鈦合金的比強(qiáng)度較高、抗腐蝕性優(yōu)異以及高溫性能良好，在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。同時(shí)，鈦合金與碳纖維復(fù)合材料具有相近的電極電位，成為復(fù)合材料結(jié)構(gòu)連接的首選材料。隨著對(duì)新型航空航天器結(jié)構(gòu)減重、抗疲勞、耐腐蝕的要求逐漸提高和復(fù)合材料用量的大幅度增長(zhǎng)，對(duì)鈦合金緊固件的需求日益增加。對(duì)緊固件用材料的靜強(qiáng)度和動(dòng)強(qiáng)度都有嚴(yán)格的要求，這就較大地限制了可選擇的鈦合金種類。因此，近50多年來航空航天緊固件行業(yè)普遍使用的鈦合金只有Ti-6Al-4V。

Ti-6Al-4V鈦合金緊固件受到強(qiáng)度（1100 MPa級(jí)）和淬透性（最大可使用尺寸約19 mm）方面的限制，很難滿足新型航空航天器主承力結(jié)構(gòu)減重、可靠性和長(zhǎng)壽命的要求。針對(duì)更高強(qiáng)度等級(jí)（1240 MPa級(jí)以上級(jí)）鈦合金緊固件的需求，近年來開展了大量的探索工作[1,2,3,4]。目前有望成為用以制造1240 MPa級(jí)以上緊固件的高強(qiáng)鈦合金大多為應(yīng)力缺口敏感性材料，對(duì)表面的完整性要求較高。許多表面因素，如污染、劃傷、夾雜、腐蝕等均能誘發(fā)疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展，使緊固件斷裂[5,6]，這就使許多在研中的高強(qiáng)鈦合金緊固件的疲勞性能難以滿足要求。因此，系統(tǒng)分析表面缺陷引起的疲勞失效以及增壽機(jī)理，對(duì)鈦合金緊固件的可靠使用有重要的意義。

Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr（Ti-38644）合金作為一種亞穩(wěn)型β鈦合金，具有比強(qiáng)度高、耐腐蝕性能好和室溫成型性能強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)，是制造高性能航空緊固件的理想材料。經(jīng)過固溶+時(shí)效處理的Ti-38644鈦合金其室溫抗拉強(qiáng)度可達(dá)1380 MPa，通過控制時(shí)效溫度和時(shí)間可在一個(gè)較寬的范圍內(nèi)調(diào)整其抗拉強(qiáng)度，從而滿足不同強(qiáng)度級(jí)別緊固件的需要。

本文用Ti-38644材料研制1240 MPa級(jí)鈦合金高鎖螺栓，對(duì)斷裂螺栓進(jìn)行觀察分析，通過力學(xué)性能檢測(cè)、顯微組織檢測(cè)、斷口形貌觀察、斷口組織和能譜分析等方法確定螺栓斷裂的性質(zhì)和原因，探討Ti-38644高鎖螺栓增壽機(jī)理并提出改進(jìn)措施。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用?6mm的Ti-38644合金絲材的名義成分為Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr，相變點(diǎn)約730℃。退火態(tài)Ti-38644鈦合金絲材的微觀組織主要由β相基體構(gòu)成，在晶界處存在少量初生α相，如圖1所示。退火態(tài)Ti-38644鈦合金抗拉強(qiáng)度為1067 MPa，屈服強(qiáng)度約為995 MPa，延伸率為9.4%，斷面收縮率為47.3%。

圖1   退火態(tài)Ti-38644合金的光學(xué)照片和掃描電鏡照片

經(jīng)熱鐓鍛—熱處理—機(jī)加工—磨削---螺紋滾壓等工藝制備的輕型鈦合金高鎖螺栓，其結(jié)構(gòu)如圖2所示。在服役承載過程中螺栓頭下圓角產(chǎn)生應(yīng)力集中，在交變載荷作用下疲勞裂紋易在該位置萌生。為了抑制疲勞裂紋的形核提高螺栓疲勞壽命，將鈦合金螺栓在滾壓強(qiáng)化設(shè)備上進(jìn)行了頭下圓角部位擠壓強(qiáng)化處理，以提高螺栓頭桿結(jié)合處的抗疲勞強(qiáng)度。

