整体叶盘是新一代航空发动机实现结构创新与技术跨越的核心部件，也是高效、低油耗航空发动机所要采用的关键结构，目前该结构已被广泛应用于新一代航空发动机的风扇、压气机和涡轮转子上[1,2]。线性摩擦焊接技术是一种新型、优质、高效、精密、节能的固态焊接技术，在异种钛合金整体叶盘加工方面有独特的优势，已经成为航空发动机制造业中一项关键的制造和修复技术[3,4]。

国内外对钛合金线性摩擦焊接接头的显微组织和微结构进行了初步研究[5,6,7,8,9,10]，结果表明焊接接头在焊接过程中塑性变形与动态再结晶(DRX)同时进行，焊合区形成了细小的等轴晶粒，热力影响区有大量的细长晶粒和少量再结晶晶粒。文献[11,12,13,14,15]报道了Ti-6Al-4V线性摩擦焊接接头内α相的取向差分布，表明织构在焊合区和热力影响区的分布基本不变，α相基极位于母材(Z0)方向的0°、60°和90°附近。文献[16,17,18,19,20]对异种钛合金线性摩擦焊接头形成机理进行研究，指出焊接过程中以及焊后摩擦界面始终存在，焊合线处形成了共生晶粒，通过扩散与再结晶的共同作用形成摩擦焊焊接接头。Ma等[21]对一种固溶强化镍基高温合金在线性摩擦焊接过程的结构演化进行了研究，结果表明焊接过程中发生了不连续动态再结晶，并伴随有部分连续动态再结晶和静态再结晶。Ma等[22]和陈燕[23]采用透射电镜对TC4线性摩擦焊接头组织进行研究，发现在焊接过程中，随变形程度逐渐增加，大量位错聚集缠结，胞状亚结构构成再结晶晶粒的核心。随着界面温度的降低，α晶粒沿β晶界逐渐生长，或向晶内生长，最终形成焊缝的细晶组织。

综上，异种材料的焊接问题在本质上是焊接接头的界面问题，但在界面形成机理方面仍需要深入研究[24]。本工作以航空发动机双性能盘常用的材料TC11和TC17异种钛合金摩擦焊接接头为研究对象，观察其微观组织，分析线性摩擦焊接接头的界面组成及连接机理。

实验所用材料为发动机整体叶盘常用的TC11 (Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si)和TC17 (Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr)钛合金[25]。待焊工件尺寸为76 mm×15 mm×22 mm，焊接面为15 mm×22 mm，焊前用丙酮擦拭表面。焊接实验采用LFW-250型线性摩擦焊机，最大顶锻压力为250 kN，配有焊接过程计算机测控系统。焊接工艺参数为：振动频率50 Hz，振动振幅2 mm，摩擦压力55 MPa，顶锻压力110 MPa。焊接完成后，对焊接件进行回火；回火制度为530 ℃、2 h，空冷。

焊接接头扫描电镜(SEM)试样腐蚀液采用Kroll试剂(体积比HF∶HNO3∶H2O=2∶5∶100)，透射电镜(TEM)试样通过离子减薄仪制备。采用配备INCA能谱仪(EDS)的Quanta FEG400 SEM和Tecnai G2 20S TEM (配备EDAX能谱系统)观察分析焊接接头界面显微组织和元素分布。

TC11和TC17钛合金的母材组织如图1所示。焊接接头组织宏观形貌如图2所示。线性摩擦焊接接头大致可分为3个不同的组织区域，分别为焊合区(WZ)、热力影响区(TMAZ)和母材。焊合区是指两侧材料的合金元素相互扩散及发生动态再结晶时有相互作用的区域。从图2可以看出，焊合区位于两侧材料摩擦接触的界面附近，光镜下呈现出一条黑白相间的带状组织的区域。热力影响区包括2个部分，即紧靠焊合区、发生了完全动态再结晶、晶粒非常细小的窄小区域称为近缝区，和从近缝区过渡到母材区域、晶粒发生明显拉伸形变的区域称为变形区。

2.2.1 界面SEM观察

大量观察发现，在焊合界面上有些部位形成了共有晶粒，即两侧材料的连接界面出现在同一个晶粒内部，如图3a中箭头A所指；有些部位则为明显的晶界面，界面两侧分别为2种材料，如图3a中箭头B所指。图3b和c分别为箭头A处和B处的放大图。可以看出，在界面的两侧晶粒内部均析出了细小的针状马氏体α。由于TC17合金中含有的β稳定元素较多，降低了相变温度，所以TC17焊缝处等轴晶内析出的α针比TC11侧的细小。并且，由于焊合区的晶粒较细，α相的形核位置较多，导致形成的α相片束均小于相应母材。由图3b可以看出，一个共有晶粒内两侧材料的针状马氏体α之间并不连贯，有个明显的界面。但金相腐蚀表面高度及颜色衬度变化不大，反映界面处成分、组织及晶格结构变化梯度小，没有发生突变。由图3c可以看出，共有晶界处被腐蚀出深沟，反映该晶界处成分、组织及晶格结构变化梯度大，发生了突变。对比图3b和c可以看出，虽然两侧各自组织特征基本相同，但中间的界面特征完全不同：图3b显示的是同一共有晶粒内，不同成分、组织结构形成的相界面，图3c显示的是2个成分、组织结构均不同的晶粒形成的晶界面。

