李細鋒,李天樂,安大勇,吳會平,陳劼實,陳軍,

現代飛機對高機動性、輕質、長壽命和高可靠性等技術性能提出更高的要求。而鈦合金因具有一系列優異的綜合性能，已經發展為現代飛機主體結構的重要材料，其應用水平甚至成為衡量飛機結構選材先進性的重要標志之一。Ti及鈦合金是20世紀50年代發展起來的一種多用途金屬結構材料，具有高的比強度，優良的耐蝕性、耐熱性、生物相容性，以及無毒無磁等優點，但因其價格顯著高于鋼和Al，因此，更多被應用于航空航天、石油化工、海洋和生物醫學等高端領域[1?3]。美國第三代某型號飛機的鈦合金用量占總結構材料的26.1%，第四代某型號飛機的鈦合金用量占比達到41%[4]，另外，Ti及鈦合金在商用飛機結構件中的用量也逐年增長(圖1[5])。然而鈦合金的疲勞實驗研究表明，其損傷容限較差，疲勞裂紋一旦萌生，裂紋擴展速率往往較高，高的裂紋敏感性使得鈦合金構件裂紋擴展壽命降低，嚴重影響飛機的長期安全使用。2007年美國空軍某三代機飛行過程中因上縱梁疲勞斷裂，導致整機解體和墜毀。多種飛機因零部件或連接處的局部疲勞損傷，引發整個機身斷裂或飛機墜毀，造成多人受傷或喪生。2002年，波音747-200型客機的機尾蒙皮累積磨損致疲勞失效，造成飛機的機尾脫落并失控，最后因艙體突然失壓，結構解體，全機225人全部遇難。以上事例表明，疲勞斷裂給航空工業以及人類社會的發展帶來了巨大損失。因此，飛機鈦合金結構中疲勞裂紋快速擴展的難題亟待關注和解決[6]。為改善鈦合金結構件的疲勞裂紋快速擴展的特性，目前，已研制出損傷容限較好的新型鈦合金材料，如國內自主研發的TC4-DT、TC21鈦合金、美國Ti-6-22-22S鈦合金。經過長期的探索，鈦合金材料成分體系已經日漸成熟。與此同時，構造能提高損傷容限性能的鈦合金結構形式也是較為有效的途徑。

圖1

圖1商用飛機中Ti的使用量隨時間推移不斷增加(氣泡大小表示飛機載客量)[5]

Fig.1A increase in consumption of titanium in commercial aircraft over time (Bubble size represents the passenger capacity of the aircraft)[5]

1鈦合金及其焊接

鈦合金中添加的合金元素依其穩定組織類型可分為以下3類。(1)α穩定元素，能夠大量固溶且穩定α-Ti(α)相、擴大α相區和提高相變點(Tβ)的元素被稱為α穩定元素，主要有Al、Ga和雜質元素N、C、O等。典型的TC4鈦合金中添加了較高含量的Al元素來穩定α相，同時提高了合金的強度和韌性。(2)β穩定元素，分為β同晶型元素和β共析型元素。β同晶型元素有V、Mo、Nb等，在β-Ti (β)相中表現出較大或無限固溶度。當鈦合金中V或Mo含量高于某一臨界值時，β相在固溶處理后空冷也可完全保留至室溫。例如，超高強韌TB8鈦合金中添加了Mo和Nb，2者共同穩定固溶態β相至室溫，在隨后時效過程析出α相而強化[7,8]。β共析型元素有Fe、Mn、Cr、Si、H等，這些元素在高溫β相中具有一定固溶度。高損傷容限TC21鈦合金[9]中添加Cr元素，可顯著提高合金的熱處理強化作用。(3) 中性元素，是指在α相和β相中都能形成置換固溶體，且有較高固溶度的元素。這些元素對α和β相均起到固溶強化的作用，如Sn和Zr元素。TC11鈦合金中添加Zr元素，一方面固溶強化，另一方面還析出Ti2ZrSi3和Ti2ZrSi等硅化物粒子，實現析出強化。常用鈦合金國內外牌號和名義化學成分歸納于表1[10,11]。一般而言，化學成分決定了鈦合金的類型[12,13]，具體按其組織結構可細分為α型、近α型、α+β型、近β型、亞穩β型和β型鈦合金，如圖2所示。

