文章信息
- 李晓红, 张彦华, 李赞, 李菊, 张田仓
- LI Xiao-hong, ZHANG Yan-hua, LI Zan, LI Ju, ZHANG Tian-cang
- 热处理温度对TC17(α+β)/TC17(β)钛合金线性摩擦焊接头组织及力学性能的影响
- Effect of heat treatment temperatures on microstructure and mechanical property of linear friction welded joints of titanium alloys TC17(α+β)/TC17(β)
- 材料工程, 2020, 48(1): 115-120
- Journal of Materials Engineering, 2020, 48(1): 115-120.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2018.000295
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文章历史
- 收稿日期: 2018-12-20
- 修订日期: 2019-05-21
2. 中国航空制造技术研究院 航空焊接与连接技术航空科技重点实验室, 北京 100024
2. Aeronautical Key Laboratory for Welding and Joining Technologies, AVIC Manufacturing Technology Institute, Beijing 100024, China
线性摩擦焊作为一种高效、先进的连接技术,在整体叶盘制造中具有独特的优势,已成为提高航空发动机整体性能的关键制造技术[1-3]。利用线性摩擦焊焊接的钛合金双性能整体叶盘,可以为我国新一代飞机发动机性能带来大幅提高。鉴于对新一代飞机发动机的需求,以及钛合金双性能整体叶盘的优越性,线性摩擦焊焊接异种钛合金的研究工作越来越受到重视。张传臣等[4-6]对异质钛合金线性摩擦焊接头进行了分析,揭示了接头形成过程与机理以及接头界面扩散行为。马铁军等[7-9]针对多种钛合金进行了线性摩擦焊,分析了焊接工艺参数对接头组织及力学性能的影响,初步分析了变形组织的形成机理。但目前国内外关于焊后热处理(post-weld heat treatment, PWHT)工艺优化的研究报道较少。
TC17是一种富β稳定元素的α-β型两相钛合金,名义成分为Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr。Al,Sn和Zr的加入强化了α相,使其具有强度高、断裂韧度好、淬透性高和锻造温度范围宽等一系列优点,能够满足损伤容限设计的需要和高结构效益、高可靠性及低制造成本的要求[10]。TC17钛合金既适用于在两相区进行常规锻造和近β锻造,得到高周疲劳性能好的双态或者等轴组织,又适用于在单相区进行β锻造,获得具有抗裂纹扩展能力好的网篮组织[11-12]。由于叶片与轮盘的工作环境不同,所受到的载荷也不同,叶片材料通常采用高周疲劳性能优异的等轴组织,而轮盘采用抗裂纹扩展能力强的网篮组织。本工作针对两种不同组织的TC17钛合金进行了线性摩擦焊实验,对焊后接头采用三种不同温度的热处理工艺,分析热处理温度对接头微观组织、显微硬度、高周疲劳和断裂韧度的影响,为线性摩擦焊接的钛合金双性能整体叶盘研制提供热处理工艺指导。
1 实验材料与方法实验材料为两种TC17钛合金,其SEM图如图 1所示。由图 1(a)可知,常规锻造下的TC17钛合金具有双态组织,在β转变基体上分布了等轴初生α相,等轴初生α晶粒直径为8~20 μm。由图 1(b)可知,β区锻造的TC17钛合金母材为网篮组织,残留了部分破碎的α晶界,β基体中弥散析出了细小的针状α片层,其厚度为0.8~1.2 μm,。两种材料的化学成分如表 1所示。
Base metal | Al | Sn | Zr | Mo | Cr | Fe | Ti |
TC17(α+β) | 5.07 | 2.06 | 2.05 | 3.80 | 3.99 | 0.15 | Bal |
TC17(β) | 5.10 | 2.00 | 1.90 | 4.10 | 3.90 | 0.04 | Bal |