圖2   1240 MPa級(jí)輕型鈦合金高鎖螺栓實(shí)物

制備的Ti-38644鈦合金高鎖螺栓性能達(dá)到Q/9S288-2013《1240 MPa級(jí)抗拉型平頭鈦合金高鎖螺栓》和Q/9S289-2013《1240 MPa級(jí)輕型鈦合金高鎖螺栓通用規(guī)范》的要求。疲勞試驗(yàn)依據(jù)GJB 715.30A-2003《緊固件拉伸試驗(yàn)方法疲勞》，利用QBG-100N0.2高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高鎖螺栓疲勞試驗(yàn)，疲勞高載=10.89 kN，低載為高載的10%，頻率=100 Hz。疲勞斷裂試樣保留斷口原貌，使用SUPRATM55型掃描電鏡進(jìn)行斷口分析和顯微組織觀察。將斷口觀察后的試樣沿對(duì)稱中徑面剖開，高度截取5 mm，制金相樣。依次經(jīng)過180目、500目、800目和1200目的碳化硅砂紙機(jī)械研磨，然后使用0.04 μm粒度的二氧化硅膠體溶液多次短時(shí)重復(fù)進(jìn)行拋光。將光潔的試樣表面浸入Kroll's腐蝕液中進(jìn)行侵蝕，約5 s后取出，進(jìn)行顯微組織檢查和EDS元素組成分析。

2 結(jié)果和分析

2.1 疲勞壽命

圖3a和b給出了失效后的Ti-38644合金高鎖螺栓，可見兩個(gè)螺栓均在頭下圓角處斷裂，并具有相似的宏觀損傷模式。疲勞實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，未經(jīng)頭下圓角強(qiáng)化后的高鎖螺栓承受51700次循環(huán)加載后即發(fā)生斷裂，而經(jīng)圓角強(qiáng)化后的高鎖螺栓疲勞壽命達(dá)到2783000次，其疲勞壽命提高幅度超過前者50倍。由此可以推斷，圓角擠壓強(qiáng)化工藝顯著提高了Ti-38644高鎖螺栓的疲勞壽命，但是擠壓強(qiáng)化工藝對(duì)高鎖螺栓疲勞失效位置沒有影響，高鎖螺栓頭下仍然是薄弱部位。

圖3   強(qiáng)化后的高鎖螺栓和未經(jīng)強(qiáng)化的高鎖螺栓的疲勞失效試樣

2.2 螺栓的顯微組織

圖4給出了Ti-38644高鎖螺栓的金相顯微結(jié)構(gòu)，清晰地反應(yīng)了經(jīng)固溶+時(shí)效處理后的高鎖螺栓微觀組織中各物相的形貌及其分布。從圖4a可以看出，Ti-38644鈦合金高鎖螺栓的微觀組織由大量次生α相和β轉(zhuǎn)變基體組成，次生α相以兩種形態(tài)存在，即位于β晶粒的邊界處存在的晶界α相，其在晶界連續(xù)存在，使β晶界清晰。另一種則是處于晶內(nèi)縱橫交錯(cuò)的短片層狀次生α相。晶內(nèi)析出的次生α相具有較為固定的位相關(guān)系，不同取向的片層狀α相之間的夾角為60℃，并形成了網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖4b所示。彌散分布的晶內(nèi)次生α相和連續(xù)的晶界α相阻礙位錯(cuò)在晶內(nèi)和晶間的運(yùn)動(dòng)，對(duì)Ti-38644鈦合金有強(qiáng)化作用。但是，很多研究顯示，相界和晶界作為金屬微觀組織中的薄弱位置，容易萌生裂紋。對(duì)于Ti-38644合金，雖然晶界α相和晶內(nèi)次生α相能阻礙位錯(cuò)的滑移從而提高鈦合金的強(qiáng)度，但是大量的界面也為裂紋的萌生創(chuàng)造了條件。裂紋一旦在界面處形成就沿界面擴(kuò)展，并彼此橋接形成常裂紋。此外，基體中的α相在循環(huán)加載的條件下與基體β相的變形協(xié)調(diào)性差，易在發(fā)生較大塑性變形時(shí)出現(xiàn)早期斷裂。這表明，Ti-38644合金中起彌散強(qiáng)化的α相雖然可提高材料的整體強(qiáng)度，但是也可能顯著影響疲勞裂紋的萌生。

