擴(kuò)散連接（Diffusion Bonding, DB）是利用被連接的兩個(gè)或多個(gè)表面在不引起塑性變形的壓力和低于材料熔點(diǎn)的溫度下，實(shí)現(xiàn)接觸表面通過原子相互擴(kuò)散而形成連接的一種固相連接技術(shù)[1]。擴(kuò)散連接是一種高效的連接技術(shù)，可進(jìn)行材料多區(qū)域大面積連接，并能實(shí)現(xiàn)熔焊及其他連接技術(shù)難以連接材料的連接[2]。同時(shí)，將擴(kuò)散連接技術(shù)與超塑成形結(jié)合形成超塑成形/擴(kuò)散連接技術(shù)(Super Plastic Forming/Diffusion Bonding, SPF/DB)制造的整體結(jié)構(gòu)件在滿足設(shè)計(jì)要求的同時(shí)，也體現(xiàn)其工藝優(yōu)勢(shì)，設(shè)計(jì)自由度高、成形精確、縮短制造周期、降低生產(chǎn)成本。SPF/DB技術(shù)在降低飛行器結(jié)構(gòu)重量、提高結(jié)構(gòu)完整性和承載效率方面具有獨(dú)特的技術(shù)優(yōu)勢(shì)，日益得到航空航天領(lǐng)域重視，并已廣泛用于飛機(jī)、發(fā)動(dòng)機(jī)、導(dǎo)彈等零部件研發(fā)[3]。

影響擴(kuò)散連接接頭工藝參數(shù)主要包括擴(kuò)散連接溫度、壓力、保壓時(shí)間及材料表面狀態(tài)等。一般來說，溫度越高、時(shí)間越長，擴(kuò)散連接越容易實(shí)現(xiàn)，其界面焊合率越高。然而，溫度的升高和時(shí)間的延長會(huì)導(dǎo)致材料組織粗化，造成材料力學(xué)性能的下降。工藝條件（溫度、壓力、時(shí)間）與材料表面狀態(tài)對(duì)Ti-6Al-4V合金擴(kuò)散連接接頭質(zhì)量的影響已進(jìn)行了廣泛研究[4]。對(duì)鈦合金而言，擴(kuò)散連接技術(shù)成熟度高、工藝穩(wěn)定性好、連接接頭焊合率能實(shí)現(xiàn)95%以上，接頭力學(xué)性能達(dá)到與母材相當(dāng)?shù)乃健?/p>

而界面未焊合與弱連接是擴(kuò)散連接工藝過程中的一種較為常見缺陷，它的存在使得有效承載面積減小，并且在缺陷附近產(chǎn)生應(yīng)力集中，不同程度地影響結(jié)構(gòu)的力學(xué)性能，而關(guān)于擴(kuò)散連接界面缺陷對(duì)力學(xué)性能影響的報(bào)道很少。本文針對(duì)此問題，預(yù)制了不同大小的界面缺陷，探索其對(duì)鈦合金接頭室溫拉伸與疲勞性能的影響，分析了含預(yù)制內(nèi)部缺陷的Ti-6Al-4V合金試棒的壽命分布與斷裂失效模式，為SPF/DB結(jié)構(gòu)力學(xué)性能的評(píng)價(jià)提供理論依據(jù)。

表1 Ti-6Al-4V合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

圖1 Ti-6Al-4V DB樣品Fig.1 Ti-6Al-4V DB sample

圖2 軸向疲勞試樣Fig.2 Fatigue sample drawing

圖3 擴(kuò)散連接后Ti-6Al-4V組織形貌Fig.3 Microstructure of Ti-6Al-4V after DB

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)選用25mm厚Ti-6Al-4V合金軋制板材，板材為退火供應(yīng)狀態(tài)，其主要化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)采用由Y2O3為主要成分的陶瓷混合物作為鈦合金擴(kuò)散連接界面的隔離劑。

對(duì)Ti-6Al-4V合金板材預(yù)先設(shè)計(jì)位置進(jìn)行隔離劑涂覆，采用氬弧焊機(jī)對(duì)兩層板材進(jìn)行密封焊接，抽取內(nèi)部真空后形成鈦合金包套，隨后在930℃，2.0MPa氣壓下進(jìn)行擴(kuò)散連接試驗(yàn)，保壓時(shí)間為3h。超聲波檢測(cè)后，按設(shè)計(jì)位置線切割抽取鈦合金試棒并加工為拉伸與疲勞試棒，如圖1所示，界面缺陷平面與試棒軸向平行。

按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T228-2002 《金屬室溫拉伸實(shí)驗(yàn)方法》及GB/T 307-2008《金屬材料疲勞試驗(yàn)軸向力控制方法》對(duì)含預(yù)制擴(kuò)散連接界面缺陷的試樣進(jìn)行室溫拉伸及軸向疲勞測(cè)試。疲勞試樣如圖2所示，測(cè)試在Zwick Roell Amsler 100 HFP-5100疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，加載頻率100Hz，應(yīng)力比為R=-1，疲勞壽命超出1×107則終止試驗(yàn)。

