轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻罴按轴槧?此時β相內(nèi)還留存有較為明顯的細針狀α相。

2.2 接頭EBSD分析

由于TC11鈦合金接頭中β相含量較少,α相含量較高,本工作僅分析α相的反極圖(inverse pole figure, IPF),如圖5所示,圖中黑色區(qū)域為β相,RD為焊接方向,TD為垂直焊接平面方向。接頭焊縫區(qū)α相IPF如圖5(a-1),(a-2)所示,可知,焊縫區(qū)晶粒的取向不論是焊態(tài)還是熱處理態(tài)都相對于熱力影響區(qū)更加隨機,焊態(tài)接頭的焊縫區(qū)晶粒十分細小,多為細長的針狀α相。經(jīng)過熱處理后晶粒發(fā)生粗化,轉(zhuǎn)變?yōu)榇轴槧?與圖4(a-2)描述相符。此外,熱處理后的焊縫區(qū)晶粒取向相較于焊態(tài)接頭更加隨機,可以認為是在熱處理過程中重新析出的粗針狀α相取向比在焊態(tài)接頭析出的α相取向更為隨機。

圖5 焊態(tài)(1)、熱處理態(tài)(2)TC11鈦合金接頭的α相IPF(a)焊縫區(qū);(b)熱力影響區(qū);(c)母材Fig.5 α phase IPF of as-welded(1) and PWHT(2) TC11 titanium alloy joints(a)WZ;(b)TMAZ;(c)BM

熱力影響區(qū)α相IPF如圖5(b-1),(b-2)所示,可以看到,焊態(tài)下β相的含量遠遠大于熱處理態(tài)β相含量,且β相分布為流線型。焊態(tài)的α相晶粒更加細小,熱力影響區(qū)也出現(xiàn)了一定程度的動態(tài)再結(jié)晶,與圖4(b-1)相對應(yīng),在變形晶粒之間存在細小的二次α相。熱處理后,變形晶粒仍然存在,但是晶粒變得更粗,在IPF圖中也能看到圖4(b-2)中出現(xiàn)的等軸α晶粒。此外,經(jīng)過焊后熱處理,部分變形晶粒仍然保留有較強烈的擇優(yōu)取向,但是晶粒取向發(fā)生較大改變。

接頭母材α相IPF如圖5(c-1),(c-2)所示,可知,焊態(tài)的母材β相含量更高,說明在熱處理過程中,母材區(qū)域在熱處理過程析出的β相在冷卻過程中轉(zhuǎn)變成α相,在第二階段熱處理中組織穩(wěn)定化,導(dǎo)致母材組織中β相含量的減少。焊態(tài)和熱處理態(tài)晶粒取向較為相似,幾乎不存在擇優(yōu)取向,方向的隨機性是3個區(qū)域中最強的。

2.3 接頭力學(xué)性能分析

2.3.1 顯微硬度

焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)TC11鈦合金接頭顯微硬度如圖6所示。由圖可知,焊態(tài)接頭的焊縫中心硬度最高;熱力影響區(qū)距離焊縫越遠,顯微硬度越低。這是因為,焊縫中心的晶粒主要由細小的再結(jié)晶晶粒組成,晶粒發(fā)生細晶強化,硬度較高,此外,焊態(tài)接頭的焊縫中心區(qū)域主要為α相,比例可達90%以上。有研究表明[16],在鈦合金的析出相中,α相的硬度要高于β相,所以焊態(tài)接頭的焊縫中心硬度最高。熱力影響區(qū)硬度下降,是因為距離焊縫越遠,動態(tài)再結(jié)晶程度越低,β相含量更高,雖然熱力影響區(qū)有形變強化,但是這種強化相對于再結(jié)晶以及相轉(zhuǎn)變影響較小。在接近母材的熱力影響區(qū)硬度較低,是因為這一部分熱力影響區(qū)距離焊縫較遠,在焊接過程中發(fā)生的變形很小,形變強化幾乎可以忽略,但是也受到一定的焊接熱的影響,晶粒略微長大,因此硬度有略微降低。經(jīng)過雙重退火熱處理后,接頭中心焊縫區(qū)硬度明顯降低,大約下降50HV,且焊縫區(qū)、熱力影響區(qū)、母材的硬度差異較小,說明在經(jīng)過熱處理后,接頭的組織均勻化,區(qū)域之間差異減小。焊縫中心的細小等軸晶消失,α相主要以粗針狀、條狀和塊狀分布,細晶強化幾乎消失,β相含量明顯增多,導(dǎo)致硬度下降,熱力影響區(qū)同樣如此。從接頭硬度的分布情況可以看出,此熱處理工藝將接頭的組織硬度調(diào)控到了與母材相似,熱處理效果良好。