表1常用鈦合金國內外牌號和名義化學成分[10,11]

Table 1Brands and nominal chemical compositions of common titanium alloys[10,11]

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圖2

圖2Mo當量鈦合金類型示意圖

Fig.2Schematic of titanium alloy types with Mo equivalent (Tβ—critical temperature of completelyαphase toβphase transformation;MsandMf—martensite transformation start and finish temperatures, respectively;C1—the highest Mo equivalent concentration of alloying element for complete martensitic transformation,C2—the lowest Mo equivalent concentration of alloying element without martensitic transformation)

經過近70年的研究和發展，我國航空航天用Ti及鈦合金牌號已經達到29個[10]。我國飛機用結構鈦合金體系隨分級設計需求而發展的趨勢如圖3所示。飛機結構鈦合金的發展設計經歷4代，依次是靜強度設計、疲勞壽命設計、破損安全設計、損傷/耐久性設計。第一代主要為低強度TA1、TC2、TA7等Ti和鈦合金(抗拉強度低于700 MPa)以及中強度TC4、TA15、TC18等鈦合金(抗拉強度介于700?1000 MPa之間)。這類Ti及鈦合金的合金元素含量低、冶煉技術成熟、生產成本低，且具備優良的塑性和韌性。第二代主要為高強度TC16、TC18、TB5、TB6等鈦合金(抗拉強度介于1000?1250 MPa之間)。該類鈦合金中β穩定性合金元素含量明顯提高，常用的熱處理方式是雙重退火、退火+時效或固溶+時效。通過精確控制熱加工和熱處理工藝能夠使該類合金獲得優異的疲勞壽命和疲勞強度。第三代主要為超高強度TB8、TB19等亞穩β鈦合金(抗拉強度高于1250 MPa)。該類鈦合金中β穩定性合金元素含量大幅增加，加熱至Tβ(Tβ為α相全部轉變為β相的溫度)以上，獲得全部β相，經水冷或空冷至室溫，穩定的高溫β相能夠全部保留下來，隨后的時效處理析出細小和彌散的α相，析出強化是最主要的強化機制。該類近β和亞穩β鈦合金經固溶+時效熱處理，能夠獲得超高的強度和較好的塑性和斷裂韌性。第四代主要為高強度TC21和中強度TC4-DT等高損傷容限型鈦合金。TC4-DT合金抗拉強度介于825?900 MPa之間，具有高的斷裂韌性(KIC≥ 90 MPa·m1/2)、較低的疲勞裂紋擴展速率、較高的疲勞裂紋擴展門檻值ΔKth(TC4-DT合金在應力比R= 0.5時，ΔKth≈ 4.5 MPa·m1/2，而普通TC4合金的ΔKth≈ 3.6 MPa·m1/2)[14]。另外，TC21合金抗拉強度介于1030?1100 MPa之間，具有較高的斷裂韌性(KIC≥ 70 MPa·m1/2)、較低的疲勞裂紋擴展速率、較高的ΔKth(TC21合金在R= 0.5時，ΔKth≈ 2.7 MPa·m1/2)[11]。近年來，隨著鈦合金加工和熱處理新工藝以及新化學成分的深入研究，鈦合金的強韌性和抗疲勞性能進一步提高。Mantri等[15]對TB8鈦合金的研究表明，通過調控固溶處理后的低溫預時效時間，可以提前析出大量彌散分布的納米級ω相，ω相在隨后的高溫時效過程中促進α相的形核和生長，最終合金的抗拉強度可達1.8 GPa，斷后延伸率為6%。

圖3

圖3我國飛機結構鈦合金發展趨勢示意圖

Fig.3Schematic of development trend of titanium alloys for aircraft structure in China

Ti及鈦合金在加熱時易與H、C、N、O反應，焊接過程中，300℃快速吸H，600℃快速吸O，700℃快速吸N，高于1000℃時其與C形成化合物[16]，這些雜質氣體的吸入，使得雜質原子與Ti原子反應形成化合物，導致Ti及鈦合金脆化。為了保證焊接接頭的質量，Ti及鈦合金往往在Ar氣氛圍或真空環境下進行焊接。目前Ti及鈦合金的主要焊接方法包括激光焊、電子束焊、等離子弧焊、擴散焊、攪拌摩擦焊和釬焊等[17?20]。

