摘 要:利用数字图像相关方法研究了Ti80合金表面质量和缺口对其三点弯曲性能的影响,采 用扫描电镜及电子背散射衍射方法对断口进行观察。结果表明:表面抛光试样的抗弯强度最大,表 面打磨及缺口试样的抗弯强度略有降低,没有明显的缺口强化效应,断裂应变随着表面质量的下降 及缺口尺寸的增加而迅速减小;应力集中系数越大,试样的变形区域越小,应变强化能力越弱;Ti80 合金的断口呈韧窝形貌,存在大量的小角度晶界。 

关键词:钛合金;表面质量;缺口;应力集中;三点弯曲 

中图分类号:TB31;TG115.5                         文献标志码:A                         文章编号:1001-4012(2023)08-0005-05

海洋资源的开发利用是解决能源问题的重要途 径之一。海洋资源的勘探和开发离不开海洋工程装 备。钛合金是一种具有优异耐海水腐蚀性能的结构 材料,具有无磁性、无冷脆性,是非常理想的海洋装 备制造材料,可解决深海装备普遍存在的浮力储备 不足、结构安全可靠性欠佳等问题,可以很好地满足 海洋工程应用的要求[1-4]。然而,由于舰船用钛合金 的服役工况较为复杂,在服役过程中不可避免地产 生局部腐蚀、轻微划伤等表面缺陷。大量的研究和 试验结果表明,钛合金表面质量和缺口会大大降低 其使用性能[5-6]。打磨态钛合金的板材表面存在大 量微划痕,轻微的外物撞击可能会使其出现表面局 部损伤,严重的会产生缺口,而缺口会改变构件在载 荷下的应力分布。材料服役时,其缺口处易产生应 力集中,导致裂纹过早萌生,最终缩短其使用寿命, 给装备的服役带来极大的安全隐患[7-8]。此外,实验 室加工标准试样的表面状态要优于构件的实际状 态,由标准试样测试出的材料性能与服役状态下的 材料性能会有一定差距。钛合金的表面状态对其在 深海高压环境下的力学行为有重要影响,目前已有 很多学者研究了钛合金表面质量,如缺口、粗糙度对 其静态拉伸性能及疲劳性能的影响[9-10]。田伟等[9] 研究了不同缺口对TC17钛合金拉伸性能和低周疲 劳性能的影响,应力集中系数越高,抗拉强度越高, 但是疲劳寿命会在应力集中系数大于1.92时急剧 下降。用弯曲力学性能评价表面敏感性的研究却少 有报道。横向弯曲是一种较为常见的承载模式,弯 曲力学性能是衡量设备安全可靠性的重要因素,尤 其对于深海用装备结构材料,其服役过程中部分 部位的承力甚至超过材料的屈服强度,失效模式 多种多样,目前对于弯曲载荷下钛合金表面状态 对材料强度、局部塑性变形行为的影响尚不明确。 因此,研究表面状态对钛合金弯曲力学性能的影 响对钛合金在深海装备主结构上的应用安全性具 有重要意义。 

针对Ti80合金板材的打磨划痕、缺口等表面缺 陷,笔者利用数字图像相关(DIC)方法研究了 Ti80 合金表面质量及缺口对其弯曲力学行为、局部变形 行为的影响,并结合扫描电镜(SEM)以及电子背散 射衍射技术(EBSD)分析该类表面缺陷在Ti80合金 局部变形过程中的作用机制,为其在深海环境下的 安全应用提供支持。

1 试验材料与方法 

试验材料为Ti80板材,显微组织为等轴α和板 条α的双态组织(见图1)。为了分析不同表面状态 对其力学性能的影响,设计了1# 光滑表面抛光试 样、2# 原始表面试样以及3种缺口试样,试样厚度 均为8mm,3# 试样缺口深度为0.1mm,缺口曲率 半径为0.1mm,4# 试样缺口深度为1mm,缺口 曲率半径为0.05mm,5# 试样缺口深度为1mm,缺口曲率半径为0.25mm,缺口试样结构如图2所示, 缺口试样尺寸如图3所示。对5种类型试样进行三 点抗弯强度测试,每种试样取2个。试验前在试样 表面喷制随机分布的散斑标点,采用视频引伸计测 量试样表面应变,可实现与试验设备同步采集数据。 参考 YB/T5349—2014《金属材料 弯曲力学性能 试验方法》进行三点弯曲试验,支点跨距为40mm, 压辊直径为10mm,支辊直径为4mm,试验速率为 2mm/min。试样断裂后,利用双束扫描电子显微 镜对试样断裂侧面进行观察。

2 试验结果与分析 

2.1 不同缺口试样的应力集中系数 

利用有限元软件对缺口试样进行应力集中系数 分析计算。首先,在软件中建立不同缺口尺寸的试 样模 型,定 义 材 料 为 各 向 同 性,弹 性 模 量 为 116GPa,泊松比为0.3,采用 Mises屈服准则,网格 划分部分采用六面体网格,考虑到缺口处的应力集 中,对缺口处网格进行了细化,单元类型为8节点的 二次单元,模型一端固定,另一端施加弯矩,取远离 缺口处截面为基准面,提交后得到3# ,4# ,5# 试样 的应力集中系数分别为2.70,7.90,4.26。