圖6 TC11鈦合金接頭顯微硬度分布Fig.6 Microhardness profiles of TC11 titanium alloy joints

2.3.2 拉伸性能

焊態(tài)、焊后熱處理態(tài)TC11鈦合金線性摩擦焊接頭拉伸性能如表2所示,其中Rm為抗拉強度,Rp0.2為屈服強度,A為伸長率,Z為斷面收縮率?？梢园l(fā)現(xiàn),焊態(tài)和熱處理態(tài)接頭拉伸性能相近,且斷裂位置位于遠離焊縫的母材區(qū),斷裂形式均為韌性斷裂,存在頸縮,說明在此焊接參數(shù)下,接頭的強度并不弱于母材。經(jīng)過焊后熱處理,接頭母材的組織雖然發(fā)生改變,但是對于強度并沒有產(chǎn)生明顯影響。

表2 TC11鈦合金線性摩擦焊接頭拉伸性能Table 2 Tensile properties of LFWed TC11 alloy joints

2.3.3 沖擊性能

TC11鈦合金線性摩擦焊接頭的沖擊性能如表3所示,其中KU2為沖擊功,aku為斷裂韌度?？梢园l(fā)現(xiàn),焊態(tài)焊縫的沖擊韌度明顯小于母材,這是因為,焊接后焊縫中心組織由母材的等軸態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)閬喎€(wěn)態(tài)β相與α′組成的組織,且并不均勻,表現(xiàn)出強度較大而塑性較差。此外,焊縫中心由于受到焊接壓力的作用,焊后殘余內(nèi)應(yīng)力較大,容易出現(xiàn)應(yīng)力集中,在受到外部沖擊時,易產(chǎn)生裂紋源而發(fā)生斷裂,從而表現(xiàn)出較低的韌性。經(jīng)過熱處理的焊縫韌性有顯著提升,大約在80%以上,這是因為,焊后熱處理后焊縫區(qū)的α馬氏體與亞穩(wěn)態(tài)β相完全消失,焊縫組織發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶,α晶體向等軸晶發(fā)展,有球化趨勢,與焊態(tài)接頭相比,組織更加均勻。焊后熱處理對母材韌性的影響不大,這也是因為焊縫組織通過靜態(tài)再結(jié)晶行為與母材組織變得更加接近。

表3 TC11鈦合金線性摩擦焊接頭沖擊性能Table 3 Impact properties of LFWed TC11 alloy joints

2.3.4 斷口形貌

沖擊實驗后試樣斷口的SEM像如圖7所示。由于試樣尺寸較大,難以拍攝全貌,因此每個試樣取3個拍攝位置:靠近U型坡口處、斷裂截面中部、斷裂截面末端?？梢园l(fā)現(xiàn),在焊態(tài)接頭的起裂區(qū)(圖7(a-1))存在許多微小孔洞和較淺的韌窩,斷裂類型是韌窩斷裂。斷口中部的SEM圖(圖7(b-1))顯示,斷裂類型同樣是微孔聚集型韌性斷裂,但相比于坡口處的裂紋源,裂紋放射區(qū)的孔洞明顯增多,且韌窩較深,說明該區(qū)域抵抗斷裂的能力更強,即韌性更高。斷口末端(圖7(c-1))是斷裂的剪切唇,這一部分的微孔極少,韌窩很淺,雖是韌性斷裂但吸收的沖擊功相比于前兩個區(qū)域有非常大的下降。斷口形貌的變化說明裂紋擴展的放射區(qū)抵抗斷裂的能力最強,在斷裂末期接頭抵抗沖擊的能力變得很差,從而表現(xiàn)在沖擊測試中吸收功較低。經(jīng)過焊后熱處理的接頭(圖7(a-2),(b-2),(c-2)),斷口各區(qū)域形貌都非常相似,韌窩較深,且存在較多孔洞,斷裂類型均為微孔聚集型韌性斷裂,與焊態(tài)的接頭斷口相比,熱處理后接頭在坡口處及斷口末端的韌窩更深、韌性更好,進一步說明熱處理后接頭的韌性獲得了極大的提升。

3 結(jié)論

(1)熱處理后接頭焊縫區(qū)內(nèi)原有的組織完全消失,由熱處理過程中析出的粗針狀、條狀、球狀α晶粒和β析出相組成;熱力影響區(qū)仍有變形晶粒,晶粒長大明顯,變形減小,部分變形α晶粒球化;母材組織經(jīng)過熱處理后次生α晶粒發(fā)生長大,呈粗針及短棒狀。

(2)焊后熱處理使得焊縫區(qū)與熱力影響區(qū)α晶體取向更加隨機,擇優(yōu)取向降低,焊縫區(qū)、熱力影響區(qū)和母材的β相含量明顯減少。

(3)焊后熱處理后接頭中心高硬度區(qū)消失,接頭中心硬度相比焊態(tài)接頭硬度下降約50HV,熱力影響區(qū)硬度較焊態(tài)硬度上升約30HV,母材幾乎未發(fā)生改變,整體硬度與母材相近。焊接接頭在熱處理后抗拉強度、屈服強度未發(fā)生明顯變化,沖擊韌性為61.3 J·cm-2,相比焊態(tài)接頭提高約80%,與母材接近。

(4)焊態(tài)接頭與熱處理態(tài)接頭的斷裂類型均為韌性斷裂,焊后熱處理接頭斷口中韌窩深度更大且微孔較多,韌性相對于焊態(tài)有極大改善。