圖4   Ti-38644高鎖螺栓的微觀組織和β轉(zhuǎn)變基體放大

2.3 疲勞斷口形貌

圖5給出了Ti-38644高強(qiáng)鈦合金高鎖螺栓拉伸疲勞斷口宏觀形貌。可見強(qiáng)化前后的高鎖螺栓斷口具有相似的特征，由于組織細(xì)小斷口的形貌比較平整。在頭下圓角部位分布有多處疲勞裂紋源。主裂紋源的區(qū)間范圍比較寬，裂紋擴(kuò)展較快。除主裂紋源外，沿頭下圓角周向分布有多處裂紋源，在多裂紋源的共同作用下裂紋迅速擴(kuò)展，致使頭部斷裂。對(duì)比圖5a和b可見，在圓角擠壓強(qiáng)化后的高鎖螺栓的斷口處保留了更多的殘余材料。兩個(gè)試樣的斷口具有相似的特征，均為線性疲勞源。疲勞斷口可分為裂紋萌生區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)三個(gè)部分。斷口形貌SEM觀察結(jié)果表明，高鎖螺栓兩個(gè)試樣雖然疲勞壽命有明顯的差異，但是疲勞的源位置基本相同，即疲勞裂紋在頭下圓角表面發(fā)生形核。裂紋源從材料表面及次表面多處薄弱部位起裂，主裂紋源呈放射狀并向中央擴(kuò)展。在疲勞擴(kuò)展區(qū)有細(xì)小的放射棱線和清晰的疲勞條帶，失效方式以解理斷裂為主伴有少量韌窩，如圖5c和d所示。這個(gè)階段的裂紋尺寸擴(kuò)大到晶粒尺寸的數(shù)十倍，進(jìn)入宏觀裂紋擴(kuò)展階段。擴(kuò)展區(qū)斷面光滑、平整，可觀察到清晰的疲勞弧線和細(xì)密的疲勞條帶。擴(kuò)展區(qū)占面積較大，循環(huán)加載時(shí)位于該區(qū)的材料反復(fù)變形，裂開的兩個(gè)面不斷張開、閉合并相互摩擦直至進(jìn)入下一階段。瞬斷區(qū)具有明顯的韌性斷裂特征，是疲勞裂紋擴(kuò)展到臨界尺寸后失穩(wěn)擴(kuò)展形成的區(qū)域。雖然高鎖螺栓頭下圓角部位在螺栓的制造加工過程中進(jìn)行了冷擠壓強(qiáng)化[7,8]，但是實(shí)際的工藝是通過三個(gè)滾輪的自轉(zhuǎn)和徑向進(jìn)給實(shí)現(xiàn)的。現(xiàn)有的加工設(shè)備很難避免擠壓不均勻或擠壓力不足的情況，致使頭下圓角應(yīng)力集中部位仍存在相對(duì)薄弱點(diǎn)，為裂紋的萌生和擴(kuò)展提供了條件。

圖5   Ti-38644高鎖螺栓的拉伸疲勞斷口形貌

2.4 斷口表面層的組織和能譜分析

圖6給出了高鎖螺栓斷裂位置微觀組織SEM照片。可以看出，未經(jīng)頭下圓角強(qiáng)化的高鎖螺栓的微觀組織形態(tài)與固溶+時(shí)效后的Ti-38644鈦合金原始材料基本相同，如圖6a所示。而經(jīng)擠壓強(qiáng)化處理后的高鎖螺栓頭下圓角處的Ti-38644合金表層，在劇烈塑性變形作用下次生α相和β轉(zhuǎn)變基體形態(tài)呈明顯的纖維狀，兩者在SEM照片下較難分辨。如圖6b所示。沿表層向中心處觀察，滾壓工藝對(duì)微觀組織的影響逐漸降低，其內(nèi)部的次生α相與β轉(zhuǎn)變基體恢復(fù)至固溶+時(shí)效處理后的形態(tài)。由此可見，滾壓工藝產(chǎn)生的微觀組織轉(zhuǎn)變主要集中在表層區(qū)域，并形成一個(gè)厚度小于2 μm的變形層。其原因是，頭下表層材料在滾壓工裝提供的切應(yīng)力驅(qū)動(dòng)下發(fā)生塑性延伸造成的，且在滾壓過程中鈦合金與滾壓工裝接觸的部位產(chǎn)生的熱量使加工表面處于高溫。變形層就是在切應(yīng)力和高溫共同作用下形成的。結(jié)合疲勞測(cè)試結(jié)果可以推斷，由滾壓引入的表面變形層的厚度雖然較小（＜2 μm），但對(duì)Ti-38644鈦合金高鎖螺栓壽命的影響十分顯著。