激光焊是基于高能量密度的激光束作為熱源的一種焊接方法。激光焊Ti及鈦合金時必須施加惰性氣體作保護，保護氣體在500℃應保持穩定。激光焊也適用于高溫鈦合金的連接，其接頭的強度和塑性較好。鈦合金的導熱系數小(15.24 W/(m·K)，約為鋼鐵的1/5)，對紅外線光吸收率比較高，因此鈦合金的激光焊較容易實現深穿透焊。電子束焊是指加速和聚焦的電子束流轟擊焊縫的一種焊接方法。真空電子束的功率密度可達106W/cm2以上，電子束焊Ti及鈦合金的焊縫和熱影響區都很窄，且焊縫和熱影響區不會出現粗大的片狀α相，選擇合理的電子束焊參數能夠保證良好的接頭處微觀組織和力學性能。由于電子束焊熱影響區小、接頭強度高且有真空保護等優點，電子束焊已經大量應用于Ti及鈦合金薄板和精密零件的連接。等離子弧焊是利用等離子弧高能量密度束流作為熱源的一種熔焊的方法。2.5?15.0 mm厚的Ti及鈦合金板材采用穿孔型或小孔方法可一次焊透，并可防止氣孔產生。采用3?10 A的電流能夠很好地完成0.08?0.60 mm厚Ti及鈦合金薄板的微束等離子弧焊。攪拌摩擦焊是通過高速旋轉的焊具與工件摩擦產生的熱量使被焊材料局部熔化，焊縫處材料在轉動摩擦力作用下流向后部，并在焊具的擠壓下完成結合的一種固相連接技術。一般而言，攪拌區發生了動態再結晶，晶粒為比母材還細小的等軸晶，而熱影響區只發生較低溫度的退火。整個焊縫處的硬度和抗拉強度要低于母材，且攪拌區的硬度最低。釬焊指釬料(其熔點低于焊件材料的熔點)和焊件同時加熱到釬料熔化的溫度后，液態釬料填充焊件的縫隙，冷卻后完成連接的一種焊接方法。鈦合金釬焊接頭的性能取決于釬料與鈦合金的反應產物，這關系到釬料類型和焊接熱循環參數，鈦合金釬焊的釬料主要為銀基和Ti-Zr基釬料。

擴散焊是將2個或多個待焊材料疊放在一起，并置于真空或保護氣氛爐內，在一定溫度和壓力作用下，待焊接表面微小的凹凸處發生局部塑性變形后，接近一半的待焊表面緊密接觸，在持續的保溫保壓的時間段內界面附近原子相互擴散而形成冶金連接的一種固相焊接方法[21,22]。擴散焊具有以下優點：(1) 接頭質量好，同種材料接頭的顯微組織和性能與母材接近或相同；(2) 焊件變形小、尺寸精度高；(3) 可同時連接結構復雜、多接頭的結構件；(4) 可以連接異種材料和薄厚尺寸相差較大的工件。本課題組致力于鈦合金[17]、鋁合金、不銹鋼和鎂合金等材料的擴散焊研究，并通過引入中間層、鈦合金熱氫處理[23]、電流輔助加熱等技術提高擴散焊界面質量和焊接效率。將置氫0.2% (質量分數)的Ti2AlNb基合金與TC4合金快速加熱至850℃進行擴散焊實驗，掃描電鏡分析表明，異種合金接頭具有分層結構，依次是Ti2AlNb母材、連續β相層、非連續α相層、等軸β相層及雙態TC4母材，良好的接頭剪切強度達到711 MPa (圖4[24])。通過設計加工脈沖電流輔助擴散焊Ti2AlNb合金板材裝置，對不同電流密度下的板材溫度分布進行了實驗研究，在?電流密度4.58 A/mm2下成功地實現了Ti2AlNb合金的完全冶金鍵合，并討論了微觀組織演變和微孔隙周圍電流的繞行效應[25,26]。

