TA19钛合金锻件惯性摩擦焊接工艺

序言

钛合金具有密度低、强度大、比强度高、耐腐蚀性好等优点，被广泛应用于航空、航天、船舶等领域[1]。TA19钛合金作为一种近α型钛合金，与美国的Ti-6242钛合金相近，其名义成分为Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0。1Si[2]，具有强度高、韧性好及优良的抗蠕变性能[3]，已成功应用于航空发动机的压气机盘和机闸等部件[4]。目前国内外科研工作者采用了钨极氩弧焊、电子束焊等熔化焊方法进行了钛合金的试验研究[5-7]，实现了焊接成形，然而采用熔化焊工艺方法焊接TA19钛合金会存在焊缝组织粗大、焊后变形及高残余应力等焊接缺陷，严重制约了钛合金焊接件在航空航天领域的工程应用[7]。

惯性摩擦焊(inertiafrictionwelding，IFW)作为一种先进的固相连接技术，凭借其优质、高效、绿色、节能的工艺特点在航空、航天等高技术领域得到了广泛应用[8]。焊接过程中，工件在轴向压力作用下作相对摩擦运动，其摩擦产生的热量使焊接界面金属发生软化形成塑形变形层，在顶锻力的作用下形成焊接接头[9]。因焊接界面材料处于高温热塑性状态而未发生熔化，避免了熔化焊的夹渣、气孔、裂纹等焊接缺陷[10]，所得焊缝组织晶粒细小，焊接接头具有优异的综合力学性能[11]，已成为一些先进航空发动机关键部件制造的重要工艺方法[12]。文中采用正交试验法，在不同焊接工艺参数对TA19钛合金进行惯性摩擦焊接试验研究，对不同焊接工艺参数下的焊接接头的显微硬度、室温及高温强度等力学性能进行检测，分析TA19钛合金的惯性摩擦焊接性，并针对优选工艺后的焊接接头微观组织进行了分析。

1、试验方法

试验用材料为TA19钛合金锻件，工件尺寸为φ135mm×φ65mm，主要化学成分如表1所示。TA19钛合金为典型的双态组织，母材组织包括等轴状初生α相、板条状次生α相和β相，其β相晶粒尺寸大约为30~50μm，如图1所示。

试验用设备为哈尔滨焊接研究院有限公司自主研发的HSMZ-130型轴/径向惯性摩擦焊机。针对TA19钛合金工件，将初始转速和顶锻压力两个关键焊接工艺参数分两水平进行焊接正交试验，研究焊接工艺参数对焊接成形、焊接接头性能及组织的影响，正交试验的因素水平见表2，正交试验见表3。利用显微硬度、常温拉伸等力学性能检测方法评估TA19的惯性摩擦工艺焊接性。TA19钛合金作为航空发动机高压压气机低温端鼓筒盘常用材料，需要在480℃左右的高温环境下进行工作，为检测接头的焊接质量，需对其再进行高温拉伸检测，并分析典型焊接接头不同区域的组织类型及存在形态。采用Q10型显微硬度仪测试各接头不同区域的显微硬度，加载力为1kg；采用AG-Xplus250kN型拉伸试验机测试各接头室温及高温强度。利用GX51金相显微镜观察典型接头显微组织。

2、试验结果及分析

2.1焊接接头宏观形貌

图2为四种焊接工艺参数中较典型的TA19钛合金惯性摩擦焊接头宏观形貌，从图3可以观察到，TA19钛合金摩擦焊接头飞边形状完整，焊接飞边部分区域有毛刺出现。但TA19钛合金惯性摩擦焊接头飞边发生了粘连，表面较粗糙。

钛合金在高温条件下极易氧化，形成Al₂O₃，TiO₂等氧化物，会严重降低相关部件的焊接质量，影响其使用安全[13]。惯性摩擦焊接过程中，工件在焊接压力作用下界面处于封闭状态，外界气体无法进入界面区，同时焊接界面上的热塑性金属及金属氧化物被挤出，能够获得高质量的焊接接头。