试件尺寸为130 mm×75 mm×20 mm,使用中国航空制造技术研究院自行研制的LFW-20T型线性摩擦焊机进行实验,焊接工艺参数见表 2。为有效去除焊接残余应力,将TC17(α+β)/TC17(β)钛合金线性摩擦焊接头热处理工艺初步制定为:热处理温度为630,655 ℃和680 ℃,保温3 h,冷却方式为随炉冷却。利用JENAPHOT2000光学显微镜和SUPRA55 SAPPHIRE扫描电镜对热处理前后的接头进行不同区域的观察;使用HXD-100TMC/LCD显微硬度仪测试接头的显微硬度。针对不同热处理制度下的接头进行室温旋转弯曲疲劳实验,采用升降法测定接头的条件疲劳极限σ-1(对称循环r=-1,循环周次N=1×107)。在不同热处理制度下的接头上预制疲劳裂纹,加工成带单边预制疲劳裂纹的标准三点弯曲试样,根据GB/T2358—1994在INSTRON-8801试验机上进行裂纹尖端张开位移(crack tip opening displacement,CTOD)实验,测量接头焊缝区及热力影响区的断裂韧度。
TC17(α+β)/TC17(β)钛合金线性摩擦焊接头从组织特点上可分为5个区域[13]:TC17(α+β)母材区(BM)、TC17(α+β)热力影响区(TMAZ)、焊缝区(WZ)、TC17(β)热力影响区、TC17(β)母材区,如图 2所示。
图 3为焊态接头显微组织。图 3(a)为焊缝中心处显微组织,与母材相比,焊缝区由直径为5~8 μm的细小亚稳态β晶粒组成。亚稳定β晶粒的生成是由于焊接界面处的金属在高频往复的摩擦力作用下,焊缝的温度已超过β相变温度,焊缝区发生动态再结晶,形成细小的再结晶晶粒;由于焊接冷却速率较快,β相来不及分解形成亚稳态组织。焊缝界面处没有明显的焊缝中心线,这是因为两侧的TC17材料成分基本相同,在界面处不产生大梯度的浓度扩散,直接生成成分均匀的再结晶晶粒。
热力影响区的产生是由线性摩擦焊过程的特殊性决定的。材料在摩擦热作用下温度快速升高,并在摩擦力和顶锻力的共同作用下,产生了热塑性变形,最终冷却形成热力影响区。图 3(b)是TC17(α+β)侧热力影响区组织,该区域的温度较高,受力变形严重。在焊接升温的过程中,温度达到转变温度,转变β晶粒内的次生α相逐渐消失,生成了β相。被拉长的初生α相分解,沿相界向初生α内部产生β相,析出了大量的针状α相,这是由于焊接升温过程很快,TMAZ在较高的α+β相区温度内,初生α相来不及完全相变,在随后的快速冷却中,TMAZ残留了大量的初生α相。TC17(β)钛合金侧TMAZ如图 3(c)所示,片层状的次生α相在力和热的作用下剪断、细化,最后逐渐分解成更细小的α相片状,而变得模糊不清[14];在焊接升温过程中,β晶粒经过充分的变形发生动态再结晶。在随后的快速冷却中,少量的β相来不及分解,形成了亚稳定β相。
2.2 热处理温度对接头微观组织的影响 2.2.1 热处理温度对焊缝区组织的影响图 4为不同温度热处理后焊缝区显微组织。由图 4(a)可知,亚稳定的β相分解形成呈弥散状分布的细小层片状α相和β相,这是由于钛合金在高温(>500 ℃)热处理时,按照β亚→α+β的方式使亚稳态β相分解。当热处理温度为655 ℃时,图 4(b)中可以看到细小的次生层片状α相有所长大,α相含量增多。提高热处理温度至680 ℃,如图 4(c)所示,由亚稳定β相分解出的α相长大为较大的层片状,与热处理温度为630 ℃的组织相比,α相长大十分明显。在热处理过程中,随着热处理温度的提高,α相的晶界宽度也逐渐变宽。
2.2.2 热处理温度对热力影响区组织的影响图 5为热处理后TC17(α+β)侧和TC17(β)侧TMAZ组织。由图 5(a-1)可知,残留α相之间的亚稳定β相转化为稳态的α+β相,由亚稳定β相生成的α相呈细小层片状。随着热处理温度升高至655 ℃,如图 5(b-1)所示,由于畸变能得到释放,变形的α相在长度和宽度上都发生长大,晶界也更加清晰。当热处理温度升高到680 ℃时,如图 5(c-1)所示,细小层片状的次生α相全部长大为片层状,且α相增多,部分区域有球化现象,长大十分明显。由于热处理的温度较高,使得部分晶界α相开始沿晶界向晶粒内部生长,形成了由晶界α相生长出的αWGB,其中αWGB是TC17β亚稳定钛合金在β/β晶界处析出的α相沉淀[15]。经过630 ℃/3 h缓冷后,TC17(β)热力影响区中亚稳态组织发生转变。亚稳态β相完全分解成了α+β相组织,其中β相较多,α相较少且呈细小层片状;而由残留α相片层分解出的针状α相较大,且构成以残留α相为中心,向外放射状排列的取向,如图 5(a-2)所示。随着热处理温度进一步升高,残余α相片层分解速率加快,细小层片状α相长大,晶界更加明显,说明热力影响区晶粒组织中的亚稳态相逐渐向稳态相转变,如图 5(b-2)所示。图 5(c-2)是TMAZ经过680 ℃热处理后的组织,与经过630 ℃热处理相比,由亚稳定β相分解而来的α相片层充分长大粗化。
