西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室

摩擦焊接技術(shù)陜西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 李 翔 肖 遙 馬鐵軍 李文亞 楊夏煒

高溫合金是制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)的關(guān)鍵材料，其中尤以鎳基高溫合金發(fā)展最快，使用最廣[1]。鎳基高溫合金是發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件的主要制造材料，在先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)中的重量占50%以上[2]。在熔焊過程中，由于鎳基高溫合金中含有固溶強(qiáng)化元素(如Cr、Mo、W、Al等)以及微量P、S、C、B等元素，因而有較大裂紋敏感性[2-3]，且焊后易產(chǎn)生組織偏析、析出脆性相及其他缺陷，導(dǎo)致接頭力學(xué)性能及高溫持久性能下降[2]。

摩擦焊作為先進(jìn)的固相連接技術(shù)，以其工藝時(shí)間短、可焊接異種材料、能避免熔焊因液相存在導(dǎo)致的諸多凝固相關(guān)缺陷等一系列優(yōu)點(diǎn)受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者青睞。因而通過摩擦焊接技術(shù)連接高溫合金部件，正越來越廣泛地被應(yīng)用于航空航天等制造領(lǐng)域。本文針對(duì)線性摩擦焊(LFW)、慣性摩擦焊(IFW)、攪拌摩擦焊(FSW) 3個(gè)工藝，分別就鎳基高溫合金的摩擦焊研究現(xiàn)狀做一總結(jié)。

1 線性摩擦焊

線性摩擦焊作為一種相對(duì)新穎的固相焊接方法，其發(fā)展主要是由高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤的制造需求來推動(dòng)的[4]。由于鈦合金具有重量輕、比強(qiáng)度高等優(yōu)點(diǎn)，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件，尤其是葉盤制造中得到大量使用。而隨著線性摩擦焊技術(shù)的發(fā)展，它在制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫部件中的優(yōu)點(diǎn)也逐漸突顯，從而成為高溫合金整體葉盤工程制造方法的有力競(jìng)爭(zhēng)者。

加拿大的Chamanfar等[5]就一種常用于制造發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的鎳基高溫合金WASPALOY的線性摩擦焊工藝做了系統(tǒng)研究。在初期研究中，筆者在不同工藝條件下進(jìn)行試驗(yàn)，對(duì)不同試樣的飛邊形貌、熱力影響區(qū)(TMAZ)寬度等作了對(duì)比分析，并對(duì)最優(yōu)試樣進(jìn)行溫度場(chǎng)、顯微硬度、應(yīng)力分布、晶粒尺寸及取向等分析研究，結(jié)果表明：焊縫區(qū)溫度至少可達(dá)1400 K(1126 ℃)；由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，焊縫兩側(cè)0.9 mm區(qū)域內(nèi)γ晶粒尺寸減小量達(dá)50%；從母材到焊縫發(fā)生了γ'沉淀相的逐漸溶解，進(jìn)而影響顯微硬度；由于氧化作用，接頭邊緣(靠近飛邊部分)的連接強(qiáng)度較小。此外，焊接過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有助于抑制微裂紋產(chǎn)生，而且冷卻階段沒有γ'相的再析出是另一個(gè)沒有微裂紋的原因。在進(jìn)一步研究中，又探討了LFW高溫合金接頭中液相和微裂紋存在的可能[6]，結(jié)果指出可能導(dǎo)致微裂紋的γ'液相并未出現(xiàn)，因?yàn)榉逯禍囟群挺?尺寸均未達(dá)到臨界值。在LFW過程中，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生、低峰值溫度、小焊接應(yīng)力、大頂端壓力均是抑制微裂紋的主要因素。此外，還發(fā)現(xiàn)在熱影響區(qū)發(fā)生了γ'化學(xué)成分、形態(tài)、尺寸的變化，導(dǎo)致了顯微硬度的下降，此缺陷可通過熱處理改善。最后研究者就提高焊合率做了試驗(yàn)研究[7]，結(jié)果表明：如果要避免弱連接或焊縫氧化物，則軸向縮短量至少應(yīng)為2mm；縮短量在2mm以上的試樣屈服強(qiáng)度和最終拉伸應(yīng)力接近母材，且隨著縮短量增加，總延伸率也增加。同時(shí)，提出可以通過飛邊是否四面“連續(xù)”來判斷接頭的完整性，如圖1所示[7]。