金相試樣采用傳統(tǒng)方法制備，并采用光學(xué)顯微鏡（Leica DMI 5000M）與掃描電子顯微鏡SEM-EDS（Zeiss Supra-55）觀察顯微組織、缺陷形貌及斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 擴(kuò)散連接界面表征

圖3為Ti-6Al-4V合金板材在930℃/2.0MPa氣壓條件下擴(kuò)散連接后顯微組織與預(yù)制界面缺陷剖面微觀形貌。擴(kuò)散連接后材料由約90%的等軸初生α相組成，晶粒平均尺寸約為16μm，其間分布著β相。非隔離劑涂覆區(qū)域兩層板材相互接觸界面完全消失，達(dá)到冶金連接狀態(tài)，如圖3（a）所示。隔離劑涂覆區(qū)域，沿著試棒軸向觀察時(shí)，預(yù)制界面缺陷顯示為一條很窄的紡錘形細(xì)線，其最大間隙約為100μm，如圖3（b）所示，缺陷長度與設(shè)計(jì)值接近。缺陷由Y2O3粉末狀隔離劑顆粒填充，如圖3（c）所示。

2.2 拉伸性能分析

通過室溫拉伸試驗(yàn)測(cè)得帶有預(yù)制DB缺陷Ti-6Al-4V合金的拉伸性能如表2所示。同時(shí)，DB無缺陷材料性能也列入作為對(duì)比。

帶有φ4mm以及φ2mm預(yù)制缺陷的平均抗拉強(qiáng)度分別為995MPa與992MPa，延伸率分別為15.7%與18.1%，幾乎與DB無缺陷材料以及DB熱循環(huán)材料沒有差別。由于缺陷平面與拉伸方向平行，其厚度僅為100μm以下，樣品受力截面的面積幾乎不變，因此對(duì)樣品靜強(qiáng)度及延伸率的影響很小，其拉伸斷口的缺陷附近仍然顯示出大量韌窩，如圖4所示。

表2 含預(yù)制DB缺陷Ti-6Al-4V合金室溫拉伸性能

圖4 含φ4mm DB缺陷Ti-6Al-4V合金拉伸斷口Fig.4 Tensile fracture surface of Ti-6Al-4V with φ4mm DB defect

圖5 含有φ4mm DB缺陷Ti-6Al-4V合金S-N曲線(R=-1)Fig.5 S-N curve of Ti-6Al-4V with φ4mm DB defect (R=-1)

2.3 疲勞性能及失效分析

含預(yù)制φ4mm擴(kuò)散連接界面缺陷的Ti-6Al-4V合金的疲勞S-N曲線如圖5所示。將試驗(yàn)數(shù)據(jù)按照升降法進(jìn)行配對(duì)處理，由以下公式計(jì)算中值疲勞強(qiáng)度，即存活率為50%的疲勞強(qiáng)度。

式中，S50是存活率為50%的中值疲勞強(qiáng)度；n是有效試樣數(shù)量；m是應(yīng)力水平的級(jí)數(shù)；vi是第i級(jí)應(yīng)力水平下有效的試驗(yàn)次數(shù)；si是第i級(jí)應(yīng)力水平。

由公式（1）計(jì)算得到疲勞裂紋萌生與外表面的樣品（圖5中黑色點(diǎn)）的S50為423MPa，疲勞裂紋萌生于缺陷的樣品（圖5中紅色點(diǎn)）的S50為393MPa，而所有樣品的S50為402MPa。

圖5顯示含內(nèi)部φ4mm界面缺陷鈦合金試樣的疲勞壽命展現(xiàn)出較大的分散性，從裂紋萌生位置與壽命的關(guān)系可將含內(nèi)部缺陷試樣S-N分布劃分為兩個(gè)區(qū)域。平行于疲勞載荷方向的界面缺陷并未成為疲勞裂紋萌生的唯一位置。從表面起裂的樣品均處于高壽命區(qū)域；而從缺陷處起裂的樣品均落于較低壽命區(qū)域，僅有一個(gè)樣品例外。需要指出的是，由于試棒加工時(shí)的誤差，擴(kuò)散連接缺陷并不全都位于試棒中心，部分試樣缺陷偏離中間位置，但目前試驗(yàn)測(cè)試數(shù)據(jù)尚不能驗(yàn)證缺陷位置對(duì)壽命影響程度。

含預(yù)制φ4mm擴(kuò)散連接界面缺陷的Ti-6Al-4V合金軸向高周疲勞3種典型斷口光學(xué)顯微鏡及裂紋萌生區(qū)SEM如圖6（a）～（f）所示。在應(yīng)力比R=-1載荷作用下，疲勞試樣受到循環(huán)拉壓應(yīng)力作用，斷口在試驗(yàn)過程中的閉合造成萌生區(qū)域有磨損痕跡。3種典型疲勞斷口呈河流狀擴(kuò)展紋路，具有斷口分裂紋源區(qū)、擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)。但3種典型試樣疲勞裂紋源位置卻截然不同，其中圖6（a）為試樣疲勞裂紋萌生在試樣外表面，圖6（b）為該試樣疲勞裂紋萌生與缺陷尖端，圖6（c）為該試樣由于缺陷偏移中心位置疲勞裂紋萌生于缺陷界面處。

