惯性摩擦焊焊接不同的镍基高温合金720Li和IN718

1、本科毕业设计英文翻译专业名称： 材料成型及控制工程 学生姓名： 指导教师： 完成时间 ： 本科毕业设计英文翻译指导教师评阅意见学生姓名： 班级： 得分： 请指导教师用红笔在译文中直接进行批改，并就以下几方面填写评阅意见，给出综合得分(满分按15分计)。1、专业术语、词汇翻译的准确性；2、翻译材料是否与原文的内容一致；3、翻译材料字数是否符合要求；4、语句是否通顺，是否符合中文表达习惯。指导教师(签名)： 年 月 日 惯性摩擦焊焊接不同的镍基高温合金720Li和IN718Z.W. HUANG, H.Y. LI, M. PREUSS, M. KARADGE, P. BOWEN, S. BRAY,

2、andG. BAXTER摘要：本文介绍了镍基高温合金720Li和IN718惯性摩擦焊接头一个全面的显微结构的表征。研究在焊接以及焊后热处理的条件下进行。详细的金相分析展现了在惯性焊合金720Li和IN 718中硬度资料与呈现的沉淀相形态改变的关系。该研究论证了镍基高温合金720Li和IN 718的惯性摩擦焊焊缝区形成了一个没有微孔和裂纹以及明显的化学迁移的焊接。然而，在不同的焊接每一侧观察到晶体结构方面以及析出相的分布变化有本质的区别。含有高体积分数的合金720Li相对于以为主要强化相的合金IN718展现出更宽的热影响区。合金720Li由于的损耗，焊态下在焊缝附近仅仅出现了一个很小的硬度波谷，

3、然而强化合金IN718出现了一个无沉淀的焊接软化区。这个异种型材焊接在合金720Li的一个典型退火温度760进行焊后热处理，结果导致一个在焊接区两侧出现了一个强的热影响区。对比焊态以及焊后热处理状态，同时发现IN718在去应力处理后处于过度时效的状态。关键字：镍基高温合金、惯性摩擦焊、沉淀相、热处理1 引言惯性摩擦焊是一种固态焊接方法，可以用来焊接含有高体积分数的镍基高温合金或者不同类型的镍基高温合金。在惯性摩擦焊过程中，一部分连接在旋转的飞轮上，而第二部分即不旋转部分在轴向力的作用下与旋转部分接触。然后，储存在旋转飞轮的动能在两部分接触表面转化为热能。通过这种方式，在接触表面产生足够的高温，

4、与扭矩和轴向压力一起作用下，导致材料挤出完成焊接。由于适用于大批量生产，人们认为惯性摩擦焊是一种具有优势的加工方法。更主要的是，不像电子束焊、激光焊、以及其他焊接方法，惯性摩擦焊是一种固态焊。因此，一些与熔融有关的问题，如微裂纹的出现、沉淀不利阶段、晶间裂纹和孔隙可以避免或者减小。因此，含有高体积分数的不能进行熔焊的镍基高温合金，可以通过惯性摩擦焊技术来焊接。惯性摩擦焊广泛应用于汽车和发电行业。在航空发动机行业，惯性摩擦焊主要应用于耐高温材料，如钛合金镍基高温合金。在该研究中，进行了名为720Li和IN 718的两种类型镍基高温合金的惯性摩擦焊。这种不同类型材料的焊接对航空工业极具吸引力，因为

5、它在保持了机械性能以及满足温度性能要求下显著降低了质量。该研究目的在于，通过分析两种不同材料整个焊合区的映射显微硬度以及微观结构的变化来提高对两种不同类型镍基高温合金材料惯性摩擦焊的理解。先前相同镍基高温合金的惯性摩擦焊的显微结构已经表明，由于靠近焊缝区的导热历史和重塑性变形，可以观察到显著的显微结构变化，这导致了沉淀的部分或者全部溶解。由于焊缝区的温度达到了锻造温度范围，因此预计在该区域也发生了的溶解。研究集中在这种惯性摩擦焊残余应力特征上，这突出的显示了焊接区高水平的张力以及发展一个适当的温度来降低应力的重要性。目前的工作是首次关于不同类型镍基高温合金惯性摩擦焊的冶金研究。720Li和IN

6、 718的两种类型镍基高温合金的惯性摩擦焊冶金评估在焊态和焊后热处理状态下进行。焊接评估包括显微硬度的映射以及焊接热影响区和母材的金相分析。晶体结构的显微结构特征是通过电子背散射衍射分析技术研究的。实验中应用用场发射扫描式电子显微镜、透射电子显微镜、能量色散 X 荧光光谱仪来分析相关的强化相和。研究中广泛应用的显微结构映射为合金720Li和IN 718整个焊缝区以及近缝区的冶金性能即相关的硬度资料分布以及沉淀相呈现的形态给了一个详细的分析。2 实验2.1 材料和样本合金720Li是一种先进的镍基高温合金。它优异的机械性能是由于基体中析出的约占体积分数为45%的 (Ni3(Ti、Al) 有L12

