线性摩擦焊（Linear Friction Welding，LFW）能够实现复杂截面同质及异质材料的固相连接，成为国际公认理想的航空发动机整体叶盘焊接制造与维修关键技术。目前，该技术已在钛合金整体叶盘的制造中获得成功应用 。

近年来，为进一步拓展该技术的应用，国内外已针对几种高温合金开展了线性摩擦焊研究 。Ma 等针对 GH4169 开展的线性摩擦焊研究发现焊缝区晶粒明显细化，但由于高温导致强化相 γ′ 与 γ″ 发生转变、杂质元素在晶界析出，且在碳化物与氧化物的共同作用下，导致接头力学性能下降。Vishwakarma 等对IN718 Plus 进行了线性摩擦焊研究，结果表明：焊缝区由细小的再结晶晶粒组成，晶间存在低熔共晶物；热力影响区出现了由 MC 碳化物、富钛的碳氮化物以及 δ相等第二相液化造成的组分液化以及晶界液化，并伴有 Laves 相的产生。Ola 等研究指出：IN738 可以通过线性摩擦焊获得良好接头，尽管热力影响区发生了组分液化与晶间液化，却没有产生裂纹，是由于焊接过程的压应力加速了液相溶质原子扩散，使得液相能够快速凝固。

可以看出，上述研究均针对沉淀强化型高温合金展开，而对于强化机制不同的固溶型高温合金至今尚未开展线性摩擦焊研究。GH3044 是以 W、Cr 为主要强化元素的固溶强化型镍基高温合金，用以制造 900℃以下长期工作的航空发动机主燃烧室和加力燃烧室零部件。本文针对该合金开展线性摩擦焊接头微观组织特征及其形成机制研究。

试验所用材料为 GH3044 锻件，化学成分如表 1所示，其组织主要为等轴奥氏体，晶粒内部存在较多退火孪晶（见图 1）。采用 EDS 成分分析可知，母材组织中黑色颗粒（箭头）为 TiN，大量的白色颗粒（箭头）为Cr(W)23C6，焊接试样焊合面尺寸为 28mm×8mm，焊接沿 28mm 方向振动。

焊接试验在西北工业大学自主研制的 XMH–250型线性摩擦焊设备上进行，基于焊接试验探索，选取表2 中的工艺参数进行试样焊接。

焊后接头按照 GB/6397—86 标准加工拉伸试样 4件，在 WE–30 型万能实验机上进行拉伸测试，对焊后接头沿摩擦方向截取接头纵剖金相试样，抛光后用王水（HCl ∶ HNO3=3 ∶ 1）进行腐蚀，采用 OLYMPUS PMG3 型光学显微镜对接头进行光镜（OM）组织观察，采用 TESCAN VEGAII LMU 型电子显微镜对接头进行电镜扫描（SEM）组织观察及 EBSD 分析。

焊接接头外观如图 2 所示，可以看出，接头两侧飞边不粘连，与钛合金接头飞边形貌差异较大。其主要原因为高温合金在高温下仍然具有较高的强度，焊接面金属塑性流动差，焊缝端部易氧化。飞边不粘连难以对焊合面边缘提供良好的保护，这一点与其他高温合金LFW 接头相似。

图 3 为接头典型区域组织照片。由图 3（a）可见，接头中焊缝端部存在明显黑色带状物，EDS 分析表明其含有氧化物。根据接头纵向剖面（见图 3（b））组织形态的变化特征，将接头分为焊缝区（Weld Zone，WZ）、热力影响区（Thermomechanically Affected Zone，TMAZ）和母材区（Base Metal，BM）。WZ 呈现完全水平的流线特征，其宽度约为 0.4mm ；TMAZ 的流线由垂直渐变为水平，其宽度约为 0.8mm。

从电镜放大照片可以看出，WZ（见图 3（c））由均匀细小的等轴晶粒组成，原始 BM 中的颗粒状碳化物消失，而晶界处的白色物质由 EDS 分析可知为碳化物。M23C6 型碳化物的熔点约为 1010℃，表明 WZ 温度超过了碳化物的熔点，在焊后的快速冷却过程中熔解的碳化物又从基体中析出，以致密的形态保留于晶界处。由于GH3044 层错能较低，易发生动态再结晶，因此 TMAZ同样由大量的细晶组成。WZ 到 BM 具有较高的温度梯度，TMAZ 中的碳化物仅发生少量熔解，故 TMAZ 中可清楚看到与母材基本相同的碳化物白色颗粒（见图 3（d））。WZ 和 TMAZ 中的碳化物随线性摩擦焊接过程热塑金属的流动，便形成明显流线，显然其与变形晶粒形成的钛合金接头流线是不同的。

接头拉伸试验结果如表 3 所示，试样断后位置如图4 所示，1 号和 2 号试样由于取材位置靠近接头边缘，受焊缝端部氧化物的影响，拉伸断裂发生在焊缝处，虽抗拉强度仅低于母材约 7%，但断口塑性明显较差；3 号和4 号试样取材位置靠近焊接中心，试样断裂于远离焊缝的母材处，断口可见明显颈缩。测试结果表明，GH3044线性摩擦焊接头由于细晶强化获得较高抗拉强度，且未受到碳化物流线影响。

