近年來隨著航空發動機的不斷發展，對航空制造技術提出了更高的要求。整體葉盤是航空發動機的重要組成部件，對發動機性能有著重要影響[1-2]。由于傳統制造方法(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(linearfrictionwelding，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、原料浪費少的優勢，與傳統熔焊相比不含氣孔夾雜等缺陷、焊縫質量高，從而成為航空發動機整體葉盤制造與維修的關鍵保障技術[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鈦合金多應用于航空發動機壓氣機的結構件制造[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相的形態變化與熱變形溫度、變形量及變形方式相關。

Artem等[12]對TC11的熱變形進行了模擬，建立了變形參數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生大變形和動態再結晶過程。

Wang等[14]對不同焊接參數下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強度，低壓力焊接時容易出現多種織構類型。線性摩擦焊完成后，由于冷卻速度極快，接頭內部存在較大內應力，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生較大改變，進而影響接頭的力學性能。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部相變、晶體取向、力學性能、斷裂形式等與焊態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，其化學成分如表1所示。

TC11鈦合金母材狀態為鍛造態，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相內存在層片α夾層。

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

對焊態(as-welded)及焊后熱處理態(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5~10s。之后利用光鏡(OM，LeicaDMI5000M)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(electronackscattered   diffraction，EBSD)檢測，后續的數據處理采用OIMANALSYS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/T228.1—2010和GB/T229—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。

2、結果與分析

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、焊后熱處理態的金相顯微組織。由圖3(a)可以看出，焊態接頭可明顯區分出3個區域，分別為焊縫區(WZ)，熱力影響區(TMAZ)和母材(BM)。其中焊縫中心較亮，晶粒尺寸較另外兩個區域更細小，因此更耐腐蝕。熱力影響區組織存在流線形貌，這一區域的組織在焊接過程中由于熱力作用發生形貌上的改變，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。經雙重退火后的接頭焊縫仍然清晰，但是熱力影響區與母材交界線模糊不清，甚至消失。熱力影響區的組織變形明顯減小，但仍然存在。

2.1.2微觀組織

圖4為焊態、焊后熱處理態TC11鈦合金焊縫區、熱力影響區和母材的微觀組織。由圖4(a-1)焊態焊縫區微觀組織可知，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轉變點，發生α→β轉變，隨后在冷卻過程中β相內析出α相。由于冷卻速度極快，并非所有β相在冷卻過程中都轉變為α相，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狀態。此外，還發生了動態再結晶，中心組織轉變為細小的等軸晶粒。經過雙重退火后，焊態的焊縫中心組織形貌完全消失，區域內細小再結晶晶粒轉變為粗大的等軸、粗針狀、條狀α相和轉變β片層(圖4(a-2))。說明在雙重退火時，焊縫內的α馬氏體組織向粗針狀α相轉變，且在高溫保溫時有β相的析出，在冷卻過程中從β相內析出α組織。

圖4(b-1)，(b-2)為焊態、焊后熱處理態熱力影響區的微觀組織。可知，焊態接頭的熱力影響區中初生α相發生變形，成為變形晶粒，且變得模糊不清，內部有在焊接過程中不完全的α→β→α轉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相出現球化現象。

圖4(c-1)，(c-2)為焊態、焊后熱處理態母材的微觀組織。可以發現，焊后熱處理后仍然存在大量的等軸α晶粒，部分存在于β相內的細針狀α發生粗化，轉變為短棒狀及粗針狀，此時β相內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(inversepolefigure，IPF)，如圖5所示，圖中黑色區域為β相，RD為焊接方向，TD為垂直焊接平面方向。接頭焊縫區α相IPF如圖5(a-1)，(a-2)所示，可知，焊縫區晶粒的取向不論是焊態還是熱處理態都相對于熱力影響區更加隨機，焊態接頭的焊縫區晶粒十分細小，多為細長的針 狀α相。經過熱處理后晶粒發生粗化，轉變為粗針狀，與圖4(a-2)描述相符。此外，熱處理后的焊縫區晶粒取向相較于焊態接頭更加隨機，可以認為是在熱處理過程中重新析出的粗針狀α相取向比在焊態接頭析出的α相取向更為隨機。

熱力影響區α相IPF如圖5(b-1)，(b-2)所示，可以看到，焊態下β相的含量遠遠大于熱處理態β相含量，且β相分布為流線型。焊態的α相晶粒更加細小，熱力影響區也出現了一定程度的動態再結晶，與圖4(b-1)相對應，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)中出現的等軸α晶粒。此外，經過焊后熱處理，部分變形晶粒仍然保留有較強烈的擇優取向，但是晶粒取向發生較大改變。

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

2.3接頭力學性能分析

2.3.1顯微硬度

焊態、焊后熱處理態TC11鈦合金接頭顯微硬度如圖6所示。由圖可知，焊態接頭的焊縫中心硬度最高;熱力影響區距離焊縫越遠，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晶晶粒組成，晶粒發生細晶強化，硬度較高，此外，焊態接頭的焊縫中心區域主要為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， 所以焊態接頭的焊縫中心硬度最高。熱力影響區硬度下降，是因為距離焊縫越遠，動態再結晶程度越低，β相含量更高，雖然熱力影響區有形變強化，但是這種強化相對于再結晶以及相轉變影響較小。在接近母材的熱力影響區硬度較低，是因為這一部分熱力影響區距離焊縫較遠，在焊接過程中發生的變形很小，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。經過雙重退火熱處理后，接頭中心焊縫區硬度明顯降低，大約下降50HV，且焊縫區、熱力影響區、母材的硬度差異較小，說明在經過熱處理后，接頭的組織均勻化，區域之間差異減小。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，導致硬度下降，熱力影響區同樣如此。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控到了與母材相似，熱處理效果良好。

2.3.2拉伸性能

焊態、焊后熱處理態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。可以發現，焊態和熱處理態接頭拉伸性能相近，且斷裂位置位于遠離焊縫的母材區，斷裂形式均為韌性斷裂，存在頸縮，說明在此焊接參數下，接頭的強度并不弱于母材。

經過焊后熱處理，接頭母材的組織雖然發生改變，但是對于強度并沒有產生明顯影響。

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。可以發現，焊態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轉變為亞穩態β相與α'組成的組織，且并不均勻，表現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，焊后殘余內應力較大，容易出現應力集中，在受到外部沖擊時，易產生裂紋源而發生斷裂，從而表現出較低的韌性。經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的α馬氏體與亞穩態β相完全消失，焊縫組織發生靜態再結晶，α晶體向等軸晶發展，有球化趨勢，與焊態接頭相比，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再結晶行為與母材組織變得更加接近。

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。可以發現，在焊態接頭的起裂區(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，裂紋放射區的孔洞明顯增多，且韌窩較深，說明該區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，從而表現在沖擊測試中吸收功較低。經過焊后熱處理的接頭(圖7(a-2)，(b-2)，(c-2))，斷口各區域形貌都非常相似，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、結論

(1)熱處理后接頭焊縫區內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;母材組織經過熱處理后次生α晶粒發生長大，呈粗針及短棒狀。

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

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

(4)焊態接頭與熱處理態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，韌性相對于焊態有極大改善。

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基金項目:國家自然科學基金資助項目(52105411，52105400);凝固技術國家重點實驗室自主課題(2021-TZ-01)

收稿日期:2022-08-16;修訂日期:2023-03-24

通訊作者:李文亞(1976—)，男，教授，博士，研究方向為先進固相連接技術，聯系地址:陜西省西安市友誼西路127號西北工業大學材料學院(710072)，E-mail:liwy@nwpu.edu.cn