7、 结构)沉淀相。720Li合金中根据其尺寸分为初生、次生和第三。初生在固溶处理过程中残存不溶解。它存在于晶界并阻碍晶体的长大。次生和第三在冷却过程中形成，一般尺寸分别大于100nm和小于50nm。晶内的双峰分布是主要的强化来源。IN718是一种应用广泛的镍基高温合金，它的强化来源于 (Ni3(Nb), DO22结构 和沉淀相联合作用。都是纳米级的沉淀相。和的体积分数主要由相关所含的Al,Ti和Nb所决定，体积分数一般可以达到3到4。此外，在IN718基体中可以观察到一种更加稳定的相(Ni3(Nb)具有正交DOa结构)。该相有微米级的尺寸，主要分布在晶界，锻造过程中能够阻止晶粒的长大。用于惯性摩

8、擦焊的合金720Li和IN 718管材是经过大量锻造加工成型的。表格1中给出了两种合金的化学成分。针对合金720Li中在1105进行4小时的亚固溶处理，同时针对合金IN718中在980进行1小时的亚固溶处理。为了消除锻件的残余应力以便于进一步加工，两种锻件都要进行去应力退火。在这项研究中，两种合金的管材加工有143mm的外径，U 720Li有25mm的壁厚，IN718有20mm的壁厚，然后在MTI进行惯性摩擦焊。用于显微结构研究的切片是用电火花加工方法从焊接管材上沿轴向加工而来的。这些切片的焊后热处理为，在空气循环炉中进行温度为760的时间为2、4、8和24小时的保温，然后空冷至室温。表1 实

9、验用于惯性摩擦焊的镍基高温合金的化学成分(质量分数，平衡镍)合金FeCrMoNbCoTiAlWSiCBU720Li163155.02.51.250.0150.015IN71817.9517.822.925.390.130.990.500.070.0240.0042.2 显微硬度的检验维氏显微硬度的检测是用标准的维氏硬度压入机器给样品加载1kg,以此方式进行。显微硬度的检测在轴向以及径向平面上进行。对于每一个试样，特定的检测在焊接中间区域与轴向平行的五个相互隔开的地方进行，隔开的距离远大于五个压痕分开的距离。测量值来自于距焊缝10mm远的位置，为了确保测量距离的精确，在焊缝区额外增加五个测量点。

10、用千分尺控制轴向缩进的距离。所测得的结果为每个轴向的测量平均值。合金720Li显微硬度平均偏差值为7.2(HV1)、合金IN718的为6.6(HV1)。2.3 扫描电镜和相图分析根据普罗伊斯的人用高分辨率扫描电子显微镜对腐蚀样品的研究，能够知道的尺寸只有几个纳米。离焊缝不同距离处的分布特征的研究是利用扫描电子显微镜(FHILIPS* XL 30)在8kv的电压下和二次电子模式下进行。硬度压痕用来作为轴向距离的参考点。的腐蚀剂的化学成分如表2所示。这种腐蚀剂可以溶解掉磨光面的沉淀，保留下基体。由于镍基高温合金通常展现出双模态或者三模态分布，因此需要在不同放大倍数先研究该材料。在每个轴向每个放大倍

11、数下拍五张照片，随后进行分析。表2 的腐蚀剂的化学成分第一部分第二部分150ml H2O15ml HNO3150ml HCL20ml H2O2.5g MoO330ml晶间粗大的初生的尺寸以及体积分数利用平均线性截距法进行研究。晶内的次生和三次的研究是利用控创KS400(英国比斯特图像分析协会有限公司)图像分析软件包进行的。对于在合金720Li热影响区发现的潮汐沉淀的定量研究，曼切斯特大学的高分辨率的扫描电子显微镜起到了促进作用。这个显微镜装备有一个通过透镜探测器，它工作在5kv电压下，最大分辨率为2nm。对于西龙扫描电子显微镜拍的照片，仍然使用控创KS400图像分析软件包进行定量分析。体积分数

12、平均精准度是由每一个族标准差的计算平均值所决定。这是前面讲过的。2.4 能谱显微分析在焊缝用一个装有链接依希斯分析能谱分析仪(英国海威考姆勃牛津纳米分析设备)的PHILIPS XL 30的扫描电子显微镜对基体进行能谱点分析以确定整个焊缝区的化学成分改变状况。在采集数据前按标准镍试样对能谱分析系统进行校准。化学成分点分析在电压为20kv、光斑尺寸为5的加速电压下进行。在近缝区用的最小步长为2um。结果很好的表明，空间内电子大量相互作用决定着化学分析的精准度，这决定于加速电压和所分析的试样中的元素。在20kv零倾斜加速电压下，焊缝两侧空间范围计算结果给出合金IN718一侧分辨率为1.29um、合金