圖1 不同縮短量WASPALOY線性摩擦焊接頭外觀Fig.1 Joint appearances of LFWed WASPALOY with different axial shortenings

GH4169(即國(guó)外牌號(hào)Inconel 718/ IN 718)是一種廣泛應(yīng)用的航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)制造材料，它在現(xiàn)代航空發(fā)動(dòng)機(jī)制造中的應(yīng)用量超過了總高溫合金的40%[8]。Mary等[9]研究了IN718線性摩擦焊TMAZ和飛邊的顯微組織，指出飛邊組織由2部分組成，內(nèi)側(cè)飛邊主要為Al的氧化物層，外側(cè)飛邊則主要是Nb的氧化物；在焊縫兩側(cè)1mm的范圍內(nèi)發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，晶粒尺寸較母材有顯著減小，而在遠(yuǎn)離焊縫的TMAZ晶粒尺寸與母材相近，可能原因有δ相存在、低溫及變形程度不夠,同時(shí)觀察到TMAZ硬度顯著降低(從334HV降低至250HV)；在焊縫處發(fā)現(xiàn)顆粒物，并有異常大尺寸的NbN出現(xiàn)。Li等人對(duì)異種高溫合金摩擦焊的疲勞性能進(jìn)行了研究[10]，試驗(yàn)采用高/低溫鎳基高溫合金的組合進(jìn)行了焊接(高溫720Li，低溫IN718)，結(jié)果發(fā)現(xiàn)焊件的疲勞強(qiáng)度與較弱母材(IN718)相當(dāng)；焊縫區(qū)的疲勞裂紋生長(zhǎng)抗力低于母材，此現(xiàn)象在高溫鎳基合金(720Li)中更為明顯。

而對(duì)于另一種鎳基高溫合金IN738，加拿大的Ola等人試驗(yàn)證明這種通常認(rèn)為比較難焊的金屬可以通過線性摩擦焊獲得良好接頭[11-12]。這與線性摩擦焊是一種固相連接工藝這一認(rèn)知有所出入。筆者在研究中發(fā)現(xiàn)，由于非平衡液相反應(yīng)，焊接過程中發(fā)生了晶間液化，然而接頭中卻并未發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)裂紋，原因是頂鍛階段施加的壓應(yīng)力導(dǎo)致的快速凝固使得熔融金屬傾向于愈合而不是導(dǎo)致熱裂紋。

對(duì)于單晶高溫合金，Ola等人對(duì)單晶CMSX-486進(jìn)行了線性摩擦焊研究[13]，發(fā)現(xiàn)在焊接過程中出現(xiàn)了大量液相，包括二次相的非平衡液相反應(yīng)，然而在再凝固過程中由于壓應(yīng)力的存在，焊縫中并未出現(xiàn)共晶產(chǎn)物，此外部分液相與環(huán)境接觸，在焊縫形成了富Hf的氧化物薄膜。Wanjara等人對(duì)一種單晶鎳基高溫合金的線性摩擦焊施加了不同頂鍛壓力[14]，發(fā)現(xiàn)當(dāng)頂鍛壓力較小時(shí)，裂紋幾乎貫穿焊縫橫截面，而當(dāng)采用較大頂鍛壓力可以消除焊縫裂紋，但向兩邊卷曲的飛邊發(fā)生了較大變形并出現(xiàn)裂紋。同時(shí)，隨著頂鍛壓力的增加，焊縫區(qū)和熱力影響區(qū)的寬度減小，接頭殘余的再結(jié)晶晶粒也減少。此外還指出，焊接成功與否取決于振動(dòng)方向與＜011＞晶體取向的接近度。Karadge等人研究了單晶和多晶鎳基高溫合金線性摩擦焊中晶體取向的影響[15]，結(jié)果證明由于初始滑移系取向的變化，單晶取向?qū)附有缘挠绊懛浅ｏ@著，取向在45°左右的晶體有較好的可焊性，因?yàn)檩^低的焊接正壓力會(huì)獲得較高的分切應(yīng)力；值得注意的是，在其他取向中，臨界分切應(yīng)力值會(huì)隨著工藝參數(shù)的變化而變化。

