高 琛, 趙如濤, 徐魁龍, 王 磊

(中國(guó)船舶集團(tuán)有限公司第七二五研究所, 洛陽 471000)

鈦合金具有密度小、耐高溫、耐海水腐蝕性好等特點(diǎn),是一種理想的海洋裝備材料,被譽(yù)為“海洋金屬”[1-2]。鈦合金材料在海洋裝備中的應(yīng)用范圍極其廣泛,如耐壓裝備的殼體,各種類型的管接頭,換熱器、燃?xì)廨啓C(jī)部件和特種裝置等[3-4]。艦船用鈦合金的服役工況較為復(fù)雜,局部腐蝕、輕微劃痕等表面缺陷在服役過程中不可避免,在深海高壓環(huán)境下,表面結(jié)構(gòu)不連續(xù)導(dǎo)致的應(yīng)力集中都是裂紋易于形核并擴(kuò)展的部位。研究表明,鈦合金的力學(xué)性能對(duì)其表面狀態(tài)十分敏感,表面劃痕和缺口等缺陷會(huì)大大降低其服役性能[5-7]。目前,國(guó)內(nèi)外學(xué)者研究了鈦合金部件的表面缺陷對(duì)其力學(xué)性能的影響。曾玉金[8]等研究了缺口對(duì)TC21鈦合金拉伸性能的影響,并發(fā)現(xiàn)缺口半徑增大會(huì)導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度下降,缺口對(duì)斷裂機(jī)制的影響并不明顯。王春雨[9]等對(duì)不同缺口深度的TC18鈦合金進(jìn)行了沖擊試驗(yàn),結(jié)果表明缺口會(huì)導(dǎo)致沖擊韌性顯著降低,并且沖擊韌性隨缺口深度的減小而增大。張思倩[10]等研究了不同缺口半徑對(duì)Ti-24Nb-4Zr-8Sn合金室溫高周疲勞性能的影響,發(fā)現(xiàn)缺口會(huì)明顯降低鈦合金的疲勞強(qiáng)度,缺口半徑對(duì)鈦合金的缺口敏感性影響不大。目前,不同表面狀態(tài)對(duì)鈦合金強(qiáng)度、局部塑性變形行為的影響機(jī)制尚不明確,鈦合金打磨態(tài)的板材表面本身存在大量的微劃痕,輕微的外物撞擊可能會(huì)使其表面出現(xiàn)局部損傷,大量的試驗(yàn)結(jié)果表明,鈦合金彎曲試樣經(jīng)表面磨削處理后,開裂傾向就會(huì)大大減小;表面拋光態(tài)試樣與非拋光態(tài)試樣的疲勞壽命相差數(shù)倍[11-12]。因此,表面缺陷帶來的應(yīng)力集中會(huì)給裝備的安全服役帶來極大的安全隱患,探究鈦合金表面狀態(tài)對(duì)其力學(xué)性能的影響規(guī)律,并分析該類表面缺陷在局部塑性變形過程中的作用機(jī)制,對(duì)其在深海環(huán)境下的安全應(yīng)用具有重要意義。

筆者對(duì)Ti80合金板材的打磨劃痕、缺口、裂紋等表面缺陷進(jìn)行研究,分析了Ti80合金表面狀態(tài)對(duì)拉伸性能、沖擊性能、疲勞性能等的影響規(guī)律,并利用數(shù)字圖像相關(guān)方法(DIC)分析拉伸過程中的局部變形行為,結(jié)果可為Ti80合金的工程應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支撐。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為Ti80合金板材,其組織主要為等軸α和板條α的雙態(tài)組織(見圖1)。為了研究不同表面質(zhì)量和缺口尺寸對(duì)Ti80合金動(dòng)態(tài)和靜態(tài)力學(xué)性能的影響,對(duì)Ti80合金試樣進(jìn)行靜態(tài)拉伸試驗(yàn)、動(dòng)態(tài)沖擊試驗(yàn)和疲勞試驗(yàn),設(shè)計(jì)了6種試樣形式,分別為:1號(hào)表面拋光試樣;2號(hào)原始表面試樣;3,4,5號(hào)缺口試樣,缺口尺寸如表1所示;6號(hào)預(yù)制2 mm裂紋試樣。2號(hào)試樣表面經(jīng)過百葉輪打磨,取樣保留了原始表面狀態(tài),其宏觀形貌如圖2所示。拉伸及疲勞試樣尺寸如圖3所示, 沖擊試樣尺寸及缺口尺寸如圖4,5所示。

表1 3,4,5號(hào)試樣缺口尺寸

圖1 Ti80合金顯微組織形貌

圖2 鈦合金板材打磨后的原始表面宏觀形貌

圖3 拉伸及疲勞試樣尺寸示意

圖4 沖擊試樣尺寸

圖5 3,4,5號(hào)試樣缺口尺寸

使用電子材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn),試驗(yàn)前在試樣的表面噴涂隨機(jī)分布的散斑標(biāo)點(diǎn),通過INSTRON AVE 19032801型視頻引伸計(jì)對(duì)試樣表面應(yīng)變進(jìn)行實(shí)時(shí)測(cè)量,試驗(yàn)速率為2 mm/min。使用擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn),試驗(yàn)過程可以采集力與位移信息,試樣斷裂后,利用雙束掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣斷口形貌。使用電液伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行疲勞試驗(yàn),試驗(yàn)過程中使用載荷控制的模式進(jìn)行加載,應(yīng)力比為0.1,最大疲勞應(yīng)力為680 MPa,加載頻率為6 Hz。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同表面狀態(tài)試樣的拉伸試驗(yàn)