圖4

圖4置氫的Ti2AlNb/TC4異種鈦合金擴散焊界面SEM微觀組織表征、EDS分析與接頭強度[24]

Fig.4Joint microstructures and element distributions by SEM and EDS as well as shear strength of hydrogenated Ti2AlNb/TC4 alloys by diffusion bonding[24]

(a) overall joint microstructure

(b) corresponding element distribution across the interface (Inset shows the local joint microstructure. I, III—βphase layers; II—αphase layer; IV—α+βphase layer; V—B2 + O phase layer)

(c) fracture morphologies of hydrogenated sample (cleavage rupture marked by black rectangle)

(d) variation of joint shear strength with diffusion zone width (microstructural observations of unhydrogenated sample in the inset)

2疲勞裂紋形核

疲勞破壞是指在交變循環的應力(低于屈服強度)或應變作用下，材料的局部結構逐漸引起變化和內部缺陷損傷累積，經一定循環周次后，由于局部塑性變形致使疲勞微裂紋萌生和擴展，隨后微裂紋會逐步發展為宏觀裂紋，宏觀裂紋繼續擴展，最終工件被完全斷裂破壞。疲勞破壞是各種工程結構件失效的重要形式之一，大約90%的斷裂都是由疲勞損傷引起的[27]。總的來說，材料的整個疲勞破環過程主要包括疲勞裂紋的萌生、擴展和瞬時斷裂3個階段[28]。鈦合金的疲勞特性與微觀組織有著密不可分的聯系，包括相組成、相分數、形貌、晶粒或集束的尺寸、織構、晶粒取向等。另外，焊接過程中熱源的能量比較集中，接頭處因快速加熱和冷卻引起的微觀和宏觀缺陷，熱量分布不均勻帶來的復雜微觀結構和組織，都會直接或間接地增加疲勞裂紋萌生的可能性[29]。

高周疲勞過程中裂紋萌生壽命(包括微米級裂紋的萌生及擴展壽命)占全壽命的絕大部分，甚至達到90%[30]。金屬材料疲勞破壞的起源常在材料的自由表面或內部缺陷處，因為這些區域易引起較高的局部應力，進而引起局部微觀組織塑性變形。TC4是目前使用量和應用面最廣泛的鈦合金，通過控制機械加工和熱處理工藝能夠獲得不同的微觀組織，包括等軸組織、雙態組織、網籃組織和片層組織。Gilbert和Piehler[31]以及Ivanova等[32]研究了等軸和雙態TC4合金分別在低周和高周疲勞條件下的疲勞裂紋萌生，觀察到裂紋總是在具有準解理面的初生α晶粒中萌生。Oberwinkler等[33]研究了鍛造的雙態TC4合金正循環拉伸應力下疲勞裂紋的形成，發現疲勞裂紋僅在柱面和基面滑移系的初生α晶粒中萌生，且這些初生α晶粒的Schmid因子非常高。Meng等[34]研究了片層組織的TC4合金拉伸應力下疲勞裂紋的萌生，指出疲勞裂紋萌生主要沿著接近基面滑移系的界面α相上進行。Man等[35]利用透射電鏡觀察發現，平行的駐留滑移帶(persistent slip bands，PSBs)被束狀結構的位錯分開，在基體上形成類似梯子的結構。此外，PSBs中的位錯墻和基體結構中的位錯密度都比較高[35,36]。疲勞損傷的典型過程如圖5[36]所示，外力加載過程誘導局部微觀塑性變形，位錯沿著滑移面和滑移方向運動至材料表面，且卸載過程位錯并不會返回加載前位置，這樣會在材料表面留下一個不可恢復的滑移臺階，這種大量累積的滑移臺階可造成表面粗糙化，循環飽和的過程出現了PSBs，PSBs內的局域化應變以擠入擠出帶的形式沿著PSBs運動到材料表面釋放，造成局部擠入擠出帶的應力和應變集中，最終在材料表面的擠入擠出帶位置萌生微裂紋。

圖5

圖5梯形結構的駐留滑移帶內部結構與產生的表面凹凸的關系示意圖[36]

Fig.5Schematics of the relation of the internal structure of a ladder-like structure of a PSBs and resulting surface relief (cv—vacancy concentration,b—Burgers vector, PSB—persistent slip band, PSM—persistent slip marking)[36]

