TC4钛合金压紧杆断裂分析研究

白明远，范金娟

(中国航发北京航空材料研究院，北京 100095)

1 引 言

钛合金具有密度小、比强度高、工作温度范围宽、耐介质腐蚀和良好的生物相容性能，在航空、航天等领域得到了广泛的应用[1]。钛合金本身就是一种贮氢合金，极易因吸氢而造成脆化或开裂(氢脆)[2-4]。钛合金虽是对氢不敏感的合金，但过量吸氢会使强度增加，塑韧性下降，最终使材料产生氢脆而导致破裂失效[5-9]。

材料中氢引起的氢脆分为不可逆氢脆和可逆氢脆。不可逆氢脆的机理已有一致认识，但对于可逆氢脆，仍有很大争议。金属氢脆表现形式主要有两大类[10-17]：一类是延迟断裂；另一类是材料性能变坏、变脆。合金钢氢脆的主要表现形式是前者，而钛合金氢脆的主要表现形式是后者。由于氢渗入金属内部导致损伤，从而使金属零件在低于材料屈服极限的静应力作用下失效。

钛合金氢脆损伤与控制非常重要，航空材料发生氢脆的断口一般具有解理断裂特征，但解理断裂特征是否是钛合金发生氢脆的微观判据一直存在争议[18-19]。氧含量对钛合金组织性能影响也较大，高氧含量意味着合金中等轴α相含量增加，氧含量越高，钛合金的强度及硬度越大，塑性降低，过高的氧含量会导致材料的脆性增大。

本文在对断裂钛合金压紧杆断口进行宏观、微观观察和能谱成分分析的基础上，对断裂钛合金压紧杆金相组织进行了检查，并对螺钉断裂的原因进行了综合分析。

2 试验材料与方法

某压紧杆所用材料为TC4钛合金，强度为1100MPa，其制备工艺为φ10mm棒→600℃、2.5h空气炉退火→机加工成φ8mm棒→车制螺纹。TC4钛合金名义化学成分为Ti-6Al-4V，是一种应用最为广泛的钛合金，其在钛合金产品中约占60%[6]。该压紧杆静拉伸试验正常，但在装配试验过程中断裂。

本文对压紧杆的断裂位置进行了分析，利用扫描电镜分析了压紧杆的断裂特征，分析了压紧杆所用材料的金相组织，测试了压紧杆氢、氧含量。在以上测试分析的基础上，对压紧杆的断裂性质及产生的原因进行了分析。

3 试验结果

3.1 失效特征分析

压紧杆外观见图1，箭头所指处为断裂位置，断裂发生在压紧杆的第一螺纹根部。压紧杆断口宏观形貌见图2，断口高低不平，断面粗糙，呈银灰色，断面上有反光小刻面。

图1 压紧杆外观

图2 断口宏观形貌

将断口进行超声波清洗后放入扫描电镜观察，发现断裂起源于螺纹根部，呈多源特征，源区断裂特征见图3。整个断口表面干净，断口源区未见明显的冶金缺陷。源区放大后如图4、图5所示，是典型的脆性解理断裂特征。距源区约1mm处的断裂特征见图6，也是典型的脆性解理断裂特征。断口中部为韧窝断裂特征(见图7)，是钛合金正常的拉伸断裂形貌。瞬断区为韧窝断裂特征，如图8所示。

(a)主源区

图4 源区放大

图5 解理断裂特征

图6 距源区1mm处脆性断裂特征

图7 断口中部韧窝特征

图8 瞬断区韧窝特征

3.2 金相组织检查

在距断口约8mm处截取金相试样进行组织检查。低倍金相组织形貌见图9，图中可见原始β晶界及部分魏氏体组织。高倍金相组织形貌见图10，图中可见三叉晶界，局部可见网篮组织，形貌见图11。

图9 低倍金相组织 50×

图10 β相三叉晶界 500×

3.3 氢、氧含量测定

对断口表面进行能谱分析，结果见表1。可以看出，源区附近氧含量较高，随着距边缘距离的增加，氧含量降低。能谱分析表明，断口中部及瞬断区中不含氧元素。

表1 断口表面能谱分析

在压紧杆的表面与中心部位分别取样，对压紧杆的氢、氧含量进行测定，结果见表2、表3。

表2 压紧杆氧含量测定结果(wt%)

表3 压紧杆氢含量测定结果(ppm)

从表2可以看出，压紧杆表面部位氧含量平均值为0.233wt%，中心部位氧含量平均值为0.19wt%，压紧杆表面氧含量及中心氧含量超出GJB 2921-1997和HB 5432-1989规定的w(O)≤0.18%(参考《中国航空材料手册》第4卷)的标准，且表面氧含量高于中心氧含量。