6種類型試樣的拉伸試驗(yàn)結(jié)果如表2所示,應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖6所示。

表2 1～6號(hào)試樣拉伸試驗(yàn)結(jié)果

圖6 1～6號(hào)試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

由表2和圖6可知:1～6號(hào)試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線在彈性段范圍內(nèi)差異較小;缺口試樣應(yīng)力-應(yīng)變曲線的斜率略有增大;1,2,3號(hào)試樣的抗拉強(qiáng)度比較接近,斷后伸長(zhǎng)率依次減小;4,5號(hào)缺口試樣的抗拉強(qiáng)度明顯增大,表現(xiàn)出缺口強(qiáng)化效應(yīng),但是斷后伸長(zhǎng)率顯著減小,約為光滑試樣的20%;6號(hào)預(yù)制裂紋試樣的抗拉強(qiáng)度最低,且斷后伸長(zhǎng)率也較低。

2號(hào)原始表面試樣的抗拉強(qiáng)度升高是由表面硬化層導(dǎo)致,斷后伸長(zhǎng)率降低的原因是表面硬化層與劃痕兩種效果疊加使材料塑性減小。3號(hào)試樣微小缺口產(chǎn)生的應(yīng)力集中較小,對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響并不明顯,而該微小缺口可視為表面缺陷,影響其拉伸塑性變形能力,導(dǎo)致斷后伸長(zhǎng)率明顯減小。4,5號(hào)試樣缺口改變了缺口尖端的應(yīng)力分布,呈現(xiàn)三軸應(yīng)力狀態(tài),缺口試樣的等效應(yīng)力要小于光滑試樣的等效應(yīng)力,材料需承受更大的載荷才能斷裂,因此展現(xiàn)出了更高的強(qiáng)度,又因?yàn)榻孛娣e變小會(huì)導(dǎo)致塑性變形集中,對(duì)于深缺口來說,其塑性變形能力顯著降低。6號(hào)試樣受裂紋尖端的束縛作用,塑性區(qū)域非常小,在試驗(yàn)過程中,試樣提前斷裂導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度及斷后伸長(zhǎng)率均顯著減小。

2.2 拉伸試驗(yàn)過程中的應(yīng)變分布

利用DIC觀察整個(gè)拉伸試驗(yàn)過程中試樣的全場(chǎng)應(yīng)變情況,圖7為1～6號(hào)試樣斷裂前的應(yīng)變?cè)茍D。由圖7可知:1～3號(hào)試樣的應(yīng)變分布比較均勻,4～6號(hào)試樣的應(yīng)變則集中在缺口尖端位置,隨著表面質(zhì)量的下降及缺口深度的增大,試樣破壞前的最大應(yīng)變逐漸減小。鈦合金具有良好的塑性變形能力,缺口試樣能夠通過塑性變形減小其缺口尖端應(yīng)力集中的影響[13],抗拉強(qiáng)度則因?yàn)槭`導(dǎo)致的剪應(yīng)力向正應(yīng)力變化而增大。在試樣的拉伸斷裂過程中,三軸應(yīng)力的作用方式使其最大力存在于試樣心部,表面承受的正拉力小于內(nèi)部的拉力峰值,當(dāng)缺口尖端受塑性變形影響,應(yīng)力集中系數(shù)降低到一定閾值以下時(shí),該應(yīng)力集中不會(huì)導(dǎo)致材料的抗拉強(qiáng)度降低。但當(dāng)缺口應(yīng)力集中系數(shù)過高,且束縛足夠大時(shí),其應(yīng)變強(qiáng)化能力弱,使塑性變形對(duì)缺口尖端應(yīng)力集中的緩解程度不足,導(dǎo)致試樣提前斷裂,抗拉強(qiáng)度降低。6號(hào)預(yù)制裂紋試樣的應(yīng)變比4,5號(hào)試樣更加集中。

圖7 1～6號(hào)試樣斷裂前的應(yīng)變?cè)茍D

2.3 不同表面狀態(tài)試樣的沖擊試驗(yàn)