(a) point defect production in PSB and their migration to the matrix

(b) resulting surface profile consisting of central extrusion and two parallel intrusions

3疲勞裂紋擴展

在循環加載作用下，多數金屬材料在發生斷裂之前要經歷宏觀疲勞裂紋擴展階段。疲勞裂紋擴展可用da/ dN-ΔK(其中，a為疲勞裂紋擴展長度，N為疲勞循環次數，ΔK為應力強度因子幅)的雙對數坐標下的裂紋擴展速率曲線來表示(圖6)。由圖可見，曲線分為3個區域：Ⅰ區為疲勞裂紋的萌生階段，當ΔK小于或等于一個下限時，疲勞裂紋幾乎不發生擴展，ΔK的下限稱為疲勞裂紋擴展門檻值(ΔKth)；Ⅱ區為疲勞裂紋穩態擴展階段，ΔK和疲勞裂紋的擴展速率呈線性關系，利用這一線性關系可預測疲勞裂紋擴展壽命，也是疲勞裂紋擴展研究的重點階段；Ⅲ區為疲勞裂紋擴展高速率區，當應力強度因子K趨近于材料的斷裂韌度KC時，試樣快速失穩斷裂。

圖6

圖6疲勞裂紋擴展速率與ΔK的函數曲線

Fig.6Fatigue crack growth rate (da/ dN) as a function of ΔK(a—fatigue crack length,N—number of load cycle, ΔK—stress intensity factor range, ΔKth—fatigue crack growth threshold,Kmax—maximum of stress intensity factor range,KC—fracture toughness,m—material constant)

1957年，裂紋尖端區域內應力分布參量概念(即K)的提出奠定了疲勞裂紋擴展規律和線彈性斷裂力學研究的基礎[37]。為了定量描述疲勞裂紋的擴展速率，Paris等[38]在此基礎上提出了ΔK的概念，并指出K與裂紋尖端附近的應力和應變場類似，表征裂紋擴展速率的主要參量也應該是K，并提出：

式中，da/ dN為每一次載荷循環中疲勞裂紋長度前進量，ΔK=Kmax-Kmin(其中，Kmax和Kmin分別是疲勞過程中單次疲勞應力循環應力強度因子的最大值和最小值)，C和m為材料常數。不足的是，式(1)沒有考慮應力比(R)對裂紋擴展的影響，也未解釋Ⅰ和Ⅲ區中疲勞裂紋擴展的漸進行為。因此，后來又發展了比較公認的Forman公式(2)[39]和Priddle公式(3)[40]：

式中，Cb和mb是材料常數。Forman等[39]在式(1)的分母中引入(1 -R)和(KC-Kmax)，考慮了R對裂紋擴展影響和Ⅲ區域中疲勞裂紋擴展的漸進行為。式(3)能滿足2條漸近線條件，并且ΔKth被假設為R的函數。影響疲勞裂紋擴展的外部因素還包括加載頻率、實驗溫度、試樣形狀和尺寸、應力過載等。

除服役的外部條件外，疲勞裂紋擴展還與Ti及鈦合金的微觀結構有關。一些研究[41?47]報道了雙態、層狀和等軸晶粒等微觀特征對鈦合金的疲勞性能和行為的影響。Shi等[48]基于不同雙退火工藝研究了不同網狀組織的近β鈦合金的疲勞裂紋擴展行為，指出長且寬的α片層最有利于提高裂紋擴展路徑的彎曲度。另外，鈦合金的組織和微觀結構特征，如晶粒尺寸[49]、形態[50]、相分數[51]、晶粒取向[52]和織構[53]對疲勞裂紋擴展有明顯的影響。Wang等[54]利用原位掃描電鏡觀察增材制造TC4鈦合金的疲勞短裂紋擴展(圖7[54])，指出持久滑移帶促進了裂紋沿滑移線擴展。由于位錯滑移的勢壘效應，晶界能阻礙裂紋擴展。裂紋分叉和二次裂紋形成分散了主裂紋的擴展驅動力，降低了主裂紋的前進速率。石曉輝[55]還基于擴展有限元法，采用Maxps準則作為損傷起始判據，利用Abaqus軟件計算了TC18合金標準緊湊拉伸(CT)件裂紋尖端損傷和擴展行為。結果表明，裂紋沿垂直于加載力的方向擴展，屬于典型的Ⅰ型(張開型)裂紋擴展；后期裂紋尖端前形成45°剪切微裂紋，即轉為Ⅱ型(滑開型)裂紋擴展。