13、720Li一侧为1.35um。2.5 透射电子显微镜法如、和位错显微结构特征的透射电镜研究，是利用一个PHILIPS CM 20透射电子显微镜进行研究的，它的工作电压为200kv。用电火花加工沿焊接管材轴向切下厚度为4mm的切片，随后用车床加工成直径为3mm的棒状。直径3mm棒的一个简单的电解抛光以及腐蚀过程是为了揭示焊缝同时精确的定位焊缝切割砂轮。用金刚石涂层轮从试样棒上切下约200um厚的圆盘，然后进行双喷电解抛光，IN718用含有12%高氯酸的酒精溶液作为抛光剂，720Li用含有20%高氯酸的酒精溶液作为抛光剂。假设透射电镜观察下薄片区位于加工圆盘的中心位置，透射电镜与焊缝相关的轴向位置

14、，由焊缝和切割位置之间的距离加上圆盘厚度的一般所得，一般约为100um。根据利用边缘厚度和消失距离g(对于Ni矢量为200，取g为27.5nm)计算出来的金属薄片厚度，IN718中体积分数的定量分析是在透射电镜集中暗场图像上进行。当进行透射电镜照片的图像分析以研究的体积分数是，有着特定g矢量的难以发现的也被考虑在内。类似于颗粒的定量分析，体积分数和尺寸的平均精度决定于标准偏差的计算平均值。2.6 电子背散射衍射(EBSD)整个焊缝区不同位置EBSD映射是在英国曼切斯特的曼切斯特材料科学中心的飞利浦XL30扫描电子显微镜上进行的，该扫描电镜装有当代最先进的EBSD系统和弗拉门戈软件。EBSD模型

15、的检测是用一个电荷耦合相机和图像处理的背景减法进行的。因为预计在760对焊接材料进行焊后热处理过程中不会发生晶粒尺寸变化或再结晶，因此只对焊态进行映射。每种合金从焊缝到母材要求有十个区域的映射，每个映射的扫描步长为0.15um到0.75um。汉弗莱等人发展的分析软件VMAP对EBSD数据进行分析，以获取晶粒尺寸，分布方位和存储能量。微观结构由定向数据重建，根据平均直径=1.5MLI，每个图的平均晶粒直径由平均线截距(MLI)决定。 每个定向图至少包含1200个晶粒。储存能量用来估算材料不同轴向位置的塑性变形水平。每幅图的储存能量决定于每个晶粒内的位错的多少。该方法假设材料中所有的储存能以小角度

16、或大角度晶界晶界能形式存在，同时假设自由混乱度的对储存能的贡献忽略不计。该方法同样假设晶界为低能量的稳定晶界，如果知道了晶界取向角，就可以利用瑞德肖克莱方程估算晶界能：(1)m是大角度晶界的晶界能，m是大角度晶界位错取向(通常为15°)。3 结果与讨论3.1 焊缝的冶金特性焊缝区合金720Li和IN718中的晶粒分布以及粗大析出相的示例如图1(a)和(c)所示，母材区的如图1(b)和(d)所示。这些扫描电镜图像显示近缝区300um范围内合金720Li形成了初生的贫化区域如图1(a)所示，然而在一半尺寸范围内IN718展现出贫化区。图1(d)也显示在IN718母材区存在粗碳化物。对比图

17、1(a)、(c)发现，在近缝区相对于合金720Li，合金IN718中保留有更多的初生碳化物，这可能与合金IN718比合金720Li含有更多碳元素有关(表1)。表1和图1(a)、(c)显示近缝区为等轴晶，这说明在焊接过程中微观结构发生了再结晶(在F部分用EBSD更精细的分析可以发现)。在平衡条件下，合金720Li中的溶解温度约为1150。在快速加热条件下，例如300/s,超耐热镍基合金(类似于合金720Li的镍基高温合金)中发现明显的过热影响，由于动力学效应的溶解温度提高了约125。然而，最近RR1000(粉末冶金镍基高温合金,含有40%的)的惯性摩擦焊的模拟显示惯性摩擦焊过程中加热速率明显小于

18、300/s，因此，近缝区合金720Li的实际最高温度接近于的平衡态固溶温度。布鲁克斯报告说合金IN718中平衡条件下固溶温度为约1000。在这样的温度下，合金IN718中沉淀强化和有希望完全溶解。一旦沉淀强化相溶解，就可以合理的假设材料表现出很低的流变应力同时材料将被挤出形成飞边。因此，可以预测焊缝两侧近缝区不同最高温度的微观及宏观结构特征：合金IN718相对于合金720Li可以在更低的温度下被挤出形成飞边，合金720Li预计需要更高的温度及更长的加热时间。焊接区宏观研究揭示相比720Li，IN718一侧形成更厚的飞边。现有条件下测得合金IN718的飞边平均厚度为5.0mm，合金720Li的为

