近年来随着航空发起机的不休发展，对航空造作技术提出了更高的要求。整体叶盘是航空发起机的沉要组成部件，对发起机机能有着沉要影响[1-2]。由于传统造作步骤(如铸造+机加工)的局限性，越来越难以满足整体叶盘的高效造作。线性摩擦焊接(linearfrictionwelding，LFW)作为一种先进的固相衔接步骤，与铸造机加工相比拥有工艺路线单一、原料浪费少的优势，与传统熔焊相比不含气孔同化等缺点、焊缝质量高，从而成为航空发起机整体叶盘造作与维建的关键保险技术[3-5]。TC11钛合金是一种双相(α+β)钛合金，拥有优良的热加工性，可胜任500℃下的服役工作，并可能在该温度下维持优良的强度以及塑韧性[6-7]。TC11钛合金多利用于航空发起机压气机的结构件造作[8-9]。线性摩擦焊是高温变形过程，钻研TC11的热变形行为对线性摩擦焊拥有沉要意思。郭涛[10]以为，在高温变形以及热处置前提下变形α晶粒存在球化趋向，在900℃以上重要为界面分离机造，在较低温度下则以剪切变形为主。王宏全等[11]以为，α相的状态变动与热变形温度、变形量及变形方式有关。

Artem等[12]对TC11的热变形进行了仿照，成立了变形参数与组织间的演化模型。郎波等[13]对TC11线性摩擦焊接头飞边组织进行了钻研，揭示了焊接界面的演变分为4个过程，即摩擦磨损、黏着剪怯注界面金属形成金属键并产生大变形和动态再结晶过程。

Wang等[14]对分歧焊接参数下TC11线性摩擦焊接头的组织进行了钻研，阐了然提高焊接压力可能加强织构强度，低压力焊接时容易出现多种织构类型。线性摩擦焊实现后，由于冷却速度极快，接头内部存在较大内应力，且接头塑性、韧性较差，在投入使用前通常要进行焊后热处置。焊后热处置作为一种沉要的线性摩擦焊接头加工工艺流程，会使线性摩擦焊接头的组织产生较大扭转，进而影响接头的力学机能。王新宇等[15]对TC11的热处置进行了钻研，论述了焊后热处置与焊前热处置组织描摹产生的变动。本工作在950℃和530℃前提下，对TC11钛合金线性摩擦焊接头进行焊后双沉退火的热处置尝试，将热处置后接头的内部相变、晶体取向、力学机能、断裂大局蹬纂焊态接头进行对比并进行分析，说明焊后双沉退火热处置对TC11钛合金线性摩擦焊接头组织和机能产生的影响及机理。

1、尝试资料与步骤

尝试资料为TC11钛合金，其化学成分如表1所示。

TC11钛合金母材状态为铸造态，金相组织为等轴组织。图1为TC11钛合金母材微观组织
Ｄ芄豢闯，β基体上散布α等轴晶，β相内存在层片α夹层。

焊接所用试样尺寸为75mm×20mm×130mm(焊接面尺寸为75mm×20mm)。尝试选取的焊接参数为前期优化的工艺参数，振动频率30Hz，振幅4mm，焊接压力52MPa。凭据原始母材的热处置工艺(950℃，1h，空冷+530℃，5h，空冷)，选择选取的焊后双沉退火热处置造度为950℃，1h，空冷+530℃，5h，空冷。

对焊态(as-welded)及焊后热处置态(PWHT)试样截面进行打磨，在实现机械抛光后使用HF∶HNO3∶H2O=5∶12∶83(体积比)的侵蚀液进行侵蚀，侵蚀功夫为5~10s。之后利用光镜(OM，LeicaDMI5000M)和扫描电镜(SEM，JSM-IT700HR)对试样进行金相组织检测，随后进行电解抛光并使用电镜(7900EDAX)进行电子背散射衍射(electronackscattered   diffraction，EBSD)检测，后续的数据处置选取OIMANALSYS软件进行;利用HXD-100TMC/LCD显微硬度仪对接头进行显微硬度测试。按GB/T228.1—2010和GB/T229—2020别离进行拉伸和冲击尝试，对断口描摹进行分析。拉伸及冲击试样取样地位示意图如图2所示。

2、了局与分析

2.1接头组织分析

2.1.1宏观描摹

图3为TC11钛合金接头焊态、焊后热处置态的金相显微组织。由图3(a)能够看出，焊态接头可显著分辨出3个区域，别离为焊缝区(WZ)，热力影响区(TMAZ)和母材(BM)。其中焊缝中心较亮，晶粒尺寸较另表两个区域更藐幼，因而更耐侵蚀。热力影响区组织存在流线描摹，这一区域的组织在焊接过程中由于热力作用产生描摹上的扭转，以变形晶粒为主，且越 靠近焊缝变形水平越大，靠近母材处则根基保留母材特点。经双沉退火后的接头焊缝依然清澈，但是热力影响区与母材接壤限吞吐不清，甚至隐没。热力影响区的组织变形显著减幼，但依然存在。