圖7

圖7基于同位掃描電鏡觀察增材制造TC4鈦合金的疲勞裂紋擴展過程[54]

Fig.7Observation of fatigue crack growth process of additively manufactured TC4 titanium alloy based on in situ scanning electron microscope (CTOD—crack tip opening displacement)[54]

(a) 11410 cyc (b) 12139 cyc (c) 17551 cyc (d) 19806 cyc (e) 20852 cyc (f) 21561 cyc

1990年，Clegg等[56]參考貝殼特殊的強韌化原理，首次提出建立層合結構提高韌性的方法，并在脆性材料中加入高韌性材料層，制備出了陶瓷基復合結構。層合結構主要是由韌性材料和脆性材料相互疊加，主要包括金屬/金屬間化合物[57]、金屬/陶瓷[58]、金屬/金屬基復合材料等[59]層合結構。研究表明，層合結構不僅能夠改善材料準靜態載荷下的強韌性，而且所引入的連接界面能夠改變疲勞斷裂行為。Dong等[60]利用擴散焊技術制備了TC4鈦合金層合結構，研究連接界面對疲勞裂紋擴展和準靜態拉伸力學性能的影響，發現連接界面與基材的微觀織構差異降低了疲勞裂紋沿厚度方向擴展的速率。He等[61]和Liu等[62]在TC4鈦合金擴散焊層合結構中人為引入未焊合區，延緩了疲勞裂紋的擴展，提高了疲勞裂紋擴展階段壽命，但是未完全焊合區域的存在會降低層合結構的準靜態力學性能(圖8[61,62])。通過同步輻射X射線掃描，Junet等[63]對擴散焊試樣中心含有激光鉆孔缺口的TC4柱狀件的疲勞裂紋進行了表征，直接測試到試樣內部裂紋擴展速率低于相同長度的表面裂紋時的擴展速率。Adharapurapu等[64]研究了韌性層厚度和體積分數對Ti/Al3Ti裂紋擴展速率的影響，指出隨著韌性相Ti體積分數的增加，Ti/Al3Ti的疲勞裂紋擴展抗性增加。綜合異種材料層合結構的疲勞性能研究發現，疲勞裂紋尖端在異質界面處鈍化是抑制裂紋擴展的主要原因，次生裂紋的出現也可改善裂尖處的應力場和塑性變形場的分布。

圖8

圖8TC4鈦合金擴散焊層合結構疲勞斷口形貌和裂紋擴展[61,62]

Fig.8Fatigue fracture morphologies and crack growth of TC4 titanium alloy laminate by diffusion bonding

(a) fractography of the laminates with unbonded zones (x—width direction,y—thickness direction;A—the direction alongx-axis,B—along -x-axis,C—alongy-axis;a1—distance of the outmost point on the left crack front fromy-axis,a2—distance of the outmost point on the right crack front fromy-axis)[61]

(b) variation of fatigue crack growth rate with crack length and corresponding fractography (ar—half-crack length)[61]

(c) fatigue crack growth process of laminated structure with unbonded zones based on the extended finite element method (Red regions represent initial crack)[62]

近年來，研究人員[65?70]基于調控擴散焊參數，如溫度、時間、壓力，還有添加中間層，對異質金屬或合金的擴散焊界面微觀組織演化和力學性能進行了大量的研究。朱富慧[71]和賈國朋[72]致力于鈦合金和鈦基合金的擴散焊研究，完成了TC4/Ti2AlNb基合金、TA15/Ti2AlNb基合金、TC4/TB8合金等擴散焊工藝與機理的研究，如圖9a[72]和b所示。將異種材料連接到一起，可以綜合各材料的性能優勢。異種材料擴散焊時，連接界面兩側的合金元素相互擴散，在界面處形成幾微米至幾十微米寬度的過渡層，過渡層處的化學成分、微觀組織和力學性能不同于母材。Li等[73]還利用擴散焊工藝制備了TC4/TA15鈦合金異質層合結構(圖10[73])，通過控制擴散焊參數獲得層間微觀取向差異的α相，α相晶體學取向隨機的TA15合金能減緩疲勞裂紋的擴展，同時層合結構的準靜態拉伸性能與合金母材拉伸性能相當。因此，經過合理設計的異種鈦合金層合結構不僅能保持材料靜態載荷下的強韌特性，而且異質層材料能夠改變疲勞斷裂行為，在航空航天領域具有廣闊的應用前景。