圖6   未經(jīng)擠壓強(qiáng)化高鎖螺栓和擠壓強(qiáng)化后的高鎖螺栓斷裂位置的微觀組織

高鎖螺栓強(qiáng)化層和基體能譜線掃描結(jié)果，如圖7所示。從圖7可見，表面變形層主要成份為Ti、Al、V、Mo、Cr、Si等元素，但其含量分布較為穩(wěn)定，所在位置的影響可以忽略。這表明，雖然表面變形層與合金基體的微觀組織形態(tài)的差異較大，但是元素組成基本相同。

圖7   強(qiáng)化后的高鎖螺栓的斷口表面層能譜分析

TEM觀察結(jié)果表明，晶粒內(nèi)的微觀組織有以下幾種形態(tài)：（1） 在循環(huán)加載過程中，α/β晶界處形成的高密度位錯(cuò)纏結(jié)（圖8a）或“駐留滑移帶”。在交變載荷作用下駐留滑移帶形成“擠出”和“凹入”，進(jìn)一步產(chǎn)生應(yīng)力集中，高密度的位錯(cuò)使裂紋在滑移帶處萌生。（2） 較軟的次生α相提早發(fā)生塑性變形，在變形的累積作用下α相內(nèi)產(chǎn)生的大量位錯(cuò)塞積和層錯(cuò)（圖8b）造成應(yīng)力集中，最終導(dǎo)致α相破碎而形成微裂紋[9,10]。（3） α相發(fā)生孿生變形形成了孿晶（圖8c）。這種孿晶是鈦合金中α相的典型機(jī)械孿晶，孿晶與周圍組織變形不協(xié)調(diào)使孿晶界面開裂，是微裂紋萌生的原因之一[11]。（4） 晶界處是變形最薄弱的環(huán)節(jié)，最早發(fā)生位錯(cuò)開動(dòng)。在晶界處產(chǎn)生大量平行排列的位錯(cuò)線[12] ，并向次生α相和β相內(nèi)滑移……兩者結(jié)構(gòu)和強(qiáng)度上的較大差異造成位于次生α相內(nèi)的位錯(cuò)線細(xì)小且密集，β相內(nèi)的位錯(cuò)線相對(duì)粗大且稀疏，少量位錯(cuò)線會(huì)在前端形成“Y”字形的分叉（圖8c和d）。層片狀的次生α相、晶界α相與β轉(zhuǎn)變基體的結(jié)構(gòu)和性能差別較大，使Ti-38644鈦合金的整體變形協(xié)調(diào)性差。晶界α相和次生α相是變形薄弱處，在承受交變載荷作用時(shí)晶界α相、次生α相和晶界處易堆積位錯(cuò)產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋萌生。晶內(nèi)微裂紋沿相界面或較軟的α相擴(kuò)展長(zhǎng)大、橋接形成長(zhǎng)裂紋[13,14]。若微裂紋萌生于晶界處，則可沿較軟的晶界α和原始β晶界擴(kuò)展形成長(zhǎng)裂紋。由此說明，合金的顯微組織對(duì)高周疲勞裂紋萌生有顯著的影響。

圖8   疲勞試樣的微觀組織位錯(cuò)組態(tài)

2.5 增壽機(jī)理

疲勞斷裂實(shí)質(zhì)上是一個(gè)累積損傷過程，發(fā)生斷裂前經(jīng)歷了裂紋形成與擴(kuò)展兩個(gè)階段。構(gòu)件的疲勞壽命是裂紋形核壽命和擴(kuò)展壽命之和[15]。裂紋在表面的形核和擴(kuò)展主要受試樣表面形貌、微觀組織、材料性能及殘余應(yīng)力狀態(tài)四個(gè)因素的影響，而滾壓工藝對(duì)Ti-38644鈦合金高鎖螺栓的四個(gè)方面均有顯著的影響。