2.2.2 界面成分分析

图3d是和图3a同一位置的背散射图，可以直观看出2种材料的焊合界面，焊合界面处成分的变化梯度，以及和两侧晶粒的相互关系。对焊接界面进行线扫描成分分析，拟合结果如图3e和f所示。可以看出，在共有晶界处Al元素的扩散距离大约为1.62 μm；Cr元素的扩散距离大约为1.46 μm。在共有晶粒内界面两侧，Al元素的扩散距离增大到3.76 μm，Cr增大到2.28 μm。

对比2处可以发现，在焊接界面的共有晶界处合金元素扩散的距离短，含量变化的斜率大；而在共有晶粒的连接界面处，元素扩散距离大，含量变化的斜率小。

分析认为，摩擦焊接过程中变形金属的动态再结晶晶粒优先依附在两侧近缝区的原有晶粒形核，再结晶晶界由两侧向焊合界面处迁移，使再结晶晶粒长大，同时消耗掉变形组织。新形成的再结晶晶粒的成分和结构必然尽量与母相相同，所以再结晶界面前沿、未发生动态再结晶的变形组织内、不同于母相的合金元素由于新形成的再结晶相的排斥作用，必然富集，使得含量增高。在再结晶晶界迁移过程中，一方面，晶界处由于界面张力作用，所以具有更高的化学势，对溶质元素有吸附作用，阻碍元素扩散穿越晶界向另一侧扩散。同时晶界移动对溶质元素有拖曳作用，溶质元素会随着晶界迁移。再者，晶界起着扩散通道作用，这利于原子沿晶界流向两侧，使得与变形组织接壤的再结晶组织前沿的成分均匀化。

若两侧材料的再结晶晶界正好迁移至与连接界面重合，则2个晶界在焊接界面处形成一个大角度晶界，即共有晶界。共有晶界两侧是与各自母相成分、结构相类似的2个晶粒，由于两侧再结晶组织对溶质元素的排斥效应和再结晶晶界的吸附效应，共有晶界处成分变化梯度大，表现为合金元素相互扩散范围小。若由于变形组织动态再结晶动力学的差异，一侧晶粒长大到另外一侧变形组织中，即晶界与焊合界面并不重合，则在焊合界面处形成共有晶粒。由于再结晶晶界对溶质元素的吸附和拖曳作用，共有晶粒内连接界面处元素浓度变化的范围较大。

2.2.3 界面组织及结构的TEM分析

图4a和b为TC11侧热力影响区显微组织的TEM像及选区电子衍射(SAED)花样。可以看出，该处组织主要为层片状的α相以及层间的残余β相，层片状的组织宽度为100~200 nm，长度在1.5 μm以上。在层片状结构上出现了大量的变形孪晶，如图4b所示。通过对衍射斑点的标定发现，孪晶发生在α相上，由于α相为hcp结构，滑移系少，在外力作用下塑性变形难以进行，而以晶体的孪生变形为主。

图4c为TC11侧焊合区一处明场像，图4d为该处的SAED斑点及其标定。可以看出，这张衍射图中包含了3套斑点，其中2套斑点分别为钛合金中的hcp结构的α相和bcc结构的β相，并且两相之间有如下的位向关系：(0001)α//(110)β，<11$\overline{2}$0>α //<111>β，即符合Burgers位向关系。另一套斑点也属于密排结构的α相，经标定可知2套α斑点为在[$\overline{1}$11]β相中形成的2种<2$\overline{1}\overline{1}0$>α。

图4e为TC17侧焊缝显微组织的TEM像。可以看出，焊合区附近的细晶区A在摩擦焊接过程中变形比较剧烈，该处的晶粒发生了严重的塑性变形，对该区域进行SAED，可以看到衍射斑点呈环状，变形程度大，位错密度高，局部有晶界。区域B中变形的α相大多沿着摩擦焊接振动方向排列。区域C由位向各异的针状α相组成，这些针状组织宽度为80~150 nm，长度可达1 μm。