2.2焊接接头显微硬度分析

对焊接接头进行显微硬度测试分析，检测位置简图如图3所示。以焊缝界面中心向焊缝两侧5.6mm范围内进行硬度测试，其四种不同焊接工艺参数下得到的接头显微硬度曲线如图4所示。图4为的四种焊接工艺参数下的焊接接头显微硬度变化曲线，显示了焊接接头从焊缝中心到两侧母材的显微硬度变化趋势。

从图5中可以观察到，四种接头的显微硬度变化趋势基本保持一致，焊缝中心区域显微硬度最高，随着距焊缝中心距离的增加，显微硬度逐渐降低，显微硬度变化曲线关于焊缝中心呈对称分布。焊缝区的高硬度主要是由于焊缝区的快速升温及降温使得焊缝中心形成了细小的再结晶组织马氏体α'相，随着距焊缝中心距离的增加，温度逐渐降低，动态再结晶越不充分，马氏体α'相的数量骤减，显微硬度也出现了较大幅度的降低。

对比四种接头的显微硬度变化曲线可知，3号接头焊缝中心区域显微硬度最高，其次是2号接头，1号接头焊缝中心区的显微硬度最低。3号接头焊缝中心区域显微硬度最高主要是由于该接头对应工艺参数的初始转速高，能量输入大，等轴的初生α相及板条状次生α相充分溶解到了β相中，且顶锻压力低，焊缝中心保留了更多的热塑性金属，快速的降温过程使得过饱和β相无法进行扩散型相变，只能以切变的形式转化成了大量的马氏体α'相而存在焊缝区。4号接头的焊接能量输入大，但其顶锻压力高，焊缝中心挤出了过多的热塑性金属，形成了较大的焊接飞边，仅有相对较少的热塑性金属实现了动态再结晶过程，因此焊缝区的马氏体α'相数量减少，显微硬度降低。但四种焊接工艺参数下的接头焊缝区显微硬度都要远高于母材区，而且焊缝区的晶粒尺寸也更小，具有更好的力学性能。

2.3焊接接头拉伸性能分析

2.3.1常温拉伸

四种焊接工艺参数下的接头室温拉伸断后试样及检测结果分别如图5和表4所示。

通过图5可以发现，四种工艺参数下的焊接接头拉伸试样均断裂于远离焊缝中心的母材区，而未出现在焊缝区或热力影响区，说明上述四种焊接接头强度均高于母材而使得断裂位置均位于母材区。主要是由于焊接过程中焊缝区及热力影响区形成了细小的再结晶组织马氏体α'相，提高了焊缝区及热力影响区的强度，同时大的顶锻压力也细化了原始β晶粒组织，起到了一定细晶强化作用。因此，经过惯性摩擦焊接工艺焊接的TA19钛合金接头抗拉强度等于甚至稍高于母材区的抗拉强度。

TA19钛合金作为航空发动机常用材料，其室温抗拉强度要求的标准值Rm=895MPa，而四种接头的室温抗拉强度均在900MPa以上。因此，TA19钛合金的惯性摩擦焊接质量能够很好的满足航空发动机TA19钛合金转子部件对焊接接头性能的要求。

2.3.2高温拉伸

航空发动机高压压气机转子部件需要在高温、高压等恶劣环境下工作，其工作温度一般在450~550℃范围内[14]，为检验TA19钛合金惯性摩擦焊接头的高温性能，针对TA19钛合金接头进行480℃高温拉伸试验，其拉伸断裂后试样及检测结果分别如图6和表5所示。

通过图6可以观察到，TA19钛合金在480℃高温条件下的拉伸断裂试样与常温拉伸断裂试样相近均断裂于远离焊缝中心的母材区，焊缝区均未出现明显的塑性变形而处于完好状态，TA19惯性摩擦焊接头在480℃条件下仍具有较高的抗拉强度。

TA19钛合金惯性摩擦焊接头焊缝区主要由过饱和β相及马氏体α′相构成，其中马氏体α′相对提高焊缝区强度起到了重要作用，同时焊接接头的快速加热及降温过程也使得焊缝区得到了细小的动态再结晶晶粒，起到了细晶强化作用。而温度相对较低的热力影响区也得到了晶粒细小的β相及一定数量的马氏体α′相，对提高热力影响区强度的作用相对次之，通过对接头显微硬度的检测在一定程度上就能够间接反映接头各区域的强度分布情况。