2.3 热处理温度对接头力学性能的影响 2.3.1 热处理温度对接头显微硬度的影响针对热处理前后接头试样件,沿垂直于焊缝方向进行显微硬度测试,结果如图 6所示。TC17(α+β)母材的平均显微硬度值为426HV,而TC17(β)侧母材的平均显微硬度值为410HV,这是因为TC17(α+β)母材为双态组织,初生α相比例较多所致。在焊缝中心附近处的显微硬度值远低于两侧母材,而两侧的TMAZ显微硬度都有上升的趋势,这主要是由于焊缝和热力影响区组织在焊后冷却过程中不同程度地产生了亚稳定β相,使合金的显微硬度下降。在两种材料的热力影响区处显微硬度曲线产生了类似“N”型和“反N”型的变化趋势。产生这种变化趋势的原因是因为在靠近焊缝界面处产生了亚稳定β相,显微硬度减小;而在TMAZ中部位置,在热和力的作用下产生了塑形变形,材料发生加工硬化,较亚稳定β相显微硬度有所上升;但是在母材与TMAZ的交界处,热和力的作用较小,加工硬化现象不明显,显微硬度又开始下降;最后,随着向母材区靠近,显微硬度值升高并逐渐趋于平稳。
经过热处理后,焊缝区和热力影响区的平均显微硬度较焊态有较大的提高。这是由于TC17钛合金中的β稳定元素含量较高,焊缝和TMAZ中产生了大量的亚稳定β相,而热处理后亚稳β相分解成α相和β相,所以使焊合区和热力影响区显微硬度提升。两侧热力影响区显微硬度曲线各有一处峰值,这是热力影响区塑性变形导致加工强化现象所致。热处理温度为655 ℃时,平均显微硬度较630 ℃时高,而经过680 ℃热处理时,显微硬度又略有下降。这主要是由于热处理温度过高,α相长大粗化,使显微硬度值降低,强化效果减弱。
2.3.2 热处理温度对接头疲劳性能的影响对不同热处理制度下的接头进行室温旋转弯曲疲劳实验,结果如表 3所示。焊态接头断裂位置为焊缝处,条件疲劳强度为345 MPa。热处理后的接头高周疲劳性能比焊态接头疲劳性能优异,疲劳强度平均提高了65 MPa。这是因为热处理后,焊缝处产生的焊接残余应力降低,使整个试样的应力分布基本一致,抗疲劳性能得到加强[16];一般钛合金的疲劳微裂纹于滑移带处形核,而提高钛合金高周疲劳强度的最有效途径是减少有效滑移长度,因为长而深的滑移带使裂纹形核的可能性明显增加,所以热处理后由亚稳定β相分解生成的细小层片组织具有较高的抗裂纹萌生能力[17]。当热处理温度由630 ℃提高到655 ℃时,接头高周疲劳性能随热处理温度的升高而提高,由410 MPa提高到415 MPa;当热处理温度从655 ℃升高到680 ℃时,接头高周疲劳性能降低。热处理后接头断裂位置在两侧母材及焊缝附近处均有发生,试样断裂位置没有明显规律。
Heat treatment temperature/℃ | σ-1/MPa | Fatigue fracture location |
As weld | 345 | Weld zone |
630 | 410 | Irregular |
655 | 415 | Irregular |
680 | 405 | Irregular |
对三种热处理温度下TC17(α+β)/TC17(β)钛合金线性摩擦焊接头的焊缝区及热力影响区进行CTOD实验。利用前期测定的接头及母材力学性能[10],计算裂纹张开位移δ,δ值越大则材料抵抗开裂的能力越强、韧性越好,反之尖端材料的韧性越差。图 7归纳了接头各区域的CTOD平均值随热处理温度变化的趋势。在相同的热处理温度下,热力影响区的断裂韧度均要优于焊缝中心的断裂韧度。随着热处理温度的上升,接头热力影响区的断裂韧度增加。这是由于热处理温度的上升,在一定范围内使β晶粒粗化以及α片层加厚,β晶粒尺寸的增加和α相质点间距的缩短会引起扩展裂纹停顿频率的增加,均会使断裂韧度增加和裂纹扩展速率降低[17]。
3 结论(1) 焊态接头界面处发生再结晶,焊缝区为亚稳定β相组织,且没有明显的焊缝中心线生成。TC17(α+β)侧热力影响区因焊接升温与冷却速率过快,保留了大量的初生α相。经过焊后热处理,亚稳定β相分解,焊缝析出弥散的(α+β)相。随着热处理温度升高到680 ℃,细小的次生α相长大,部分发生球化,晶界更加清晰。
(2) 焊态焊缝两侧的热力影响区显微硬度变化较大,由于焊缝中心有亚稳定β相生成,焊缝显微硬度低于母材。热处理后,亚稳定β相分解,焊缝及热力影响区的显微硬度大幅度提高;热处理后的接头高周疲劳性能比焊态接头疲劳性能优异,疲劳强度平均提高了65 MPa;随着热处理温度从630 ℃上升到680 ℃,接头热力影响区的断裂韧度增加。
[1] |
VAIRIS A, FROST M. Modelling the linear friction welding of titanium blocks[J]. Materials Science and Engineering:A, 2000, 292(1): 8-17. DOI:10.1016/S0921-5093(00)01036-4 |
[2] |
VAIRIS A, FROST M. On the extrusion stage of linear friction welding of Ti6Al4V[J]. Materials Science and Engineering:A, 1999, 271(1/2): 477-484. |