从表3可以看出，压紧杆表面部位与中心部位的氢含量相同，均为400ppm。而GJB 493-1988和GJB 2220-1994规定，w(H)≤0.010%；GJB 1538-1992、GJB 2219-1994、GJB 2921-1997和HB 5224-2011规定，w(H)≤0.0125%。由此可见，压紧杆的氢含量超出标准3倍以上。

4 分析与讨论

通过压紧杆断口的宏观、微观观察结果可知，断口源区呈明显的解理脆性断裂特征，瞬断区呈韧窝断裂特征。结合断口源区的氧含量、氢含量测试结果可知，压紧杆的断裂与材料的氧元素和氢元素超标有关。氧元素和氢元素对钛合金压紧杆的腐蚀使材料脆性增大，从而产生延迟破坏。

从断口表面断裂特征的不同可以判断，零件的断裂存在两个不同的扩展阶段。一个阶段是裂纹的起始阶段，即断口的源区部分，该部分的断裂性质为解理断裂；另一个阶段是裂纹的扩展阶段，即断口的瞬断区部分，该部分的断裂性质为韧窝断裂特征，该区域的形成是第一阶段裂纹产生后在工作应力作用下快速扩展形成的。因此，压紧杆的断裂主要是由源区解理裂纹的产生导致的。源区裂纹的产生原因分析如下：

(1)应力集中

由于压紧杆的螺纹根部是应力集中处，压紧杆的强度较高，强度升高必然导致材料的塑性下降，应力集中的敏感性增加，导致零件螺纹根部实际受到的载荷增大。

(2)材料氧含量超标

从氧含量测定结果可知，压紧杆表面和心部区域的氧含量均较高，其表面的氧含量已超过有关技术标准要求。氧含量的增高将导致压紧杆的表面塑性下降，脆性增大。断口表面的能谱分析表明，断口表面的氧含量较高，随着距表面距离的增加，氧含量逐渐降低，断口中部与瞬断区能谱分析显示无氧，说明压紧杆表面受到了氧的污染。高氧含量意味着合金中等轴α相相对含量增加，但过高的氧含量会降低材料的塑韧性[20]，在工作应力和装配应力的作用下，容易使压紧杆表面产生脆性裂纹。

压紧杆的材料为TC4，该材料的化学活性高，在热处理过程中易受周围气氛的污染，特别是空气中的氧元素。该零件在600℃、2.5h空气炉退火过程中，热暴露于空气中，使得压紧杆表面钛合金与氧发生反应，形成氧化层，氧原子会沿着晶界不断扩散，溶解在钛的晶格间隙中，形成富氧α层。钛合金表面富氧α层的存在，将大大降低材料的塑性。随着氧含量的增加，TC4压紧杆的抗拉强度明显提高，拉伸塑性和断裂韧度急剧下降。因此，在保证强度的前提下，应将TC4压紧杆的氧含量控制在较低范围内。

(3)氢含量超标

压紧杆的氢含量测定结果表明，压紧杆表面部位与中心部位的氢含量均较高，严重超出有关技术标准的要求。从压紧杆的生产工艺过程可知，零件中的氢可能来源于两个过程。一个是在热处理的空冷过程中，零件在较高温度下与空气中的水蒸气接触，使得水蒸气在材料表面分解或电离，以氢原子或离子状态渗入到材料内部，聚集在晶界处；另一个是零件在生产完成后，存放过程中与周围环境中的潮湿空气接触，使得零件吸入一定量的氢。氢含量超标导致零件在装配后的试验过程中，在工作应力和装配应力的作用下产生了氢脆裂纹，这一点与零件的失效具有延迟破坏(装配后4天才发生断裂)的特点相一致。

(4)材料组织的影响

金相组织检查发现，有原始β晶界及部分魏氏体组织，同时局部还发现存在网篮组织，该组织状态的出现是锻造过程中变形不充分导致的。这种金相组织状态，一方面使氧和氢更容易沿着α和β晶界扩散，另一方面，这种组织状态与等轴、双态和网篮组织相比，在强度相当的情况下塑性明显较低，这也是导致材料内部氢、氧含量超标及材料脆性较大的主要原因之一。

综上所述，压紧杆的断裂是由于零件材料的脆性较大所致，脆性较大是材料组织状态存在缺陷和氢、氧含量超标导致的。

5 结论与建议

(1)压紧杆的断裂是由于零件材料的脆性较大所致；

(2)压紧杆脆性较大是材料组织状态存在缺陷和氢、氧含量超标所致；

(3)压紧杆的延迟断裂与氢含量超标有关；

(4)压紧杆材料变形不充分，金相组织中存在原始β晶界及部分魏氏体组织；

(5)建议采用真空炉退火，严格控制材料的氢、氧含量；

(6)建议改善零件材料的组织状态。