綜上所述，線性摩擦焊可焊接大多數(shù)鎳基高溫合金，且在焊縫處形成細(xì)晶組織。但是由于鎳基高溫合金的特性，接頭容易存在氧化物夾雜、微裂紋等缺陷，尤其是焊縫氧化物將對(duì)接頭性能產(chǎn)生較大影響。因此，減少或避免焊縫氧化物是高溫合金線性摩擦焊亟待解決的問題。

2 慣性摩擦焊

相對(duì)于其他種類的摩擦焊而言，慣性摩擦焊工藝較為簡(jiǎn)單，接頭質(zhì)量高，因此研究也較為廣泛[16]。與連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊(CDFW)相比，慣性摩擦焊控制參數(shù)少、焊接性能再現(xiàn)性好，在異種材料和高強(qiáng)度材料焊接方面具有獨(dú)特優(yōu)勢(shì)，在航空航天領(lǐng)域具有廣泛應(yīng)用前景[17]。

對(duì)于工程應(yīng)用廣泛的GH4169高溫合金，國(guó)內(nèi)外針對(duì)其慣性摩擦焊的接頭組織、力學(xué)性能、數(shù)值模擬等方面進(jìn)行了大量研究。GH4169慣性摩擦焊的接頭中只發(fā)現(xiàn)了亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，而沒有發(fā)現(xiàn)靜態(tài)再結(jié)晶晶粒，這是由于慣性摩擦焊接時(shí)間短、焊合區(qū)和熱影響區(qū)冷卻速度快導(dǎo)致的；而接頭得到細(xì)晶和超細(xì)晶組織的根本原因在于充分的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和動(dòng)態(tài)回復(fù)不足[18-19]。在慣性摩擦焊過程中，IN718臨近焊縫區(qū)域的γ'完全溶解，且在冷卻過程中沒有再析出，導(dǎo)致出現(xiàn)“較軟”的焊縫區(qū)[20]。在GH4169慣性摩擦焊接頭的高溫持久性能方面，對(duì)于直接時(shí)效態(tài)和固溶態(tài)兩種GH4169合金，焊接頭接頭均出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，但焊后經(jīng)時(shí)效處理后顯微硬度顯著提高；直接時(shí)效態(tài)的焊接接頭高溫持久性能最佳[8]，接頭的高溫持久強(qiáng)度大于母材[8,21]。在高溫蠕變性能方面，在595℃時(shí)，隨著應(yīng)力的增大，接頭和母材達(dá)到相同穩(wěn)態(tài)蠕變速率時(shí)，接頭的蠕變應(yīng)力小于母材；在斷裂前，接頭相對(duì)母材能承受更大的穩(wěn)態(tài)蠕變速率[21]。

焊接溫度場(chǎng)是慣性摩擦焊中非常重要的物理參量，對(duì)于研究焊接熱循環(huán)過程，粘塑性金屬形成及流動(dòng)規(guī)律，接頭組織性能等都具有重要意義。有研究者通過埋設(shè)熱電偶[17]、有限元模擬[22-24]等方法對(duì)GH4169慣性摩擦焊的溫度場(chǎng)進(jìn)行檢測(cè)、求解。如Zhang等人建立了一個(gè)二維熱力耦合有限元模型，模型考慮到了與溫度相關(guān)的熱性能、與時(shí)間相關(guān)的熱輸入、摩擦界面的接觸條件、飛邊的變形、界面通過輻射和對(duì)流損失的熱量等因素，并且通過溫度捕獲系統(tǒng)可以測(cè)量界面附近區(qū)域的溫度值[22-23]。