6種類型試樣的沖擊試驗(yàn)結(jié)果如表3所示,沖擊過程中的力-位移曲線如圖8所示。

表3 1～6號(hào)試樣的沖擊試驗(yàn)結(jié)果 J

沖擊試驗(yàn)過程中試樣的受力類似于三點(diǎn)彎曲過程,最大力和最大塑性變形均產(chǎn)生在試樣的表面[14],可以很好地反映表面狀態(tài)對(duì)材料性能的影響。由圖8可知:起裂后裂紋擴(kuò)展速率較慢,以韌性斷裂為主。1號(hào)光滑試樣的沖擊吸收能量最高,平均沖擊吸收能量為382 J,當(dāng)試樣表面存在打磨劃痕時(shí),沖擊吸收能量會(huì)顯著降低;2號(hào)試樣的沖擊吸收能量約為160 J,下降幅度可達(dá)58%,對(duì)于缺口試樣,隨著缺口深度的增加,沖擊吸收能量會(huì)進(jìn)一步降低,當(dāng)缺口深度相同時(shí),隨著缺口根部曲率半徑的增大,5號(hào)試樣的沖擊吸收能量大于4號(hào)試樣,表明鈦合金材料的沖擊吸收能量受其缺口尖端應(yīng)力集中的影響。由于鈦合金應(yīng)變強(qiáng)化能力弱以及塑性擴(kuò)展速率慢[15],在動(dòng)態(tài)加載過程中,其應(yīng)力集中幾乎無法釋放,導(dǎo)致材料的斷裂擴(kuò)展阻力非常小,相較于靜態(tài)拉伸試驗(yàn),沖擊試驗(yàn)對(duì)試樣的表面狀態(tài)更為敏感。

1～6號(hào)沖擊試樣斷口起裂位置SEM形貌如圖9所示,所有試樣斷口表面均存在大量韌窩,表現(xiàn)為韌性斷裂,即裂紋在整個(gè)斷裂過程中都呈塑性擴(kuò)展特征。1號(hào)試樣的韌窩小而淺,斷口較為平整,具有良好的塑性,而在2～6號(hào)試樣斷口表面發(fā)現(xiàn)了一些孔洞及二次裂紋,具有明顯的撕裂脊,表明其斷裂前承受了更大的變形,沖擊性能相應(yīng)較差。

圖9 1～6號(hào)沖擊試樣斷口起裂位置SEM形貌

2.4 疲勞試驗(yàn)

3種類型試樣的疲勞試驗(yàn)結(jié)果如表4所示。

表4 1～3號(hào)試樣的疲勞試驗(yàn)結(jié)果 次

由表4可知:當(dāng)施加的疲勞載荷相同時(shí),光滑表面試樣的壽命約為原始表面試樣壽命的3倍,2號(hào)原始表面試樣的壽命約為3號(hào)缺口試樣壽命的8倍。隨著試樣表面質(zhì)量的下降,其疲勞壽命會(huì)顯著縮短,這是因?yàn)槠谑且环N動(dòng)態(tài)損傷過程,其對(duì)應(yīng)力集中效應(yīng)非常敏感。當(dāng)試樣的表面存在加工劃痕或缺口時(shí),可以視為試樣本身存在缺陷,疲勞試驗(yàn)過程中,應(yīng)力會(huì)在試樣表面的缺陷處集中,導(dǎo)致該區(qū)域的局部應(yīng)力大大增加,并且鈦合金自身塑性變形速率較慢,因此材料在疲勞加載最初的過程就開始快速損傷,當(dāng)損傷累積到材料的最大使用閾值時(shí),試樣會(huì)被破壞。

采用不同表面狀態(tài)試樣的力學(xué)性能指標(biāo)除以表面拋光試樣的力學(xué)性能指標(biāo)作為表面敏感性系數(shù),以此評(píng)價(jià)不同表面狀態(tài)對(duì)Ti80合金力學(xué)性能的影響。不同表面狀態(tài)試樣的表面敏感性系數(shù)如圖10所示,不同表面狀態(tài)試樣靜態(tài)拉伸試驗(yàn)的表面敏感性系數(shù)為0.9～1.1,浮動(dòng)范圍較小,而對(duì)于動(dòng)態(tài)沖擊試驗(yàn)和疲勞試驗(yàn),即使是表面打磨態(tài)及微小缺口,也會(huì)使表面敏感性系數(shù)顯著下降,6號(hào)沖擊試樣的表面敏感性系數(shù)僅為0.1,3 號(hào)疲勞試樣的表面敏感性系數(shù)僅為0.08。對(duì)比拉伸、沖擊、疲勞試驗(yàn)可以看出,不同表面狀態(tài)試樣的力學(xué)性能對(duì)動(dòng)態(tài)加載過程更為敏感。

圖10 不同表面狀態(tài)試樣的表面敏感性系數(shù)

3 結(jié) 論

(1) Ti80合金表面打磨態(tài)和深缺口試樣的抗拉強(qiáng)度呈增加趨勢(shì),預(yù)制裂紋試樣的抗拉強(qiáng)度下降較為明顯,斷后伸長(zhǎng)率隨著表面質(zhì)量的下降及缺口深度的增加而減小。

(2) Ti80合金不同表面狀態(tài)試樣的沖擊吸收能量隨著表面質(zhì)量的下降及缺口深度的增加顯著減小,表面打磨劃痕及微小缺口均會(huì)使材料的疲勞壽命顯著縮短。

(3) 不同表面狀態(tài)試樣靜態(tài)拉伸試驗(yàn)的表面敏感性系數(shù)浮動(dòng)較小,不同表面狀態(tài)試樣的力學(xué)性能對(duì)于動(dòng)態(tài)加載過程更敏感。