2.2 不同表面状态对试样弯曲力学性能的影响 

1# ~5# 试样的室温弯曲试验结果如表1所示。 图4为1# ~5# 试样的弯曲应力-应变曲线,由 图4可知:原始表面及带缺口试样的抗弯强度均略 低于光滑试样,没有明显的缺口强化效应。计算不 同表面状态试样抗弯强度与光滑试样抗弯强度的比 值,以进行试样表面敏感度判定,其中2# ,3# ,4# , 5# 试样对1# 试样的表面敏感度分别为0.94,0.94, 0.97,0.97,说明对 Ti80材料来说,缺口对材料的脆 化效应大于缺口处的三向应力状态产生的缺口强化效应,缺口尺寸对试样的抗弯强度影响较小,而断裂 应变随着缺口尺寸的增加迅速下降,试样塑性变形 能力较差。 

表面打磨及缺口会导致试样的断裂应变显著降 低,1# 表面抛光试样的断裂应变最大,塑性最好,2# 原始表面试样虽无缺口,但断裂应变相较于1# 试样 下降52%,说明断裂应变对表面状态十分敏感。

2.3 弯曲过程中的局部变形行为

DIC测量下压量为1mm 时1# ~5# 试样的应 变云图如图5所示,由图5可知,应变均集中在试样 下表面与压辊同轴的位置,其余大部分区域的应变 都很小,1# ,2# 和3# 试样的应变分布区域较大,而 4# ,5# 缺 口 试 样 的 应 变 主 要 集 中 在 缺 口 附 近。1# ~5# 试样下表面中心沿厚度方向的应变分布如图6所示,由图6可知:1# ,2# 和3# 试样的应 变分布比较接近,表明表面状态对试样应力、应变分 布的影响较小;在弹性阶段,1# ,2# 和3# 试样并无 明显差别,4# ,5# 试样的应变明显大于1# ,2# 和3# 试样,并且下降的趋势更明显,表明缺口处承受了更 大的载荷,离缺口越近,应力集中现象越明显。

图7为断裂前1# ~5# 试样的应变云图,1# 试 样破坏时的应变最大,弯曲挠度也最大,塑性最好, 随着表面缺口处应力集中的增加,弯曲挠度逐渐减 小,试样破坏时的应变更加集中,试样下表面中心沿 厚度方向的应变分布如图8所示,随着表面质量的下降及缺口尺寸的增加,试样的塑性变形区也减小。 随着缺口深度的增加,试样的破坏应变进一步减小, 但4# 和5# 试样较为接近,这说明当缺口未达到断裂 阈值时,仍可通过塑性变形把应力集中在一定区域内 并释放。3# 试样的应变区域相较于4# ,5# 试样更 大,说明该种类型的缺口虽造成了应力集中,但束缚 相对较小,加载过程中能够用更大的塑性变形区域缓 解局部应力集中,从而延迟断裂。通过断裂前的应变 分布可以发现,随着应力集中系数的增大,应变集中 区域的面积显著减小,这是因为钛合金应变强化能力 较弱,缺口产生应力集中时,应变强化影响的范围小, 塑性变形集中,导致钛合金对缺口更为敏感。 

2.4 断口分析 

图9为1# ~5# 试样起裂位置附近断口的SEM 形貌,试样断口特征主要为韧窝,在3# ,4# ,5# 试样 中观察到二次裂纹。不同表面状态试样的断裂形式均为微孔聚集断裂,表明虽然引入了缺口,存在应力 集中,但缺口处仍然发生塑性变形,表现为延性 断裂。 

图10为1# ~5# 试样断口侧面的显微组织形 貌,晶粒经历过变形,产生一些碎化,1# ,2# 和3# 试 样碎化较轻微,4# 和5# 试样晶粒碎化更严重,并且 在1# 试样中观察到一些孪晶。根据统计,1# ~5# 试样中均存在大量的2°~5°的小角度晶界,晶界数 量随表面质量的下降及缺口尺寸的增加呈下降趋 势,小角度晶界的数量越多,试样变形越严重。

3 结论 

(1)表面抛光试样的抗弯强度最大,表面打磨及 缺口试样的抗弯强度略有降低,表明钛合金应变强化 能力较弱,没有明显的缺口强化效应,缺口尺寸对试样 的抗弯强度影响较小,即抗弯强度对缺口不敏感。断 裂应变随着表面质量的下降及缺口尺寸的增加迅速减 小,缺口产生应力集中时,应变强化影响的范围小,塑 性变形集中,导致钛合金塑性对其表面状态十分敏感。 

(2)利用DIC分析了不同表面状态试样的变形 情况,应力集中程度越大的试样,变形区域越小,断 裂前的应变也越小,表明材料容易断裂。 

(3)断口分析结果表明:Ti80合金主要断裂形 式为韧窝断裂,并存在大量的小角度晶界,晶界数量 随表面质量的下降及缺口尺寸的增加呈下降趋势。

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<文章来源> 材料与测试网 > 期刊论文 > 理化检验－物理分册 > 59卷 > 8期 (pp:5-9)>