19、1.5mm。这可以解释在高温区两种合金不同的高温机械性能，即合金IN718比合金720Li强度下降更快。图1 扫描电子显微镜显示(a)焊态下焊缝处的720Li和(b)母材中的720Li；(c)焊态下焊缝区的IN718；和(d)母材中的IN718。如箭头所示图(a)中的初生贫化区，图(c)中相贫化区，以及标出的碳化物3.2 焊缝区化学成分的变化用能谱仪对焊缝区晶粒进行分析来研究焊缝区化学成分的变化。如图2(a)所示，一个相当大的晶粒(标记为晶粒G)扩展到整个焊缝区。在焊缝两侧距焊缝2到50um的范围内进行点分析。如图2(a)所示，首先分析的三个点在晶粒G内，每个点间隔2um。在相离的晶粒内，第四

20、个分析点距焊缝10um，第五个点距焊缝15um。第六个分析点位于图2外部，距焊缝50um处。以这种方式对焊缝区进行一些扫描。焊缝区的一些典型的组成元素(Fe, Co, Nb, 和Ti)在图2(b)中被绘制出来了。有趣的是要注意一下，整个晶粒G晶界的能谱点分析好像显示在这个晶粒中存在12um的化学梯度，这里的化学成分由IN718类型想720Li类型逐渐转变。这一点可以通过Fe和Co清楚的看到，因为他们只存在于IN718，后者只存在于720Li。在焊缝区不同位置可以观察到类似大的化学梯度存在于整个焊缝区。分析显示在惯性摩擦焊过成中没有严重的化学成分交叉扩散发生，限制了化学成分在合金间的变化，而只发

21、生与晶粒之间(小于15um)。 图2 (a)EXD点分析焊缝两侧距焊缝250mm整个区域。前三个统计数据位于晶粒G内，它贯穿了整个焊缝。(b)整个焊缝区相应的元素数据。参考文中具体描述。3.3 显微硬度数据图3显示的是焊缝区焊态及4个760焊后热处理状态沿轴向的显微硬度数据。在焊接状态下，合金IN718和720Li基材表现的硬度分别为490和450HV。在合金720Li中，焊态和焊后热处理的显微硬度数据从焊缝7mm处开始改变，硬度普遍有一定的增加，其中焊态增加最明显。合金720Li中焊态状态和焊后热处理状态硬度区别最明显，焊态下距焊缝2.5mm处出现一个硬度的波谷，而焊缝处的硬度与母材相近。与

22、此相反，焊后热处理状态下焊缝处硬度相对于基材处增加了10%，而热影响区没有出现硬度的波谷。图3 合金720Li和IN718焊缝焊态和760热处理态沿轴向位置的显微硬度数据(d=0)与720Li相比，在焊态下合金IN718从焊缝到距焊缝2.5mm的区域发生了更大的硬度下降，同时焊缝区没有硬度的恢复。焊态及焊后热处理的硬度数据显示合金IN718有一个约为5mm的热影响区，这比720Li的热影响区略小。760进行焊后热处理，即使持续时间只有两个小时，合金IN718热影响区的显微硬度也发生了显著的恢复。合金IN718的四个焊后热处理状态与合金720Li相似，靠近焊缝的热影响区硬度增加，达到的最大硬度值

23、比相应的母材高10%到15%。图3展示了一些值得注意的有趣的细节。首先，显微硬度数据显示，非常靠近焊缝的硬度出现轻微的降低。发生这种情况的原因可能与基体晶粒的再结晶有关，这将在第三部分F块进行讨论。图3可以看出，在760进行焊后热处理，合金720Li基材没有明显的硬度损耗。推荐最大时效温度为732的合金IN718基材，在焊后热处理过程中硬度明显降低。合金720Li有着相对高的焊后热处理温度是因为惯性摩擦焊产生的应力难以消除。显微硬度数据显示，从一个点的机械性能来看，760焊后热处理过程保温时间应该尽可能短。然而，应力分析可能暗示要更长的退火时间。3.4 合金720Li惯性摩擦焊中的分布特征合金

24、720Li的总体分布特征是颗粒尺寸成三峰分布，这其中初生相、次生相以及三次相有着不同的尺寸分布。在这片文章中这三种类型的被称为原始，因为他们都最初呈现在合金720Li母材中。因为三种沉淀存在于不同的温度范围内，所以假定三种的化学成分有一定的不同。由于的化学成分不同，所以相信紧随次生和初生，三次有着最低的溶解温度。在快速加热和冷却条件下，可能由于初生、次生和三次尺寸的不同，这种不同在固溶温度上将增加，这是由于动力学效应的影响。用扫描电子显微镜对母材焊态和焊后热处理状态下焊缝到距焊缝10mm的范围内晶粒间和晶粒内的分布特征进行研究。粒度的典型分布，初生为1到4um，次生为150到500nm，三次为