TA19钛合金中的α相稳定元素Al增加了固溶体中原子间的结合力，在提高母材本身高温强度上起到了决定性作用，而焊缝区及热力影响区的过饱和马氏体α′相具有了更高的耐热性能，提高了TA19钛合金惯性摩擦焊接头的高温强度。此外，中性元素Zr在起到固溶强化作用的基础上，也能提高TA19钛合金的高温性能。因此，TA19钛合金惯性摩擦焊接头在480℃高温条件下依然能够保证焊接接头的高强度性能，满足TA19钛合金航空发动机相关部件的服役环境要求。

2.4焊接接头组织分析

TA19钛合金作为航空发动机用耐高温结构材料，需要高质量的焊接接头才能满足转子部件高温、高压及高转速的苛刻条件要求。通过对焊接接头的初步力学性能检测可知，TA19钛合金的惯性摩擦焊接头质量远高于其它熔化焊方法，该焊接工艺更适合于TA19钛合金材料相关部件的焊接工作。因此，在对接头进行力学性能检测的基础上，针对工艺优选后的接头微观组织类型及分布做进一步分析。

图7为TA19钛合金惯性摩擦焊接头组织宏观形貌，从图7中能够观察到接头四个明显区域：焊缝区(WZ)、热力影响区(TMAZ)、热影响区(HAZ)、母材(BM)。其接头焊缝区熔合线宽约为70μm，单侧热力影响区宽度约为1500μm，单侧热影区宽度约为1000μm。图中1为焊缝区熔合线。

图8a为接头焊缝区组织。焊缝区主要由少量沿β相晶界分布的沿晶α相+α′马氏体，焊缝原始β相呈等轴晶，晶粒尺寸在20~30μm。在焊接过程中，焊缝区温度应在1200℃左右，远高于α→β相转变温度，具有hcp晶格的初生α相和板条状次生α相全部转变成了bcc晶格的β相，形成粗大的等轴β相晶粒，在随后压力作用下，β相发生流变及再结晶，形成如图8a所示的晶粒尺寸在20~30μm的β相晶粒。随着焊缝区的快速冷却，等轴β晶粒沿着晶界析出了少量的初生α相，大部分bcc晶格的β相无法进行扩散型相变而形成α相组织，只能以切变的方式转变为α′马氏体相，晶内α′马氏体相呈平行或交错分布，焊缝原β相晶界轮廓清晰可见。

图8b为接头热力影响区组织。热力影响区主要由变形初生α相+α′马氏体，可见β相晶界，相比于焊缝区组织特征具有显著变化。焊接过程中，因温度最高的焊缝区热量逐渐向两侧传导，使得焊缝区两侧母材温度升高，α相向β相转变，由于该区的温度低于α→β相转变温度，部分初生α相被保留下来，在焊接压力作用下经历了严重的塑形变形，α相被不同程度的拉长，并沿着摩擦方向呈方向性条状分布特征。此外，随着热力影响区温度的降低，晶粒内部分别以扩散型及切变型相变方式析出次生α相及α′马氏体相，原始β晶界隐约可见。图8c为焊接接头热影响区组织。通过对图8c的观察，热影响区组织类型及存在状态在焊接过程中未发生显著变化，晶粒尺寸为15~50μm不等。经过焊接热循环的影响，初生α相明显减少，板条状β相厚度及次生α相分布状态发生了一定程度变化，部分晶粒内板条状β相厚度增加，板条界面变的模糊，有可能部分β相发生α′马氏体转变。另外，部分平行分布的次生α相转变成为交叉分布。

3、结论

(1)TA19钛合金具有良好的惯性摩擦焊接性，在合理焊接工艺条件下能得到高强度焊接接头。

(2)TA19钛合金惯性摩擦焊接头常温及高温拉伸试验均断裂在远离焊缝中心的母材区。

(3)TA19钛合金惯性摩擦焊接头常温拉伸最高抗拉强度最高达969MPa，480℃高温拉伸试验最高抗拉强度最高达到了688MPa。

(4)TA19钛合金惯性摩擦焊接头焊缝区组织由少量初生α相+马氏体α′+少量晶界β相；热力影响区由变形初生α相+马氏体α′+少量晶界β相；热影响区组织与母材组织相近，仅部分板条状β相厚度增加及板条状次生α相发生了交叉分布。

参考文献：

[1]Ezugwu E O, Wang Z M. Titanium alloys and their machinability-a review[J]. Journal of Materials Processing Technology, 1997,68(3): 262-274.