此外，研究者對(duì)其他常見高溫合金(如RR1000、720Li、FGH96等)的慣性摩擦焊也進(jìn)行了各項(xiàng)研究。與IN718(γ'和γ''體積分?jǐn)?shù)約為25%)相比，720Li和RR1000(γ'體積分?jǐn)?shù)均為約50%)含有較高的Ti和 Al，因而與 IN718不同。在冷卻階段，720Li和RR1000靠近焊縫的區(qū)域析出大量γ'相[20]，文獻(xiàn)[25]也提到IN718沒有再析出γ'/γ''的原因是Ti、Al含量較低導(dǎo)致的驅(qū)動(dòng)力不足。使用相近參數(shù)焊接IN718、720Li、RR1000 3種高溫合金，得到的軸向和環(huán)向應(yīng)力差別很大，焊后熱處理可以減小殘余環(huán)向應(yīng)力[20]。在RR1000同質(zhì)慣性摩擦焊接頭中，焊縫區(qū)出現(xiàn)大量球狀γ'相，但其化學(xué)成分較母材γ'相相比，Al、Ti、Ni含量較少而Cr、Co、Mo較多，γ'的存在使得焊縫區(qū)強(qiáng)度高[26]；有限元模擬結(jié)果顯示，隨著焊接壓力增大，熱影響區(qū)寬度減小，峰值溫度和應(yīng)變速率增加，而焊縫附近環(huán)向應(yīng)變峰值不受影響[25]。在720Li和IN718異質(zhì)慣性摩擦焊接頭中，接頭未見微孔、微裂紋和明顯化學(xué)成分遷移；720Li側(cè)熱影響區(qū)寬度略大于IN718側(cè)，因?yàn)閮烧吒邷亓W(xué)性能差異導(dǎo)致720Li側(cè)的溫度較高、高溫持續(xù)時(shí)間較長(zhǎng)；上文提到的兩種合金中的γ'含量不同[20]、焊接過程中強(qiáng)化相溶解析出行為不同，因此720Li側(cè)熱影響區(qū)的硬度高出IN718側(cè)約30%；經(jīng)過熱處理，720Li側(cè)硬度主要受 3次γ'和再析出γ'分布的影響而有所提升，而IN718側(cè)熱處理前硬度低的區(qū)域由于γ''的形成，其硬度值沿著朝向焊縫方向逐漸增大，相反熱影響區(qū)和母材由于γ''的粗化硬度有所降低[27]，如圖2所示。

在預(yù)制裂紋的RR1000和IN718異質(zhì)慣性摩擦焊接頭中，裂紋路徑對(duì)裂紋生長(zhǎng)速率有顯著影響。在RR1000側(cè)的近焊縫區(qū)域可能有較高的裂紋生長(zhǎng)速率，這是由晶界氧化物引起的晶間破裂導(dǎo)致的[28]。

FGH96慣性摩擦焊接頭具有良好的常溫力學(xué)性能，其拉伸斷口位于熱影響區(qū)粗細(xì)晶結(jié)合處[29]，但Cracktip Opening Displacement(CTOD)測(cè)試表明其接頭的韌性小于母材[30]。數(shù)值模擬的結(jié)果顯示，當(dāng)焊接達(dá)到穩(wěn)態(tài)時(shí)，摩擦界面形成飛邊[31]，材料流動(dòng)方向?yàn)檫吔绺浇牧舷蚪缑嫱饬鲃?dòng)，中心區(qū)域沿試件旋轉(zhuǎn)方向流動(dòng)[32-33]。

圖2 焊態(tài)和760℃熱處理態(tài)720Li和IN718合金的顯微硬度曲線Fig.2 Microhardness profiles of as-welded and 760℃ PWHT'd alloy 720Li and IN718 welds as a function of axial distance from weld line

綜上所述，慣性摩擦焊可以完成大多數(shù)常用鎳基高溫合金同質(zhì)及異質(zhì)接頭的焊接，選取合適的焊接參數(shù)及熱處理工藝可獲得力學(xué)性能優(yōu)異的焊接接頭。

3 攪拌摩擦焊

攪拌摩擦焊是一種主要應(yīng)用于鋁合金結(jié)構(gòu)制造中的固相連接技術(shù)[34-35]，尤其在焊接熔焊困難的2XXX及7XXX系列的鋁合金上具有極大優(yōu)勢(shì)[36]，被認(rèn)為是近20年來在金屬連接方面最具象征性的技術(shù)發(fā)展?？紤]到焊具的磨損，攪拌摩擦焊主要用于低熔點(diǎn)合金[37]，而對(duì)于高溫合金攪拌摩擦焊的研究則非常罕見，主要由日本大阪大學(xué)開展。高溫合金的屈服強(qiáng)度是材料攪拌摩擦焊可焊性的一個(gè)評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)[37]，大阪大學(xué)已成功完成了Inconel600、Inconel625和Inconel718的攪拌摩擦焊接。