25、30到70nm。图4(a)到(c)展示了从焊缝开始的位置在焊态和不同焊后热处理(4和8小时，760)状态下的体积分数，(a)为初生的、(b)为次生的、(c)为三次的。从图4(a)到(c)可以看出合金720Li中沉淀相的总体积分数为48%左右。图4 焊态和760热处理态沿轴向位置初生(a)、次生(b)、三次(c)的体积分数。每一个图中都有一个误差棒，用来显示体积分数测量的平均误差。从图4(a)到(c)清楚的显示惯性摩擦焊可以引起母材中存在的各种类型的显著的溶解。靠近焊缝区先是三次溶解，接着是次生溶解，最后是初生溶解。在焊态下，每一种溶解位置为：初生从距焊缝0.25mm开始，次生从距焊缝0.5mm

26、开始，三次从距焊缝1.75mm开始。每种体积分数达到母材水平的位置为：初生距焊缝约为1.75mm，次生距焊缝约为2mm，三次距焊缝约为5mm。表3概述了热影响区原始减少或耗尽的位置。应该注意的是，在合金720Li热影响区发现了以往称为再沉淀的第四种类型的，在惯性摩擦焊最后阶段密集的沉淀出，在焊态下平均颗粒尺寸小于10nm。因此，表3仅综述了原始的溶解，即最初存在于母材合金720Li中的。表3 合金720Li焊态和热处理态原始(初生、次生、三次)的分布正如人们所料，各种的原始贫化区和原始减少区的尺寸严重依赖于沉淀的尺寸范围。还需指出的是，沿轴向距离焊后热处理对分布的影响程度同样严重依赖于沉淀的尺

27、寸范围。据发现，焊后热处理方案的应用对初生和次生的分布都没有明显的影响。第三部分A块提到，初生的固溶温度为1150，这高于焊后热处理温度760。因此，在焊后热处理温度初生是稳定的，如图4(a)所示。初生的体积分数平均精度为1.08%。应注意，相比其他条件，4小时焊后热处理状态下基材初生的体积分数略高，这很可能是由于锻件合金720Li中可以经常观察到的组织不均匀问题。图4(b)表明在7608小时的焊后热处理可能对损耗区次生的体积分数有一轻微的影响。次生体积分数略大表明，尽管存在散射范围的不同，在这个区域出现了次生沉淀显著长大。次生体积分数的平均值为1.28%。合金720Li的大量显微结构分析显示

28、，尽管显微硬度从距焊缝7mm的地方开始改变，而三次从距离焊缝5mm的地方开始溶解(图4(c)和表3)。三次的平均体积分数为1.38%，这意味着三次体积分数很小的变化不太可能被检测到。越靠近焊缝三次体积分数减小越明显。图4(c)显示，在距离焊缝2.5mm的地方，三次的体积分数下降了大约25%到15%。图4(c)同样说明在三次部分溶解的区域(距焊缝2到5mm)，焊后热处理对其体积分数有着显著的影响。尽管原始贫化区尺寸没有减小多少，但原始损耗区尺寸显著减小(表3)，这个现象是由三次颗粒部分溶解范围扩展引起的。对比图3和图4(c)很明显发现，焊态合金720Li距焊缝2到5mm的区域硬度的降低与三次的损

29、耗有着密切的关系，因为在该区域初生和次生的体积分数没有发生变化。靠近焊缝区，显微硬度恢复，形成了典型的V型曲线。焊接过程中原始大部分或者全部溶解，该区域强度增加主要是由于二次沉淀形成非常细小的颗粒沉淀。高分辨率扫描电子显微镜观察显示，在热影响区，的二次沉淀发生在焊接结束阶段冷却过程中。合金720Li中二次沉淀相尺寸(小于10nm)明显小于母材中三次(30到70nm)，这是由于高的冷却速率，同时导致显微结构研究过程中容易将其从三次相中分辨出来。图5(a)到(d)是焊态下典型的高倍率扫描电子显微镜图片，分别显示了焊缝区距焊缝1.75mm区域的二次沉淀颗粒和距焊缝1.75、2.5、6mm区域的三次颗

30、粒。利用高分辨率扫描电子显微镜，焊态下焊缝到距焊缝5mm的区域内二次沉淀相的体积分数得以确定。焊态下沿轴向位置的二次沉淀颗粒的体积分数的数据生成并显示与图6。焊缝区体积分数相对高的二次沉淀相可以在图5(a)中清楚的看到。通过大量图像分析，测得二次沉淀相的体积分数为25%，颗粒的平均大小是9.4mm。二次沉淀相的体积分数随着离焊缝的距离的增加在减小，这是因为一定三次颗粒的保留(图5(b)。在距焊缝2.5mm的区域，焊态下观察到一个硬度波谷，图5(c)显示在该区域没有二次沉淀相。显然，很难确定在区域是否真的不存在二次沉淀相，因为二次沉淀相可能太小扫描电子显微镜无法进行研究。另外通过透射电镜对距焊缝