为探究接头微观组织演变，在图 3 中选取了４个区域进行 EBSD 分析。主要针对 OIM 软件输出的晶界图（以下简称 OIM 晶界图）和大小角度晶界所占比例分布图（以下简称晶界角度分布图） 进行讨论。区域 1 （母材）、区域 2（TMAZ 中部）、区域 3（TMAZ 近焊缝区）及区域 4（焊缝）的测试结果如图 5~7 所示。

在此说明，晶界图中黑色线条为大角度晶界，绿色线条为小角度晶界，红色线条为孪晶界。晶界角度分布图中取向差处于 2°~15° 的晶界为小角度晶界（Low-Angle Grain Boundaries，LAGBs），取向差 >15°的晶界为大角度晶界（High-Angle Grain Boundaries， HAGBs），其中取向差处于 60° 处为孪晶界（Twin Boundaries）。

对照图 5（a）和（b）可以看出，母材晶粒粗大，主要为大角度晶界，单个晶粒内部的取向几乎一致，仅存在微量小角度晶界。图 5（a）中可见大量孪晶界，由图5（b）可知母材中孪晶界约占 71%。

从图 6（a）和（c）可以看出，TMAZ 中部到近缝区的晶粒的尺寸逐渐变大，但较母材晶粒细小很多，表明TMAZ 发生了较为充分的再结晶。从图 6（b）和（d）可得出，TMAZ 中部的小角度晶界占 9.9%，大角度晶界占 90.1%，晶粒的平均取向差角为 40.95° ；近缝区的小角度晶界占 17.5%，大角度晶界 82.5%，晶粒的平均取向差角为 35.26°。与母材相比，TMAZ 小角度晶界比例大幅增高，而近缝区的比例更高，这是因为在线性摩擦焊局部大变形条件下，TMAZ 不同区域的变形程度、应变速率及温度具有显著差异。近缝区晶粒内部的位错密度更高，在高温作用下这些高密度位错易发生多边化形成大量小角度亚晶界。另外，TMAZ 近缝区可见较多大尺寸晶粒，使得大角度晶界比例下降，但这些大尺寸晶粒并不是由单纯的晶粒长大形成。

从图 6 中还可以看到孪晶界比例在 TMAZ 中部占17%，在近缝区占 12.3%，较母材显著减少，这是因为局部塑性大变形导致孪晶发生转动，失去与基体之间理想的位向关系而转变成普通大角度晶界，致使孪晶界比例大量减少，近缝区变形程度更高，其孪晶界的比例也就更低。

从图 7（a）可以看出，WZ 为细小等轴组织与TMAZ 相比更加细小均匀。从图 7（b）可以得出，焊缝区的小角度晶界比例为 9.9%，大角度晶界比例为90.1%，平均取向差为 38.96°，通过比较可得出小角度晶界比例的变化趋势：母材微量，TMAZ 中部显著升高， TMAZ 近缝区再次大幅升高到最大值，WZ 下降但与TMAZ 中部相当。

WZ 的温度必然高于 TMAZ，却没有出现 TMAZ中的大尺寸晶粒。有如下推测：TMAZ 在 LFW 强烈地变形过程中，部分相邻晶粒的位向趋于一致形成比较强的织构，使部分 HAGBs 转变为 LAGBs，其中位向趋于一致的相邻晶粒在晶界图中呈现为大尺寸晶粒。TMAZ 近缝区变形程度更高，织构则更为明显，这与接头中 LAGBs 所占比例最高相吻合。WZ 中大小角度晶界比例虽与 TMAZ 中部相当，但孪晶界含量在整个接头中最低，仅为 9%，普通大角度晶界比例则相对更高，加上其晶粒均匀细小，表明在更高的温度和应变速率条件下发生了更为充分的再结晶，而未形成织构。

从图 6（a）、（c）和图 7（a）中可以看到，WZ 与TMAZ 较多晶粒发生了晶界弓出（箭头所指），且其附近还出现了一些细小等轴晶粒，这些小晶粒内几乎不含小角度晶界。该组织形态特征表明，GH3044 在 LFW 过程中接头组织主要发生了不连续动态再结晶（DDRX），这与低层错能金属易发生 DDRX 相符，还可以看到部分晶粒内部包含少量的 HAGBs（箭头所指），其为亚晶通过旋转不断吸收位错以增加取向差从而转变为HAGBs，说明焊接过程中还伴随着部分连续动态再结晶（CDRX）。另外，在 WZ 和 TMAZ 中还可看到个别较小的晶粒内出现了孪晶界（见小晶粒内的红色线段），而基本无小角度晶界，表明 GH3044 在 LFW 快速冷却过程中，还发生了静态再结晶（SRX）使 WZ 晶粒进一步细化，同时产生退火孪晶。

（1）GH3044 通过 LFW 可获得拉伸强度与母材相当的焊接接头，但飞边不粘连易使焊缝端部发生氧化。接头 WZ 和 TMAZ 晶粒均明显细化，碳化物随焊接过程热塑金属流动使两个区域均形成明显流线，但未对接头拉伸强度造成影响。

（2）GH3044 在 LFW 过程中主要发生了不连续动态再结晶（DDRX），并伴随部分连续动态再结晶（CDRX）及静态再结晶（SRX）。WZ 和 TMAZ 中LAGB 比例大幅增高，同时孪晶界大幅减少，TMAZ 中形成较强织构，LAGB 比例低于 WZ。