白明遠，范金娟

(中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

1 引 言

鈦合金具有密度小、比強度高、工作溫度范圍寬、耐介質(zhì)腐蝕和良好的生物相容性能，在航空、航天等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1]。鈦合金本身就是一種貯氫合金，極易因吸氫而造成脆化或開裂(氫脆)[2-4]。鈦合金雖是對氫不敏感的合金，但過量吸氫會使強度增加，塑韌性下降，最終使材料產(chǎn)生氫脆而導(dǎo)致破裂失效[5-9]。

材料中氫引起的氫脆分為不可逆氫脆和可逆氫脆。不可逆氫脆的機理已有一致認識，但對于可逆氫脆，仍有很大爭議。金屬氫脆表現(xiàn)形式主要有兩大類[10-17]：一類是延遲斷裂；另一類是材料性能變壞、變脆。合金鋼氫脆的主要表現(xiàn)形式是前者，而鈦合金氫脆的主要表現(xiàn)形式是后者。由于氫滲入金屬內(nèi)部導(dǎo)致?lián)p傷，從而使金屬零件在低于材料屈服極限的靜應(yīng)力作用下失效。

鈦合金氫脆損傷與控制非常重要，航空材料發(fā)生氫脆的斷口一般具有解理斷裂特征，但解理斷裂特征是否是鈦合金發(fā)生氫脆的微觀判據(jù)一直存在爭議[18-19]。氧含量對鈦合金組織性能影響也較大，高氧含量意味著合金中等軸α相含量增加，氧含量越高，鈦合金的強度及硬度越大，塑性降低，過高的氧含量會導(dǎo)致材料的脆性增大。

本文在對斷裂鈦合金壓緊桿斷口進行宏觀、微觀觀察和能譜成分分析的基礎(chǔ)上，對斷裂鈦合金壓緊桿金相組織進行了檢查，并對螺釘斷裂的原因進行了綜合分析。

2 試驗材料與方法

某壓緊桿所用材料為TC4鈦合金，強度為1100MPa，其制備工藝為φ10mm棒→600℃、2.5h空氣爐退火→機加工成φ8mm棒→車制螺紋。TC4鈦合金名義化學(xué)成分為Ti-6Al-4V，是一種應(yīng)用最為廣泛的鈦合金，其在鈦合金產(chǎn)品中約占60%[6]。該壓緊桿靜拉伸試驗正常，但在裝配試驗過程中斷裂。

本文對壓緊桿的斷裂位置進行了分析，利用掃描電鏡分析了壓緊桿的斷裂特征，分析了壓緊桿所用材料的金相組織，測試了壓緊桿氫、氧含量。在以上測試分析的基礎(chǔ)上，對壓緊桿的斷裂性質(zhì)及產(chǎn)生的原因進行了分析。

3 試驗結(jié)果

3.1 失效特征分析

壓緊桿外觀見圖1，箭頭所指處為斷裂位置，斷裂發(fā)生在壓緊桿的第一螺紋根部。壓緊桿斷口宏觀形貌見圖2，斷口高低不平，斷面粗糙，呈銀灰色，斷面上有反光小刻面。

圖1 壓緊桿外觀

圖2 斷口宏觀形貌

將斷口進行超聲波清洗后放入掃描電鏡觀察，發(fā)現(xiàn)斷裂起源于螺紋根部，呈多源特征，源區(qū)斷裂特征見圖3。整個斷口表面干凈，斷口源區(qū)未見明顯的冶金缺陷。源區(qū)放大后如圖4、圖5所示，是典型的脆性解理斷裂特征。距源區(qū)約1mm處的斷裂特征見圖6，也是典型的脆性解理斷裂特征。斷口中部為韌窩斷裂特征(見圖7)，是鈦合金正常的拉伸斷裂形貌。瞬斷區(qū)為韌窩斷裂特征，如圖8所示。

(a)主源區(qū)

圖4 源區(qū)放大

圖5 解理斷裂特征

圖6 距源區(qū)1mm處脆性斷裂特征

圖7 斷口中部韌窩特征

圖8 瞬斷區(qū)韌窩特征

3.2 金相組織檢查

在距斷口約8mm處截取金相試樣進行組織檢查。低倍金相組織形貌見圖9，圖中可見原始β晶界及部分魏氏體組織。高倍金相組織形貌見圖10，圖中可見三叉晶界，局部可見網(wǎng)籃組織，形貌見圖11。

圖9 低倍金相組織 50×

圖10 β相三叉晶界 500×

3.3 氫、氧含量測定

對斷口表面進行能譜分析，結(jié)果見表1?？梢钥闯?，源區(qū)附近氧含量較高，隨著距邊緣距離的增加，氧含量降低。能譜分析表明，斷口中部及瞬斷區(qū)中不含氧元素。

表1 斷口表面能譜分析

在壓緊桿的表面與中心部位分別取樣，對壓緊桿的氫、氧含量進行測定，結(jié)果見表2、表3。

表2 壓緊桿氧含量測定結(jié)果(wt%)

表3 壓緊桿氫含量測定結(jié)果(ppm)

從表2可以看出，壓緊桿表面部位氧含量平均值為0.233wt%，中心部位氧含量平均值為0.19wt%，壓緊桿表面氧含量及中心氧含量超出GJB 2921-1997和HB 5432-1989規(guī)定的w(O)≤0.18%(參考《中國航空材料手冊》第4卷)的標準，且表面氧含量高于中心氧含量。

從表3可以看出，壓緊桿表面部位與中心部位的氫含量相同，均為400ppm。而GJB 493-1988和GJB 2220-1994規(guī)定，w(H)≤0.010%；GJB 1538-1992、GJB 2219-1994、GJB 2921-1997和HB 5224-2011規(guī)定，w(H)≤0.0125%。由此可見，壓緊桿的氫含量超出標準3倍以上。