一般來說，光滑且內(nèi)部連續(xù)試樣受到軸向疲勞載荷作用時(shí)裂紋源位于試樣表面，這是由于表面位錯(cuò)滑移堆積作用引起裂紋形核[5-10]。但材料內(nèi)部存在不連續(xù)狀況（如缺陷），通常也會(huì)造成不同程度的應(yīng)力集中，其程度與缺陷的大小、形狀與分布密切相關(guān)。采用ABAQUS有限元方法模擬了內(nèi)部含φ4mm擴(kuò)散連接缺陷Ti-6Al-4V合金試樣軸向橫幅交變載荷加載過程中應(yīng)力分布，最大拉應(yīng)力及最大壓應(yīng)力作用下中間位置（圖7 （a）、（b））及邊緣位置（圖7（c）、（d））內(nèi)部缺陷附近 Mises應(yīng)力分布。位于試棒中心位置的界面缺陷（見圖7（a）、（b））受到與其平面平行的交變載荷作用時(shí)，缺陷邊緣形成一定應(yīng)力集中，但與試棒表面應(yīng)力水平相當(dāng)，疲勞試樣沙漏處應(yīng)力梯度較小。如模擬結(jié)果所示，偏離中心位置的界面缺陷（見圖7（c）、（d））受與平面平行的交變載荷時(shí)，在靠近試樣表面的缺陷處形成了較缺陷位于中心位置處更大的應(yīng)力集中，缺陷邊緣應(yīng)力大于試樣表面15MPa，同時(shí)疲勞試樣沙漏處應(yīng)力梯度增大。在這兩種情況下，試樣表面的應(yīng)力與缺陷尖端的應(yīng)力差別并不明顯，（約為3%），因此界面缺陷并未導(dǎo)致所有裂紋源移至其尖端處。需要指出的是，平面與軸向載荷平行的內(nèi)部缺陷（φ4mm，厚度0.05～0.1mm）引起應(yīng)力集中程度遠(yuǎn)小于通孔應(yīng)力集中效應(yīng)（Kt=3）。

圖6 含有φ4mm缺陷Ti-6Al-4V合金疲勞斷口形貌(R=-1)Fig.6 Fatigue fracture surface of Ti-6Al-4V with φ4mm defect(R=-1)

由含界面缺陷交變載荷作用下有限元模擬應(yīng)力分布結(jié)果可知，界面缺陷邊界附近形成一定的應(yīng)力集中且缺陷偏移中心應(yīng)力集中效應(yīng)明顯。這種界面缺陷在連續(xù)均質(zhì)材料中的引入導(dǎo)致高周疲勞振動(dòng)時(shí)試樣外表面及內(nèi)表面均可能成為裂紋源，因此含界面缺陷試樣高周疲勞測(cè)試數(shù)據(jù)分散性大。

相比于傳統(tǒng)內(nèi)部連續(xù)、外部光滑的鈦合金高周疲勞測(cè)試，引入平面與應(yīng)力軸平行的內(nèi)部缺陷和位置變化增加內(nèi)部界面及尖端效應(yīng)，并造成試樣疲勞載荷作用下考核區(qū)應(yīng)力場(chǎng)重新分布。同時(shí)，這種應(yīng)力集中效應(yīng)遠(yuǎn)小于圖缺陷平面與軸向垂直及通孔應(yīng)力集中效應(yīng)，并受制于缺陷大小、缺陷位置等邊界條件。因此，含內(nèi)部預(yù)制界面缺陷鈦合金試樣高周疲勞裂紋萌生機(jī)制、失效機(jī)制呈現(xiàn)迥異，并造成高周疲勞S-N數(shù)據(jù)分散等現(xiàn)象，其中失效機(jī)制有待進(jìn)一步考證。

3 結(jié)論

（1）通過隔離劑涂覆的方法在Ti-6Al-4V材料擴(kuò)散連接界面區(qū)域預(yù)制了直徑分別為φ4mm與φ2mm的缺陷并對(duì)材料進(jìn)行了力學(xué)性能評(píng)估。當(dāng)拉伸載荷方向與缺陷平面平行時(shí)，材料的強(qiáng)度與塑性與無缺陷材料相當(dāng)，這是由于此類缺陷對(duì)樣品受力截面的面積幾乎沒有影響。

（2）含有φ4mm缺陷試樣的拉壓疲勞壽命展現(xiàn)出很大的分散性，界面缺陷并未成為裂紋萌生的唯一位置。從表面起裂的樣品均處于高壽命區(qū)域；而絕大部分從缺陷處起裂的樣品均落于低壽命區(qū)域。

（3）當(dāng)φ4mm界面缺陷位于試樣中心位置時(shí)缺陷引起的應(yīng)力集中較小，應(yīng)力分布梯度較??；缺陷位于邊緣位置時(shí)，缺陷引起的應(yīng)力集中效應(yīng)增大，應(yīng)力分布梯度較大。

參 考 文 獻(xiàn)

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