圖9

圖9異種鈦合金[72]和鈦基合金的擴散焊界面微觀結構

Fig.9Microstructures of diffusion bonded interface between heterogeneous titanium alloy and titanium-based alloy

(a) TA15/Ti2AlNb[72](b) TC4/TB8

圖10

圖10擴散焊制備TC4/TA15合金異質層合結構疲勞裂紋擴展斷面特征[73]

Fig.10Fracture characteristics of dissimilar laminate of TC4/TA15 alloys by diffusion bonding (FCG—fatigue crack growth; red and green arrows present the distance between fatigue crack and central defect in the TC4 and TA15 layers, respectively; schematic illustration of fatigue crack in the white dotted square)[73]

Du等[74~76]在擴散焊制備多層結構件領域進行了研究，如基于超塑成型/擴散焊的方法制備Ti2AlNb基合金4層蜂窩狀結構件、TA15鈦合金4層中空結構件、熱彎和擴散焊結合方法制備TiAl合金波紋夾芯結構件。徐芳菲[77]采用擴散焊技術成功制備了多層結構樣件，共7層(3層Ti2AlNb/1層TC4/3層Ti2AlNb)的結構樣件和42層膜盒結構樣件(圖11a和b[77])。薄壁窄筋中空結構作為一種典型的輕量高強結構(圖11a)，具有較好的氣動外形、易設計的結構、良好的高溫強韌性和耐沖擊性、全壽命成本低、易于制成模塊化結構、易檢查維護并可進行損傷容限設計等優點，已在導彈的舵面和翼面等結構件上得到應用。目前，釬焊或電子束焊制備超多層結構件技術較為成熟，然而隨層數的增多，焊縫數量急劇增多導致的生產周期長和焊縫質量難以保證等問題隨之而來。因此，徐芳菲[77]提出一種多層結構局部擴散焊制備膜盒的方法，結果表明，該方法能夠獲得質量和結構尺寸良好的接頭。

圖11

圖11擴散焊層合結構樣件[77]

Fig.11Laminated structure samples by diffusion bonding

(a) three layers of Ti2AlNb / one layer of TC4 / three layers of Ti2AlNb hollow structure with thin walls and narrow ribs

(b) 42 layers of diaphragm[77]

4疲勞強度與壽命

疲勞壽命評估方法總結起來主要有2類：一是基于傳統的應力法，以應力-壽命(S-N)曲線計算壽命；二是以缺口應力評定為基礎，應用應變疲勞進行壽命評估。一般規定在N達到107cyc，材料不失效時的最大應力為該材料的疲勞極限。圖12描述了N與應力幅之間的關系，并根據N將疲勞破壞分為超低周、低周、高周和超高周疲勞破壞。