多晶立方氮化硼被用作攪拌頭材料獲得了沒有缺陷的Inconel600攪拌摩擦焊接頭[35]，由于攪拌區(qū)形成細(xì)晶組織，與母材相比，接頭力學(xué)性能較好，但攪拌區(qū)和熱影響區(qū)部分區(qū)域抗腐蝕性能較差。又有研究者采用WC-Co攪拌頭進(jìn)行Inconel 600的焊接[38-39]，發(fā)現(xiàn)隨著焊接速度增加，接頭晶粒細(xì)化越來越明顯，因而接頭顯微硬度和拉伸強(qiáng)度相較母材有顯著提升；但當(dāng)焊接速度達(dá)到250 mm/min時(shí)，出現(xiàn)槽狀缺陷；不同焊接速度下均觀察到動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，其中大角度晶界超過85%，并伴有退火孿晶。研究結(jié)果證明，具有較低堆垛層錯(cuò)能的面心立方金屬在攪拌摩擦焊中更易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，從而提高接頭力學(xué)性能。在Inconel 600-SS 400搭接攪拌摩擦焊接頭中，未發(fā)現(xiàn)孔洞、裂紋或中間金屬層，前進(jìn)側(cè)SS400在Inconel600中形成的鉤狀結(jié)構(gòu)直接提高了接頭的剝離強(qiáng)度[40]。在Inconel625、Inconel718同質(zhì)攪拌摩擦焊接頭中，攪拌區(qū)均發(fā)生伴隨動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的明顯晶粒細(xì)化現(xiàn)象，從而使接頭力學(xué)性能優(yōu)于母材，且通過焊后熱處理，力學(xué)性能得到進(jìn)一步提升[41-43]。

綜上所述，攪拌摩擦焊雖然能獲得性能優(yōu)異的高溫合金接頭，但受鎳基合金強(qiáng)度高等特性所限，其研究應(yīng)用目前尚未展開。

4 結(jié)論

(1)采用3種摩擦焊方法焊接高溫合金可以使接頭組織得到細(xì)化，甚至在焊縫處得到超細(xì)晶組織，從而提高接頭力學(xué)性能。但熱力影響區(qū)的力學(xué)性能通常較母材有所下降，對(duì)此可采用熱處理工藝加以改善，對(duì)于鎳基高溫合金摩擦焊接的工程應(yīng)用十分必要。

(2)對(duì)于高溫合金的線性摩擦焊工藝，焊縫出現(xiàn)氧化物是影響接頭質(zhì)量的重要因素，因此探究合適的途徑減少或避免焊縫氧化物的形成是高溫合金線性摩擦焊工程應(yīng)用所必須攻克的難題，研究者可以從惰性氣體保護(hù)、改善工藝參數(shù)(如提高頻率)等方面加以研究。

(3)攪拌摩擦焊能得到性能優(yōu)良的高溫合金焊接接頭，但由于焊具磨損、焊接成本高等問題，目前還較難實(shí)現(xiàn)工程應(yīng)用。

由于線性摩擦焊的應(yīng)用是將慣性摩擦焊件的圓形截面擴(kuò)展到非圓形截面，而慣性摩擦焊已在國(guó)內(nèi)外較為成熟地應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)動(dòng)部件制造中，相較之下，國(guó)內(nèi)的線性摩擦焊發(fā)展，尤其是高溫合金的線性摩擦焊方面還滯留在起步階段，因此今后研究者可對(duì)高溫合金的線性摩擦焊進(jìn)行進(jìn)一步深入研究。對(duì)于高溫合金的攪拌摩擦焊，國(guó)際上未有廣泛深入的研究應(yīng)用。

[1] 中國(guó)航空材料手冊(cè)編輯委員會(huì)編.中國(guó)航空材料手冊(cè)(第2卷)：變形高溫合金、鑄造高溫合金. 北京： 中國(guó)標(biāo)準(zhǔn)出版社, 2002.

[2] 李亞江, 夏春智, 石磊. 國(guó)內(nèi)鎳基高溫合金的焊接研究現(xiàn)狀.現(xiàn)代焊接 , 2010(7)：1-4.