2.1.2微观组织

图4为焊态、焊后热处置态TC11钛合金焊缝区、热力影响区和母材的微观组织。由图4(a-1)焊态焊缝区微观组织可知，接头的焊缝中心由藐幼等轴晶粒组成，晶粒内部含有α片层及针状α相，这些针状α相与层片α互订交错，晶界α清澈可见。注明在焊接过程中焊缝中心温度超过β转变点，产生α→β转变，随后在冷却过程中β相内析出α相。由于冷却速度极快，并非所有β相在冷却过程中都转变为α相，有一部门β相留存，此部门β相由于急剧的冷却过程处于亚稳状态。此表，还产生了动态再结晶，中心组织转变为藐幼的等轴晶粒。经过双沉退火后，焊态的焊缝中心组织描摹齐全隐没，区域内藐幼再结晶晶粒转变为粗壮的等轴、粗针状、条状α相和转变β片层(图4(a-2))。注明在双沉退火时，焊缝内的α马氏体组织向粗针状α相转变，且在高温保温时有β相的析出，在冷却过程中从β相内析出α组织。

图4(b-1)，(b-2)为焊态、焊后热处置态热力影响区的微观组织
？芍，焊态接头的热力影响区中初生α相产生变形，成为变形晶粒，且变得吞吐不清，内部有在焊接过程中不齐全的α→β→α转变留存下来的针状次生α相，这种相重要散布于初生α边缘。经焊后热处置后(图4(b-2))，变形晶粒的变形水平大幅度减幼，晶粒长大显著，变形α晶粒内部的针状次生α相隐没，与β相的界限变得极度清澈。β相从α晶粒边缘析出、长大，且在热处置的冷却过程中又有α相的析出(内部含有棒状或粗针状的α相)，在热处置中部门变形α相出现球化景象。

图4(c-1)，(c-2)为焊态、焊后热处置态母材的微观组织
Ｄ芄环⑾，焊后热处置后依然存在大量的等轴α晶粒，部门存在于β相内的细针状α产生粗化，转变为短棒状及粗针状，此时β相内还留存有较为显著的细针状α相。

2.2接头EBSD分析

由于TC11钛合金接头中β相含量较少，α相含量较高，本工作仅分析α相的反极图(inversepolefigure，IPF)，如图5所示，图中玄色区域为β相，RD为焊接方向，TD为垂直焊接平面方向。接头焊缝区α相IPF如图5(a-1)，(a-2)所示，可知，焊缝区晶粒的取向不论是焊态还是热处置态都相对于热力影响区越发随机，焊态接头的焊缝区晶粒极度藐幼，多为细长的针 状α相。经过热处置后晶粒产生粗化，转变为粗针状，与图4(a-2)描述相符。此表，热处置后的焊缝区晶粒取向相较于焊态接头越发随机，能够以为是在热处置过程中沉新析出的粗针状α相取向比在焊态接头析出的α相取向更为随机。

热力影响区α相IPF如图5(b-1)，(b-2)所示，能够看到，焊态下β相的含量远弘远于热处置态β相含量，且β相散布为流线型。焊态的α相晶粒越发藐幼，热力影响区也出现了肯定水平的动态再结晶，与图4(b-1)相对应，在变形晶粒之间存在藐幼的二次α相。

热处置后，变形晶粒依然存在，但是晶粒变得更粗，在IPF图中也能看到图4(b-2)中出现的等轴α晶粒。此表，经过焊后热处置，部门变形晶粒依然保留有较强烈的择优取向，但是晶粒取向产生较大扭转。

接头母材α相IPF如图5(c-1)，(c-2)所示，可知，焊态的母材β相含量更高，注明在热处置过程中，母材区域在热处置过程析出的β相在冷却过程中转造成α相，在第二阶段热处置中组织不变动，导致母材组织中β相含量的削减。焊态和热处置态晶粒取向较为类似，险些不存在择优取向，方向的随机性是3个区域中最强的。

2.3接头力学机能分析

2.3.1显微硬度

焊态、焊后热处置态TC11钛合金接头显微硬度如图6所示。由图可知，焊态接头的焊缝中心硬度最高;热力影响区距离焊缝越远，显微硬度越低。这是由于，焊缝中心的晶粒重要由藐幼的再结晶晶粒组成，晶粒产生细晶强化，硬度较高，此表，焊态接头的焊缝中心区域重要为α相，比例可达90%以上。有钻研批注[16]，在钛合金的析出相中，α相的硬度要高于β相， 所以焊态接头的焊缝中心硬度最高。热力影响区硬度降落，是由于距离焊缝越远，动态再结晶水平越低，β相含量更高，固然热力影响区有形变强化，但是这种强化相对于再结晶以及相转变影响较幼。在靠近母材的热力影响区硬度较低，是由于这一部门热力影响区距离焊缝较远，在焊接过程中产生的变形很幼，形变强化险些能够忽略，但是也受到肯定的焊接热的影响，晶粒略微长大，因而硬杜仔略微降低。经过双沉退火热处置后，接头中心焊缝区硬度显著降低，约莫降落50HV，且焊缝区、热力影响区、母材的硬度差距较幼，注明在经过热处置后，接头的组织均匀化，区域之间差距减幼。焊缝中心的藐幼等轴晶隐没，α相重要以粗针状、条状和块状散布，细晶强化险些隐没，β相含量显著增多，导致硬度降落，热力影响区同样如此。从接头硬度的散布情况能够看出，此热处置工艺将接头的组织硬度调控到了与母材类似，热处置成效优良。