圖12

圖12疲勞循環周次與施加應力幅的關系

Fig.12Relationship between fatigue cycle and applied stress amplitude

一般而言，焊接接頭的抗拉強度高于母材，然而由于接頭韌性的下降或缺陷的存在使得它的疲勞強度和壽命常低于母材。Sanders等[78]研究了攪拌摩擦焊接TC4合金的接頭疲勞性能，一般而言，在給定的循環應力水平下，接頭壽命相對母材疲勞壽命降低約20%，這是因為焊接過程造成的損傷或缺陷留在疲勞試樣的接頭處，它們在相對缺口敏感的材料中起到應力集中的作用，誘發疲勞裂紋在此萌生，導致疲勞性能降低。Edwards等[79,80]比較了TC4合金攪拌摩擦焊的對接接頭和角接頭的疲勞性能，結果表明，焊接后試樣的疲勞壽命降低至母材的19%左右，在焊接后進行適當的熱處理，可以提高焊接件的疲勞壽命，使其達到母材的80%左右。Nakai等[81]發現，攪拌摩擦焊雙相Ti531C鈦合金時，增加退火工藝可以改善接頭的高周疲勞性能，但疲勞性能仍低于母材，這主要是因為攪拌區β相中形成的少量等溫ω相，以及混合區與母材之間的界面處不連續的微觀結構，都是潛在的應力集中區，最終導致疲勞壽命降低。擴散焊在整個焊接過程中無材料的熔化，即實現了固態連接，可自由選擇是否添加中間層輔助焊接。因此，擴散焊鈦合金能夠降低接頭組織的惡化，擴散焊的鈦合金構件已經成功地應用于航空航天等領域。謝佩玉等[82]在910℃、3.4 MPa、1 h條件下擴散焊連接TC4合金，結果表明，其焊接接頭抗拉強度達到973 MPa，與母材相當，而接頭S-N曲線明顯下移，同載荷水平時下降約40%。Tuppen等[83]擴散焊TC4 (即Ti6/4)/Ti550異種鈦合金，測試其低周疲勞載荷下的S-N關系。結果表明，與原始的普通熱處理的TC4和Ti550合金相比，擴散焊試樣顯示出與較弱的TC4合金相當的低周疲勞響應(圖13[83])。不同接頭方向的試樣表現出很接近的低周疲勞性能，且疲勞裂紋更多在接頭處的局部非熔合缺陷處萌生。

圖13

圖13Ti550/TC4合金擴散焊接頭和疲勞性能[83]

Fig.13Joints and fatigue properties of Ti550/TC4 alloys by diffusion bonding[83]

(a) cylindrical geometry of low cycle fatigue (LCF) specimens (unit: mm)

(b) microstructure of Ti550/TC4 (Ti6/4) titanium alloys

(c) LCFS-Ncurves of Ti550/TC4 specimens compared with theS-Ncurves of traditional TC4 (solid line) and Ti550 (dotted line) alloys (Nf—number cycle to failure, ST—solution treatment, NFD—non-fusion defect)

5總結與展望

本文主要綜述了鈦合金與其擴散焊疲勞裂紋的形核、擴展以及疲勞強度的特性。鈦合金的微觀組織與其合金元素密切相關，通過控制化學元素和含量，進而可調控鈦合金的微觀組織和力學性能。在循環應力或應變作用下位錯運動誘導駐留滑移帶，金屬表面形成擠入擠出滑移帶，易于導致疲勞裂紋在此萌生。擴散焊制備的鈦合金層合結構能夠有效降低疲勞裂紋在厚度方向上的擴展速率。針對鈦合金疲勞裂紋擴展速率快和損傷容限性能差的關鍵問題，提出異種鈦合金擴散焊制備層合結構來減緩疲勞裂紋擴展速率。這是因為異質焊接界面和層間不同的材料性能易于調控，且不降低準靜態拉伸性能。Ti及鈦合金的傳統真空擴散焊存在溫度高、周期長等問題，通過對Ti及鈦合金待連接的表層一定深度熱氫處理，擴散焊完成后再真空熱循環溢出剩余的H。H作為臨時合金元素不僅能促進α向β相變，改善合金的高溫塑性，大幅降低擴散焊所需的溫度，而且能夠優化組織形態，有效改善擴散焊接頭的力學性能。添加中間層輔助擴散焊同質或異質鈦合金，母材和中間層材料在接頭處充分進行原子擴散，通過調控新相和微觀結構的形成，最終降低擴散焊鈦合金的疲勞裂紋擴展速率。同樣，層合材料的脆性層材料和韌性層材料的厚度匹配，不僅影響準靜態拉伸變形的應力-應變分配，也會影響疲勞裂紋的形成位置和擴展速率。實際工程應用不能只考慮層合結構件的單一性能，需要綜合衡量力學性能，如強韌性、疲勞、沖擊和壓縮等性能，并且還要考慮層合結構的制造工藝穩定性和層間板材料的價格。因此，制造低成本和綜合力學性能優異的層合結構件還需深入研究。