[2]魏宝敏, 台立民. Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系高温钛合金的研究进展[J]. 特种铸造及有色合金, 2013(5): 424-428.

Wei Baomin, Tai Limin. Progress in Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si high temperature titanium alloy[J]. Special Casting & Nonferrous Al-loys, 2013(5): 424-428.

[3]徐建伟, 边丽虹, 薛 强, 等. 固溶温度对TA19钛合金显微组织和力学性能的影响[J]. 钛工业进展, 2015, 32(6): 27-30.

Xu Jianwei, Bian Lihong, Xue Qiang, et al. Effect of solution temperature on microstructure and mechanical properties ofTA19titanium alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2015, 32(6): 27 −30.

[4]Boyer R R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry[J]. Materials Science & Engineering A, 1996, 213(1–2):103-114.

[5]Muth T R, Yamamoto Y, Frederick D A, et al. Causal factors of weld porosity in gas tungsten arc welding of powder-metallurgy-produced titanium alloys[J]. Journal of Metals, 2013, 65(5): 643-651.

[6]Martynov V N, Khokhlovskii A S, Sliva A P. Electron-beam welding of thick components of steels, aluminium and titanium al-loys[J]. Welding International, 2011, 25(6): 463-465.

[7]Palanivel R, Dinaharan I, Laubscher RF. Assessment of micro-structure and tensile behavior of continuous drive friction welded titanium tubes[J]. Materials Science & Engineering A, 2017, 687:249-258.

[8]周 军, 张春波, 杜 淼, 等. 摩擦焊在航空领域的应用[J]. 焊接, 2017(6): 1-5.

Zhou Jun, Zhang Chunbo, Du Miao, et al. Application of friction welding in aviation[J]. Welding & Joining, 2017(6): 1-5.

[9]Yang Jun, Lou Song, Zhou Yun, et al. The dynamic recrystalliza-tion properties of superalloy GH4169 inertia friction welding joint[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2002, 22(2): 8-11.

[10]Chamanfar A, Jahazi M, Cormier J. A review on inertia and lin-ear friction welding of Ni-based superalloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2015, 46(4): 1639-1669.

[11]张 露, 韩秀峰, 王 伦. 商用航空发动机盘轴类转动件焊接工艺分析[J]. 航空制造技术, 2015, 480(11): 96-98.

Zhang Lu, Han Xiufeng, Wang Lun. Welding process analysis of disk and shaft rotor component of commercial aeroengine[J]. Avi-ation Manufacturing Technology, 2015, 480(11): 96-98.

[12]耿培浩, 秦国梁. 惯性摩擦焊接技术及其在航空工业领域的应用[J]. 精密成形工程, 2017, 9(5): 73-82.

Geng Peihao, Qin Guoliang. Inertia friction welding technology and its application in aviation industry field[J]. Journal of Net-shape Forming Engineering, 2017, 9(5): 73-82.

[13]宋有朋, 梁文萍, 繆 强, 等.TA19钛合金氧化行为研究[J]. 热处理, 2017, 32(2): 10-14.

Song Youpeng, Liang Wenping, Liao Qiang, et al. Study on oxid-ation behavior ofTA19titanium alloy[J]. Heat Treatment, 2017,32(2): 10-14.

[14]Attallah M M, Boonchareon C, Steuwer A, et al. Microstructural and residual stress development due to inertia friction welding in Ti-6246[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2012,43(9): 3149-3161.

作者简介：张春波，男，1986 年出生，博士研究生. 主要从事摩擦焊接工艺及控制系统的研究工作. 已发表论文 10 篇. Email：zhangcbcb@163.com

通讯作者：周 军，男，硕士，研究员. Email：mch_zhoujun@126.com