[3] 李曉紅, 毛唯, 熊華平. 先進(jìn)航空材料和復(fù)雜構(gòu)件的焊接技術(shù) . 航空材料學(xué)報(bào), 2006, 26(3)：276-282.

[4] Karadge M, Preuss M, Lovell C, et al. Texture development in Ti-6Al-4V linear friction welds. Materials Science and Engineering： A, 2007,459(1)：182-191.

[5] Chamanfar A, Jahazi M, Gholipour J, et al. Mechanical property and microstructure of linear friction welded WASPALOY. Metallurgical and Materials Transactions A, 2011, 42(3)：729-744.

[6] Chamanfar A, Jahazi M, Gholipour J, et al. Suppressed liquation and microcracking in linear friction welded WASPALOY. Materials &Design, 2012, 36： 113-122.

[7] Chamanfar A, Jahazi M, Gholipour J, et al. Maximizing the integrity of linear friction welded Waspaloy. Materials Science and Engineering： A, 2012, 555：117-130.

[8] 楊軍, 周昀, 樓松年, 等. GH4169 合金慣性摩擦焊接頭的高溫持久性能. 上海交通大學(xué)學(xué)報(bào), 2003, 37(2)：157-160.

[9] Mary C, Jahazi M. Multi-scale analysis of IN-718 microstructure evolution during linear friction welding. Advanced Engineering Materials,2008, 10(6)： 573-578.

[10] Li H Y, Huang Z W, Bray S, et al. High temperature fatigue of friction welded joints in dissimilar nickel based superalloys. Materials Science and Technology, 2007, 23(12)：1408-1418.

[11] Ola O T, Ojo O A, Wanjara P, et al. Analysis of microstructural changes induced by linear friction welding in a nickel-base superalloy.Metallurgical and Materials Transactions A, 2011, 42(12)：3761-3777.

[12] Ola O T, Ojo O A, Wanjara P, et al. Crack-free welding of IN 738 by linear friction welding. Advanced Materials Research, 2011, 278：446-453.

[13] Ola O T, Ojo O A, Wanjara P, et al.A study of linear friction weld microstructure in single crystal CMSX-486 superalloy. Metallurgical and Materials Transactions A, 2012, 43(3)：921-933.

[14] Wanjara P, Dalgaard E, Gholipour J, et al. Linear friction welding of a single crystal superalloy. Materials Science Forum, 2012,706：3022-3027.

[15] Karadge M, Preuss M, Withers P J, et al. Importance of crystal orientation in linear friction joining of single crystal to polycrystalline nickel-based superalloys. Materials Science and Engineering： A, 2008,491(1)：446-453.

[16] Maalekian M. Friction welding-critical assessment of literature.Science and Technology of Welding & Joining, 2007, 12(8)：738-759.

[17] 卜文德, 劉金合, 徐韋鋒, 等. GH4169 高溫合金慣性摩擦焊接頭溫度場(chǎng)分布及變化規(guī)律. 航空制造技術(shù), 2010(7)： 84-88.

[18] 楊軍, 樓松年, 嚴(yán)雋民, 等. GH4169 高溫合金慣性摩擦焊接頭晶粒分布特征. 焊接學(xué)報(bào), 2001, 22(3)：33-35.

[19] 楊軍, 樓松年, 周昀, 等. GH4169 高溫合金慣性摩擦焊接頭動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程. 航空材料學(xué)報(bào), 2002, 22(2)：8-11.

[20] Preuss M, Withers P J, Baxter G J. A comparison of inertia friction welds in three nickel base superalloys. Materials Science and Engineering： A, 2006, 437(1)：38-45.

[21] 王文超, 楊頌華, 姜坤, 等. GH4169 高溫合金慣性摩擦焊接接頭的蠕變性能. 焊接技術(shù), 2013(4)：8-11.

[22] Zhang L W, Liu C D, Qi S A, et al. Numerical simulation of inertia friction welding process of GH4169 alloy. Journal de Physique IV(Proceedings) EDP Sciences, 2004, 120：681-687.

[23] Zhang L W, Pei J B, Zhang Q Z, et al.The coupled FEM analysis of the transient temperature field during inertia friction welding of GH4169 alloy. Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 2007, 20(4)：301-306.