31、2.1mm的地方进行研究，发现在该区域存在一些纳米级别的超细颗粒(图7)。然而，假定这样细小的仅能提供非常有限强化作用是合理的，因为位错很容易切过它。如前面讨论的，在距焊缝2.5mm的区域，三次的体积分数下降了约25%到15%。图5(c)显示该位置体积分数的下降可能是由于三次部分溶解引起的。相比于靠近母材合金的三次(图5(d)，沿轴向6mm到2.5mm，颗粒平均尺寸从45nm降到了30nm。在前面引用17和18中，合金720Li中三次强化作用的重要性已经做了说明。目前的工作支持这些观察，因为在图3中观察到的硬度波谷明显与三次体积分数的下降和颗粒尺寸的减小有关。 在近缝区，先前的高能x射线同步加

32、速器衍射和现在对扫描电子显微镜所记录进行的大量分析表明，热影响区超细晶二次沉淀的驱动力是由原始的溶解提供，在焊接过程中原始全部溶解的区域驱动力最大。因此，在焊态下观察到硬度波谷是因为在该区域损耗最大。这样的一个区域可能在距焊缝几毫米的地方(本研究中在距焊缝5mm处)，该区域焊接过程中温度使原始部分溶解，并且没有提供有效的二次沉淀驱动力。然而，可以预测这样的贫化区的位置决定于热影响区的大小。实际上，任何观察到的特殊焊后微观结构特征都决定于温度和应力力历史，温度和应力有决定于焊接参数。图5 合金720Li焊态下 (a)焊缝区，距焊缝(b)1.75mm，(c)2.5mm，（d）6mm处细小的沉淀图6

33、 焊态和热处理态(760)沿轴向位置二次沉淀相的体积分数。每一个图中都有一个误差棒，用来显示体积分数测量的平均误差。图7 透射电子显微镜微观图像显示了焊态下U720Li距焊缝2.1mm处的二次沉淀相和三次相在进行焊后热处理过程中，粗大的三次部分溶解，这导致在距焊缝mm处三次的体积分数接近于25%。结果在该区域观察不到硬度波谷(图3)。假设合金720Li惯性摩擦焊在760进行4小时(确定为8小时在760)的焊后热处理微观结构发生完全的二次沉淀，这样就可以计算出二次沉淀相的体积分数。母材中原始总的体积分数计算结果为48%。轴向某一特定位置的二次沉淀的体积分数是总的体积分数(该研究中为48%)减去该

34、位置原始(初生、次生和三次)的体积分数。在离开焊缝的位置，当二次沉淀的体积分数降低时原始的体积分数就增大。在距焊缝5mm的区域，二次沉淀的体积分数降为零，原始得以保留，体积分数为48%。获得的焊后热处理条件下和焊态下二次沉淀的分布数据都绘制在图6 中。从图6可以看出，两条焊后热处理曲线从距焊缝2.5mm到焊缝存在一个陡坡，表明在焊后热处理过程中该区域二次沉淀的体积分数显著的增加了，这与图3 中硬度的显著增加是一致的。3.5 合金IN718惯性摩擦焊中分布特征图8 透射电子显微镜显示了焊态下合金IN718距焊缝 (a)0.2mm，(b)0.7mm(b)，(c)2.1mm和(d)4mm处的微观结构

35、由于在扫描电子显微镜中不能显示，因此合金IN718中主要强化相的显微结构特征的研究通过透射电子显微镜进行。合金IN718中强化相通常平行于基体100平面以带有圆盘平面的圆盘状沉淀出。为了得出的真是圆盘直径，沿100晶带轴线拍了全部透射电镜显微图。针对贡献的部分强化作用，合金中的分布特征也是用扫描电子显微镜进行研究。图8(a)到(d)是明视野透射电镜图像和相应的100沿晶带电子衍射花样，显示了焊态下距焊缝分别为0.2mm(a)、0.7mm(b)、2.1mm(c)和4mm(d)地方的显微结构。在距离焊缝0.2到2.1mm处，明视野图片显示没有和沉淀。另外，这些位置的电子衍射花样显示没有超晶格反射，