图5a为一处焊接界面的TEM像，图5d是图5a中所示位置的成分线扫描结果。从图5d可以看出，在图5a明暗交接的地方Ti和Cr 2种元素的含量发生明显变化，故可确定该位置即为2种材料的焊合界面，左侧材料为TC11，右侧材料为TC17。在TC17一侧，Cr元素含量曲线出现了一段平台，Ti在该位置含量变大。图5b为图5a对应的暗场像。可以看出，在界面左右两侧有显微结构不同于基体的亮色条块。将扫描结果在暗场像中做对比，发现Cr元素的含量到界面右侧后开始上升，而在亮色条块处含量没有发生变化，之后含量又开始上升。从Cr含量的变化可以看出，亮色条块为α相，Cr元素为β稳定元素，Cr元素在α相中的含量低。所以在达到α相中Cr元素的含量后保持不变。Ti元素含量的变化也是因为Ti在α相中高于β相，从而使得线扫描曲线在亮色条块处出现这种变化。从暗场像中可以看到，α针的宽度约为100 nm。上述结果也说明，对双相组织，焊合区相界面处的成份变化要大于相内部。

图5c为图5a焊合界面的放大图(由于透镜的磁转角，成像角度有调整)。可以看出，该区域包含2个界面及其间的2个微区——微区1和微区2。与线扫描的位置进行对比发现，界面2为线扫描时元素含量突变的位置，即界面2为TC11再结晶晶粒与TC17再结晶晶粒接触的界面。

图6a为图5c中界面1及其近区的HRTEM像，界面1右侧区域又可根据原子排列的有序状态由虚线将其分为A、B两部分。区域A为在界面1左侧晶粒基础上生长出来的α相(10$\overline{1}$0)晶面，晶粒位向与界面1左侧晶粒略有区别。而区域B为微区1内另一位向的α相。说明界面1是在左侧TC11侧晶粒基础上开始有序再结晶生长的界面。

图6b为图5c中界面1和界面2之间的HRTEM像，图中虚线左侧属于微区1，虚线右侧属于微区2。可以看出原子在微区1排列基本有序，总体呈长条状，宽度约30 nm。对图中区域C处进行快速Fourier变换(FFT)，如图6c所示，发现其为α相的[$\overline{1}$2$\overline{1}$0]晶带轴的电子衍射。再通过FFT逆变换(IFFT变换)，得{0002}方向晶格条纹过滤像(图6c右上角)，可以明显地看到在该方向上存在大量位错和少部分堆垛层错。位错在条状有序部位之间的密度高。微区1可以理解为原子在界面1同一晶面上不同部位同时有序生长所形成的，不同条带之间晶向略有不同，靠位错调节，类似于单晶凝固初期形成的组织，故称微区1为有序生长区。

图6e为图5c中微区2及其近区的HRTEM像。虚线左侧为微区1内不同位向的α相。虚线与界面2之间宽度为3~6 nm的区域为微区2。相对于微区1，其晶格有序性差，点阵缺陷明显高。同时微区1内晶粒有序生长过程中，不同于TC11成分的溶质原子可能被排斥在生长界面外，进入微区2，所以该区域成分变化梯度最大。由于微区2处于微区1有序生长前沿，晶格缺陷密度大，溶质原子含量高，无法继续有序生长，最终主要以非晶组织保留下来，故微区2被称为无序生长区。

图6f为图5c中界面2及其近区的HRTEM像。可以看出，局部垂直界面2的纳米晶穿越界面2，进入无序生长区。对图中区域D进行FFT变换，如图6d所示，标定结果表明此处为α相的再结晶孪晶。说明界面2是在右侧TC17侧晶粒基础上开始向TC11侧无序生长区再结晶生长的界面。两侧晶格结构连续，但成分不同。

由上述分析可以看出，焊接过程中焊缝处的动态再结晶可依托两侧原有晶粒最有利于生长的晶面形核，并垂直于晶面方向生长。再结晶过程也可形成类似于凝固结晶的平行有序生长组织。当两侧晶粒的晶格位向相近时，晶界可穿越2种材料的界面(如图6f)形成共有晶粒。

(1) TC11与TC17异种钛合金线性摩擦焊接接头界面上存在共有晶粒和共有晶界。共有晶粒内亦包含有一个两侧成分、组织结构各异的相界，但明显不同于2个晶粒形成的共有晶界。

(2) 合金元素在共有晶界和共有晶粒内部相界两侧均发生了相互扩散，但共有晶粒内相界处的扩散范围比共有晶界处大。这与共有晶粒和共有晶界形成过程中对溶质元素的排斥、吸附与拖曳作用有关。

(3) 焊合界面处形成了大量细小的针状α相,其内有大量的变形孪晶。焊合区相界面处的成份变化要大于相内部。

(4) 共有晶粒内的连接界面可分为两侧材料各自的再结晶生长界面和有序与无序2个结晶生长区。该处动态再结晶也有类似于凝固结晶的有序和无序的结晶过程.