[3] |
苏宇, 马铁军, 李文亚, 等. 整体叶盘线性摩擦焊接设备研制与发展现状[J]. 航空制造技术, 2016(18): 53-57. SU Y, MA T J, LI W Y, et al. Research and development status of linear friction welding equipment of blisk[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2016(18): 53-57. |
[4] |
张传臣, 张田仓, 季亚娟, 等. 线性摩擦焊接头形成过程及机理[J]. 材料工程, 2015, 43(11): 39-43. ZHANG C C, ZHANG T C, JI Y J, et al. Formation process and mechanism of linear friction welding joint[J]. Journal of Materials Engineering, 2015, 43(11): 39-43. DOI:10.11868/j.issn.1001-4381.2015.11.007 |
[5] |
张传臣, 黄继华, 张田仓, 等. 振幅对线性摩擦焊接头组织及界面原子浓度分布的影响[J]. 材料工程, 2011(10): 38-41. ZHANG C C, HUANG J H, ZHANG T C, et al. Effects of amplitude on joint microstructure and the interfacial atomic concentration distribution of linear friction welding[J]. Journal of Materials Engineering, 2011(10): 38-41. DOI:10.3969/j.issn.1001-4381.2011.10.009 |
[6] |
张传臣, 黄继华, 张田仓, 等. 异质钛合金线性摩擦焊接头界面行为分析[J]. 材料工程, 2011(11): 80-84. ZHANG C C, HUANG J H, ZHANG T C, et al. The analysis in linear friction welding joint interface behavior of dissimilar titanium alloy[J]. Journal of Materials Engineering, 2011(11): 80-84. DOI:10.3969/j.issn.1001-4381.2011.11.017 |
[7] |
马铁军, 史栋刚, 张勇, 等. TC4+TC17线性摩擦焊接头的微观组织与力学性能[J]. 航空材料学报, 2009, 29(4): 33-37. MA T J, SHI D G, ZHANG Y, et al. Mechanical properties and microstructure of linear friction welded TC4+TC17 joint[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2009, 29(4): 33-37. DOI:10.3969/j.issn.1005-5053.2009.04.007 |
[8] |
MA T J, CHEN T, LI W Y, et al. Formation mechanism of linear friction welded Ti-6Al-4V alloy joint based on microstructure observation[J]. Materials Characterization, 2011, 62(1): 130-135. DOI:10.1016/j.matchar.2010.11.009 |
[9] |
MA T J, YANG S Q, ZHANG Y, et al. Mechanical properties and microstructure features of linear friction welded TC4 titanium alloy joint[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2007, 28(10): 17-20. |
[10] |