36、说明实际上和都全部溶解了。在距离焊缝4mm的地方，明视野图像显示有细小的分布。的真实大小不可能在明视野图像中测得，但是CDF图像研究显示母材合金IN718中厚度为5nm长度为20nm。有人认为图8(d)中看到的斑驳对比是和基体错配反应的结构。焊缝到距焊缝2mm区域内强化相的溶解解释了该区域强度显著下降原因(图3)。明视野透射电镜图像同时显示在焊缝附近的一个高密度的弱成对位移(图8(b)箭头所示)。图9 反映热处理态(8h/760)合金IN718集中距焊缝(a)0.2mm和(b)8mm处沉淀相的暗场透射电子显微镜的微观照片和衍射图。图10 热处理态(8h/760)合金IN718沿轴向位置和沉淀相

37、的体积分数。每一个图中都有一个误差棒，用来显示体积分数测量的平均误差。在760进行8小时的焊后热处理后，靠近焊缝区完全溶解的全部以薄的椭球圆盘状二次沉淀出。图9(a)和(b)用CDF图像和电子衍射花样展示了合金IN718进行760、8小时的焊后热处理状态后距焊缝0.2mm和8mm的区域内的分布。尽管它们在惯性摩擦焊过程中暴露于不同的温度下并且有着不同的冷却速率，但两个图像显示它们有着粗大但尺寸相近的(两个位置的平均尺寸都为70nm)。这个结果多少令人有些意外，特别是因为在惯性摩擦焊合金720Li一侧可以观察到温度历史对的分布有着显著的影响。然而，应该特别注意的是颗粒与三次类似，非常细小。选择在

38、760进行焊后热处理导致原始粗化，这可以通过对比图8(d)和图9(b)发现，图3中硬度损耗也可以反映这一点。因此，似乎在高退火温度大量过度时效过程中，焊缝区域的与母材中颗粒分布一致。焊后热处理用于消除惯性摩擦焊过程中产生的残余应力，但更根据它对合金IN718强度和硬度的影响可以看出该方案对IN718来说是一个过渡时效的方案，这可以从基材合金IN718显微硬度从450HV降到420HV得到证明。图9(a)和(b)展示的CDF图像是从热处理(8小时、760)材料相似厚度的透射电镜区域得到的。图9(a)中CDF图像是用g= 沿100光束轴向拍摄的，仅展显了100的变化；而图9(b)的图像是用g= 拍

39、摄，仅展示了010的变化。可以发现焊后热处理后在近缝区的密度明显大于母材合金中的密度。为了研究的体积分数，分析了一系列CDF图像，这些图像来自近缝区与母材之间。图10中给出一个沿焊缝轴向距离的体积分数的数据，它显示在焊缝处的体积分数为7%，高于母材中的体积分数。760、8小时的热处理后，在焊缝区域(焊缝到距焊缝0.2mm的区域)，颗粒的体积分数为22.6%，距焊缝1.3mm处减小到了19.5%，距焊缝2.5mm处减小到了16.2%。在合金IN718母材中，的体积分数为15.5%。相比于母材，近缝区颗粒的体积分数相当高的原因是焊缝区相的溶解，这可以从图1(b)中观察到。相的溶解为焊后热处理过程中

40、的二次沉淀提供了额外的Nb，这解释了焊后热处理条件下靠近焊缝处合金IN718硬度增加的原因(如图3，8小时、760热处理后相比于母材硬度增加了约10%)。 图11 显示热处理态(8h/760)合金IN718中细小的颗粒扫描电子显微镜所拍摄的微观图片的：(a)焊缝区 (b)距焊缝5mm处在8小时、760焊后热处理后，在合金IN718中观察到少量的细小沉淀。图11展示了在8小时、760焊后热处理后，焊缝到距焊缝5mm区域内合金IN718中沉淀的形态以及分布。沉淀的直径大小约为10到20mm。在焊缝处，沉淀的体积分数(6.4%)较母材处(4.4%)稍高。在8小时、760焊后热处理后，在分析了一系列来

41、自不同位置的图像后，可以确定沿焊缝轴向距离合金IN718中沉淀的体积分数(图10)。可以看出，相比于母材焊缝处和的体积分数都较高，同时两相增加的位置与硬度增加的位置具有很好的一致性(图3)。近缝区沉淀体积分数增加的原因还不是完全清楚，但它可能与该区域富含Ti的碳化物的溶解相关。3.6 焊缝区域晶粒尺寸分布和塑性功的特征图12 合金720Li和IN718焊态下整个焊缝区晶粒尺寸分布和储存能量的变化。为了测量晶粒的尺寸给了一个误差棒。图12总结了焊态下焊缝区晶粒尺寸的变化。可以发现焊接连接处两侧从距焊缝2mm处晶粒尺寸开始发生变化。每一种合金中，在距焊缝0.5mm处都可以观察到一个晶粒的波谷，合金