在滾壓過程中金屬表層金屬材料產(chǎn)生塑性流動(dòng)，將表面不規(guī)則的凸出金屬填入波谷中，從而降低了表面粗糙度，如圖9所示。較為光滑的表面使高鎖螺栓在承受交變載荷時(shí)不易出現(xiàn)明顯的應(yīng)力集中區(qū)域，從而抑制裂紋在表面形核。觀察結(jié)果顯示，在由滾壓引入的塑形變形層內(nèi)晶粒組織嚴(yán)重變形，其內(nèi)部位錯(cuò)增殖、滑移、交割和纏結(jié)，一部分在晶內(nèi)相互纏結(jié)形成位錯(cuò)塞積，另一部分排列成為亞晶界。這些亞結(jié)構(gòu)一方面以加工硬化的形式提高了Ti-38644鈦合金高鎖螺栓頭下區(qū)域的硬度，使其在循環(huán)加載時(shí)能夠降低交變載荷對(duì)材料的影響[16]；另一方面，材料內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)使晶格發(fā)生畸變，并在周圍形成較大的應(yīng)力場(chǎng)。在交變載荷的作用下，滑移依然是金屬塑性變形的主要方式。在循環(huán)加載過程中，易滑移面上的位錯(cuò)首先開始滑移并隨循環(huán)次數(shù)的逐漸增加，當(dāng)其滑移至位錯(cuò)塞積和亞晶界附近時(shí)周圍的應(yīng)力場(chǎng)阻礙位錯(cuò)的繼續(xù)滑移或迫使的領(lǐng)先位錯(cuò)沿其它滑移面繼續(xù)滑移[17]，降低了裂紋尖端開裂速度。后者分散了裂紋尖端能量，阻礙了裂紋的擴(kuò)展。此外，嚴(yán)重變形后的晶粒在徑向方向的單位長(zhǎng)度內(nèi)具有更多和更加曲折的晶界，也為裂紋的擴(kuò)展增加了難度，從而提高了高鎖螺栓的壽命。滾壓工藝不但使表層材料發(fā)生塑性變形而導(dǎo)致表面硬化，同時(shí)也在材料內(nèi)部引入殘余壓應(yīng)力，明顯改善材料的疲勞壽命。在材料中存在殘余壓應(yīng)力場(chǎng)時(shí)，外加交變載荷中對(duì)裂紋張開起促進(jìn)作用的正平均應(yīng)力與殘余壓應(yīng)力相互抵消，使裂紋尖端應(yīng)力強(qiáng)度因子KI（張開型裂紋）下降，從而提高了裂紋擴(kuò)展門檻值，抑制裂紋源的形成。而已有的裂紋也將在殘余應(yīng)力較高的位置降低或停止擴(kuò)展，轉(zhuǎn)變成非擴(kuò)展裂紋，削弱裂紋群體效應(yīng)對(duì)裂紋擴(kuò)展的促進(jìn)作用。

圖9   Ti-38644鈦合金高鎖螺栓的疲勞強(qiáng)化機(jī)理示意圖

3 結(jié)論

（1） Ti-38644鈦合金高鎖螺栓的疲勞性能優(yōu)異，疲勞壽命達(dá)到2738000次，疲勞失效位置在頭下圓角處并沿周向分布，失效方式以解理斷裂為主伴有少量韌窩。

（2） Ti-38644鈦合金高鎖螺栓經(jīng)滾壓強(qiáng)化后在頭下表面形成強(qiáng)化層，其主要成分為Ti、Al、V、Mo、Cr、Si等，與基體一致。強(qiáng)化層的厚度約為1.5 μm，強(qiáng)化層內(nèi)的次生α相與β相劇烈變形，呈纖維狀排布。

（3） 在交變載荷作用下有強(qiáng)化層的Ti-38644鈦合金高鎖螺栓的疲勞壽命更高。滾壓強(qiáng)化工藝使高鎖螺栓表面的粗糙度更低，不利于疲勞裂紋在表面形核。同時(shí)，引入的強(qiáng)化層因加工硬化和更加曲折的晶界阻礙了裂紋的擴(kuò)展。強(qiáng)化層中的殘余壓應(yīng)力降低了造成裂紋尖端應(yīng)力強(qiáng)度因子下降，使裂紋的擴(kuò)展減速甚至停止。

（4） 滾壓強(qiáng)化工藝對(duì)提高Ti-38644鈦合金高鎖螺栓疲勞性能的效果顯著。檢查強(qiáng)化后的表面強(qiáng)化層，可作為一種檢測(cè)方法和評(píng)價(jià)思路預(yù)估Ti-38644鈦合金緊固件的疲勞性能。