李菊, 张田仓, 郭德伦, 等. TC17(α+β)/TC17(β)钛合金线性摩擦焊接头组织与力学性能[J]. 航空制造技术, 2015(3): 68-70. LI J, ZHANG T C, GUO D L, et al. Structure and mechanical property of TC17(α+β) and TC17(β) linear friction welding joint[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2015(3): 68-70. |
[11] |
田伟, 伏宇, 钟燕, 等. 锻造工艺对TC17钛合金的显微组织和力学性能的影响[J]. 材料热处理学报, 2016, 37(9): 57-61. TIAN W, FU Y, ZHONG Y, et al. Effects of forging process on microstructure and properties of TC17 titanium alloy[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2016, 37(9): 57-61. |
[12] |
艾莹珺, 王欣, 宋颖刚, 等. 挤压强化对TC17钛合金孔结构疲劳寿命的影响[J]. 航空材料学报, 2017, 37(6): 82-87. AI Y J, WANG X, SONG Y G, et al. Effect of cold expansion on fatigue life of hole structure of TC17 titanium alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2017, 37(6): 82-87. |
[13] |
张田仓, 李晶, 季亚娟, 等. TC4钛合金线性摩擦焊接头组织和力学性能[J]. 焊接学报, 2010, 31(2): 53-56, 115. ZHANG T C, LI J, JI Y J, et al. Structure and mechanical properties of TC4 linear friction welding joint[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2010, 31(2): 53-56, 115. |
[14] |
张传臣, 黄继华, 张田仓, 等. 异质钛合金线性摩擦焊接头微观组织与显微硬度分析[J]. 焊接学报, 2012, 33(4): 97-100. ZHANG C C, HUANG J H, ZHANG T C, et al. Investigation on microstructure and microhardness of linear friction welded joints of dissimilar titanium alloys[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2012, 33(4): 97-100. |
[15] |
TEIXEIRA J D C, APPOLAIRE B, AEBY-GAUTIER E, et al. Modeling of the effect of the β phase deformation on the α phase precipitation in near-β titanium alloys[J]. Acta Materialia, 2006, 54(16): 4261-4271. DOI:10.1016/j.actamat.2006.05.019 |
[16] |
张杰, 张田仓, 陆业航, 等. TC4钛合金线性摩擦焊接头组织及残余应力分布特征[J]. 航空制造技术, 2015, 487(17): 127-130. ZHANG J, ZHANG T C, LU Y H, et al. Microstructure and residual stress distribution in linear friction welded joint of TC4 alloy[J]. Aviation Manufacturing Technology, 2015, 487(17): 127-130. |
[17] |
朱知寿. 新型航空高性能钛合金材料技术研究与发展[M]. 北京: 航空工业出版社, 2013: 15-38. ZHU Z S. Research and development of new aviation high performance titanium alloy materials technology[M]. Beijing: Aviation Industry Press, 2013: 15-38. |