4 分析與討論

通過壓緊桿斷口的宏觀、微觀觀察結(jié)果可知，斷口源區(qū)呈明顯的解理脆性斷裂特征，瞬斷區(qū)呈韌窩斷裂特征。結(jié)合斷口源區(qū)的氧含量、氫含量測試結(jié)果可知，壓緊桿的斷裂與材料的氧元素和氫元素超標有關(guān)。氧元素和氫元素對鈦合金壓緊桿的腐蝕使材料脆性增大，從而產(chǎn)生延遲破壞。

從斷口表面斷裂特征的不同可以判斷，零件的斷裂存在兩個不同的擴展階段。一個階段是裂紋的起始階段，即斷口的源區(qū)部分，該部分的斷裂性質(zhì)為解理斷裂；另一個階段是裂紋的擴展階段，即斷口的瞬斷區(qū)部分，該部分的斷裂性質(zhì)為韌窩斷裂特征，該區(qū)域的形成是第一階段裂紋產(chǎn)生后在工作應(yīng)力作用下快速擴展形成的。因此，壓緊桿的斷裂主要是由源區(qū)解理裂紋的產(chǎn)生導(dǎo)致的。源區(qū)裂紋的產(chǎn)生原因分析如下：

(1)應(yīng)力集中

由于壓緊桿的螺紋根部是應(yīng)力集中處，壓緊桿的強度較高，強度升高必然導(dǎo)致材料的塑性下降，應(yīng)力集中的敏感性增加，導(dǎo)致零件螺紋根部實際受到的載荷增大。

(2)材料氧含量超標

從氧含量測定結(jié)果可知，壓緊桿表面和心部區(qū)域的氧含量均較高，其表面的氧含量已超過有關(guān)技術(shù)標準要求。氧含量的增高將導(dǎo)致壓緊桿的表面塑性下降，脆性增大。斷口表面的能譜分析表明，斷口表面的氧含量較高，隨著距表面距離的增加，氧含量逐漸降低，斷口中部與瞬斷區(qū)能譜分析顯示無氧，說明壓緊桿表面受到了氧的污染。高氧含量意味著合金中等軸α相相對含量增加，但過高的氧含量會降低材料的塑韌性[20]，在工作應(yīng)力和裝配應(yīng)力的作用下，容易使壓緊桿表面產(chǎn)生脆性裂紋。

壓緊桿的材料為TC4，該材料的化學(xué)活性高，在熱處理過程中易受周圍氣氛的污染，特別是空氣中的氧元素。該零件在600℃、2.5h空氣爐退火過程中，熱暴露于空氣中，使得壓緊桿表面鈦合金與氧發(fā)生反應(yīng)，形成氧化層，氧原子會沿著晶界不斷擴散，溶解在鈦的晶格間隙中，形成富氧α層。鈦合金表面富氧α層的存在，將大大降低材料的塑性。隨著氧含量的增加，TC4壓緊桿的抗拉強度明顯提高，拉伸塑性和斷裂韌度急劇下降。因此，在保證強度的前提下，應(yīng)將TC4壓緊桿的氧含量控制在較低范圍內(nèi)。

(3)氫含量超標

壓緊桿的氫含量測定結(jié)果表明，壓緊桿表面部位與中心部位的氫含量均較高，嚴重超出有關(guān)技術(shù)標準的要求。從壓緊桿的生產(chǎn)工藝過程可知，零件中的氫可能來源于兩個過程。一個是在熱處理的空冷過程中，零件在較高溫度下與空氣中的水蒸氣接觸，使得水蒸氣在材料表面分解或電離，以氫原子或離子狀態(tài)滲入到材料內(nèi)部，聚集在晶界處；另一個是零件在生產(chǎn)完成后，存放過程中與周圍環(huán)境中的潮濕空氣接觸，使得零件吸入一定量的氫。氫含量超標導(dǎo)致零件在裝配后的試驗過程中，在工作應(yīng)力和裝配應(yīng)力的作用下產(chǎn)生了氫脆裂紋，這一點與零件的失效具有延遲破壞(裝配后4天才發(fā)生斷裂)的特點相一致。

(4)材料組織的影響

金相組織檢查發(fā)現(xiàn)，有原始β晶界及部分魏氏體組織，同時局部還發(fā)現(xiàn)存在網(wǎng)籃組織，該組織狀態(tài)的出現(xiàn)是鍛造過程中變形不充分導(dǎo)致的。這種金相組織狀態(tài)，一方面使氧和氫更容易沿著α和β晶界擴散，另一方面，這種組織狀態(tài)與等軸、雙態(tài)和網(wǎng)籃組織相比，在強度相當?shù)那闆r下塑性明顯較低，這也是導(dǎo)致材料內(nèi)部氫、氧含量超標及材料脆性較大的主要原因之一。

綜上所述，壓緊桿的斷裂是由于零件材料的脆性較大所致，脆性較大是材料組織狀態(tài)存在缺陷和氫、氧含量超標導(dǎo)致的。

5 結(jié)論與建議

(1)壓緊桿的斷裂是由于零件材料的脆性較大所致；

(2)壓緊桿脆性較大是材料組織狀態(tài)存在缺陷和氫、氧含量超標所致；

(3)壓緊桿的延遲斷裂與氫含量超標有關(guān)；

(4)壓緊桿材料變形不充分，金相組織中存在原始β晶界及部分魏氏體組織；

(5)建議采用真空爐退火，嚴格控制材料的氫、氧含量；

(6)建議改善零件材料的組織狀態(tài)。