[24] 李文亞, 陳亮, 余敏. GH4169 合金慣性摩擦焊接頭溫度場(chǎng)顯式有限元數(shù)值模擬. 焊接學(xué)報(bào), 2011, 32(6)：61-64.

[25] Grant B, Preuss M, Withers P J, et al. Finite element process modelling of inertia friction welding advanced nickel-based superalloy.Materials Science and Engineering： A, 2009, 513：366-375.

[26] Huang Z W, Li H Y, Preuss M, et al. Inertia friction welding dissimilar nickel-based superalloys alloy 720Li to IN718. Metallurgical and Materials Transactions A, 2007, 38(7)：1608-1620.

[27] Huang Z W, Li H Y, Preuss M, et al. Inertia friction welding dissimilar nickel-based superalloys alloy 720Li to IN718. Metallurgical and Materials Transactions A, 2007, 38(7)：1608-1620.

[28] Daus F, Li H Y, Baxter G, et al. Mechanical and microstructural assessments of RR1000 to IN718 inertia welds-effects of welding parameters. Materials Science and Technology, 2007, 23(12)：1424-1432.

[29] 何勝春, 張?zhí)飩}(cāng), 郭德倫. 粉末高溫合金 FGH96 慣性摩擦焊接頭常溫力學(xué)性能分析. 航空材料學(xué)報(bào), 2006, 26(3)：122-125.

[30] 何勝春, 廖云建, 楊美, 等. 粉末高溫合金 FGH96 慣性摩擦焊接頭室溫 CTOD 測(cè)試與分析. 航空制造技術(shù), 2012(13)：98-100.

[31] 張利國(guó), 姬書得, 張?zhí)飩}(cāng), 等. FGH96 合金慣性摩擦焊過程飛邊形成的規(guī)律研究. 北京理工大學(xué)學(xué)報(bào), 2013(1)：17-21.

[32] 姬書得, 劉偉, 張利國(guó), 等. FGH96 合金慣性摩擦焊過程材料流動(dòng)行為的數(shù)值模擬. 材料科學(xué)與工藝, 2013(1)：109-112.

[33] 姬書得, 劉建光, 張利國(guó), 等. 焊接工藝參數(shù)對(duì) FGH96 合金慣性摩擦焊過程材料塑性流動(dòng)行為的影響. 機(jī)械工程學(xué)報(bào), 2012,48(12)：69-74.

[34] 關(guān)橋, 欒國(guó)紅. 攪拌摩擦焊的現(xiàn)狀與發(fā)展. 第11次全國(guó)焊接會(huì)議.上海： 2005.

[35] Sato Y S, Arkom P, Kokawa H, et al. Effect of microstructure on properties of friction stir welded Inconel Alloy 600. Materials Science and Engineering： A, 2008, 477(1)：250-258.

[36] Mishra R S, Ma Z Y. Friction stir welding and processing.Materials Science and Engineering： R： Reports, 2005, 50(1)：1-78.

[37] Ye F, Fujii H,Tsumura T, et al. Fricition stir welding of Inconel alloy 600. Journal of Materials Science, 2006, 41(16)：5373-5379.

[38] Song K H, Fujii H, Nakata K. Evaluation of grain refinement and mechanical property on friction stir welded Inconel 600. Materials Transactions, 2009, 50(4)：832-836.

[39] Song K H, Fujii H, Nakata K. Effect of welding speed on microstructural and mechanical properties of friction stir welded Inconel 600. Materials & Design, 2009, 30(10)：3972-3978.

[40] Song K H, Kim W Y, Nakata K. Evaluation of microstructures and mechanical properties of friction stir welded lap joints of Inconel 600/SS 400. Materials & Design, 2012, 35：126-132.

[41] Song K H, Nakata K. Mechanical properties of friction-stirwelded inconel 625 alloy. Materials Transactions, 2009, 50(10)：2498-2501.

[42] Song K H, Nakata K. Effect of precipitation on post-heat-treated Inconel 625 alloy after friction stir welding. Materials & Design, 2010,31(6)：2942-2947.

[43] Song K H, Nakata K. Microstructural and mechanical properties of friction-stir-welded and post-heat-treated Inconel 718 alloy. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 505(1)：144-150.