42、720Li中母材处晶粒尺寸为15um，在该处为8um；合金IN718中母材处晶粒尺寸为10um，在该处为7um。两种合金母材处有着大量的孪晶。为了评估材料中不同轴向位置储存变形功的水平，图12展示了整个焊缝区储存能的变化。资料显示晶粒尺寸波谷位置与高储存能位置一致。在焊缝处，储存能掉到了与母材类似的水平。这个结果显示在焊缝区域，惯性摩擦焊过程中材料被充分加热发生塑性变形，冷却过程中发生了再结晶。在距离焊缝0.5mm的位置开始了再结晶，这形成了细化的晶粒。观察结果与前面报告的惯性摩擦焊RR1000具有很好的一致性。完全再结晶显微结构连同相比于距焊缝0.5mm的地方稍微粗化的晶粒，共同解释了图3中

43、所有状态下该区域硬度稍微下降现象。尽管没有分析焊后热处理状态下的晶粒尺寸和储存能，但可以合理的假设760的退火温度不会导致热影响区任何一侧的发生再结晶。4 总结本文中对合金720Li和IN718惯性摩擦焊焊态及各种焊后热处理状态下的显微结构进行了详细的研究。硬度资料的记载用来绘制不同材料连接焊缝区的硬度变化图。随后，利用扫描电镜、透射电镜和电子背向散射衍射技术对显微结构进行了研究。主要的发现总结如下。(1) 显微硬度资料显示合金720Li的热影响区比合金IN718的稍大。相信这是由于两种合金不同的高温机械性能的不同。相对于合金720Li，合金IN718可以在较低的温度下沿焊接区域被挤出形成飞边

44、。因此，在焊缝区，相比于合金材料IN718，合金720Li将遭受更高的温度和更长的时间。(2) 焊态下在热影响区，两种镍基高温合金的显微硬度表现出很大的不同。高体积分数的合金720Li在焊缝附近形成了一个硬度的波谷，显微硬度是母材的80%，而合金IN718在焊缝到距焊缝2mm的区域出现了一个软化区，显微硬度仅为母材的50%。硬度数据的不同可以依据惯性摩擦焊过程中的溶解和二次沉淀来理解。由于合金720Li中Al和Ti的含量高，这种合金在惯性摩擦焊结束阶段的淬火过程中二次沉淀的驱动力大。因此，在焊态下合金720Li没有出现沉淀贫化区。另一方面，合金IN718由于Al和Ti的含量较低导致的体积分数相

45、对较低。尽管所有的和已经溶解，但在惯性摩擦焊终止阶段没有明显的二次沉淀发生，这导致了上述的软化区。(3) 在合金720Li中，焊态和焊后热处理状态下的硬度数据主要受三次和二次沉淀分布的影响。在距焊缝5mm的区域，由于三次的溶解，原始的体积分数开始降低。靠近焊缝区，次生和初生也发生溶解，这一般增加了靠近焊缝区二次沉淀发生的驱动力。合金720Li焊态下显微硬度数据出现硬度波谷的地方时损耗区，这里强化相三次大量溶解而二次沉淀的体积分数没有明显的增加。在距焊缝2mm到焊缝之间区域，二次沉淀体积分数的显著增加是由于初生和次生的溶解。这导致靠近焊缝显微硬度的增加。焊后热处理导致二次沉淀相和三次相的粗化以及

46、损耗区的消失。(4) 在合金IN718中，热影响区硬度资料的特征是在焊缝到距焊缝约2mm范围内硬度相对于母材下降了近50%。透射电镜研究表明，在软化区，所有的强化相溶解了同时冷却过程中没有二次沉淀生成。当/在高温下溶解的同时，Ti和Al较低的含量不能为惯性摩擦焊终止阶段淬火过程中二次沉淀的发生提供足够大的驱动力。在760进行焊后热处理，由于颗粒的溶解(在这里也发现了较小的密度的增加)导致了先前软化区体积分数的增加，这个软化区是相对于母材而言的，这导致了靠近焊缝地方硬度的增加。在焊后热处理后，热影响区和母材中的大量粗化降低了整个材料的硬度。正如人们设想，粗化水平和硬度的降低取决于焊后热处理的保温

47、时间。在8小时的焊后热处理后，的粗化导致近缝区和母材有着相近的颗粒尺寸。(5) 电子背向散射衍射对整个焊缝区晶粒尺寸分布和储存能量进行研究显示，近缝区合金720Li和IN718在焊接过程中发生了再结晶。由于再结晶的原因，焊缝两侧距焊缝0.5mm的区域有着明显的细化晶粒尺寸。由于在再结晶后晶粒的长大，焊缝区晶粒尺寸进一步长大。上述因素和焊缝区观察到的储存能的减少共同解释了焊缝区显微硬度数据中硬度轻微降低的原因。鸣谢作者非常感谢英国贸易工业部和劳斯莱斯股份有限公司的资金支持，同时非常感谢伯明翰大学Peter Thornton和曼切斯特大学Mike Faulkner的实验支持。参考文献：1. R.

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