2.3.2拉伸机能

焊态、焊后热处置态TC11钛合金线性摩擦焊接头拉伸机能如表2所示，其中Rm为抗拉强度，Rp0.2为屈服强度，A为伸长率，Z为断面收缩率
Ｄ芄环⑾，焊态和热处置态接头拉伸机能相近，且断裂地位位于远离焊缝的母材区，断裂大局均为韧性断裂，存在颈缩，注明在此焊接参数下，接头的强度并不弱于母材。

经过焊后热处置，接头母材的组织固然产生扭转，但是对于强度并没有产生显著影响。

2.3.3冲击机能

TC11钛合金线性摩擦焊接头的冲击机能如表3所示，其中KU2为冲击功，aku为断裂韧度
Ｄ芄环⑾，焊态焊缝的冲击韧度显著幼于母材，这是由于，焊接后焊缝中心组织由母材的等轴态转变为亚稳态β相与α'组成的组织，且并不均匀，阐发出强度较大而塑性较差。此表，焊缝中心由于受到焊接压力的作用，焊后残存内应力较大，容易出现应力集中，在受到表部冲击时，易产生裂纹源而产生断裂，从而阐发出较低的韧性。经过热处置的焊缝韧性有显著提升，约莫在80%以上，这是由于，焊后热处置后焊缝区的α马氏体与亚稳态β相齐全隐没，焊缝组织产生静态再结晶，α晶体向等轴晶发展，有球化趋向，与焊态接头相比，组织越发均匀。焊后热处置对母材韧性的影响不大，这也是由于焊缝组织通过静态再结晶行为与母材组织变得越发靠近。

2.3.4断口描摹

冲击尝试后试样断口的SEM像如图7所示。由于试样尺寸较大，难以拍摄全貌，因而每个试样取3个拍摄地位:靠近U型坡口处、断裂截面中部、断裂截面结尾
Ｄ芄环⑾，在焊态接头的起裂区(图7(a-1))存在很多微幼孔洞和较浅的韧窝，断裂类型是韧窝断裂。断口中部的SEM图(图7(b-1))显示，断裂类型同样是微孔荟萃型韧性断裂，但相迸宗坡口处的裂纹源，裂纹放射区的孔洞显著增多，且韧窝较深，注明该区域抵抗断裂的能力更强，即韧性更高。断口结尾(图7(c-1))是断裂的剪切唇，这一部门的微孔极少，韧窝很浅，虽是韧性断裂但吸收的冲击功相迸宗前两个区域有极度大的降落。断口描摹的变动注明裂纹扩大的放射区抵抗断裂的能力最强，在断裂末期接头抵抗冲击的能力变得很差，从而表此刻冲击测试中吸收功较低。经过焊后热处置的接头(图7(a-2)，(b-2)，(c-2))，断口各区域描摹都极度类似，韧窝较深，且存在较多孔洞，断裂类型均为微孔荟萃型韧性断裂，与焊态的接头断口相比，热处置后接头在坡口处及断口结尾的韧窝更深、韧性更好，进一步注明热处置后接头的韧性获得了极大的提升。

3、结论

(1)热处置后接头焊缝区内原有的组织齐全隐没，由热处置过程中析出的粗针状、条状、球状α晶粒和β析出相组成;热力影响区仍有变形晶粒，晶粒长大显著，变形减幼，部门变形α晶粒球化;母材组织经过热处置后次生α晶粒发成长大，呈粗针及短棒状。

(2)焊后热处置使得焊缝区与热力影响区α晶体取向越发随机，择优取向降低，焊缝区、热力影响区和母材的β相含量显著削减。

(3)焊后热处置后接头中心高硬度区隐没，接头中心硬度相比焊态接头硬度降落约50HV，热力影响区硬度较焊态硬度上升约30HV，母材险些未产生扭转，整体硬杜纂母材相近。焊接接头在热处置后抗拉强度、屈服强度未产生显著变动，冲击韧性为61.3J·cm^-2，相比焊态接头提高约80%，与母材靠近。

(4)焊态接头与热处置态接头的断裂类型均为韧性断裂，焊后热处置接头断口中韧窝深度更大且微孔较多，韧性相对于焊态有极大改善。

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基金项目:国度天然科学基金赞助项目(52105411，52105400);凝固技术国度沉点尝试室自主课题(2021-TZ-01)

收稿日期:2022-08-16;订正日期:2023-03-24

通讯作者:李文亚(1976—)，男，教授，博士，钻研方向为先进固相衔接技术，联系地址:陕西省西安市交谊西路127号西北工业大学资料学院(710072)，E-mail:liwy@nwpu.edu.cn