ta2受电弓角断裂失效分析

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腐蚀与防护

CORROSION &- PROTECTIONVol. 40 No. 12 December 2019

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DOI：10.11973/fsyfh-201912012

TA2受电弓角断裂失效分析

孙朋朋，李瑞武，张麒，孙二举，齐风华

(中国船舶重工集团公司第七二五研究所，洛阳471039)

摘要：采用化学成分分析，拉伸试验，金相显微镜和扫描电镜等方法对TA2受电弓角断裂原因进行了分析。结果 表明:TA2受电弓角的断裂为疲劳断裂，疲劳源位于螺栓孔处弯管的外壁，断口有清晰的贝纹线特征,疲劳扩展区观 察到疲劳辉纹;螺栓孔的左侧靠外壁处有明显的挤压变形痕迹，螺栓孔受到高频次的碰撞或外力挤压是TA2受电弓 角发生疲劳断裂的主要原因。最后提出了相应的改进措施。关键词：TA2受电弓角；疲劳断口；失效分析;断口分析中图分类号：TG441.8

文献标志码：B

文章编号：1005-748X(2019)12-0929-04

Failure Analysis of TA2 Arch Bend

SUN Pengpeng, LI Ruiwu, ZHANG Qi, SUN Erju, QI Fenghua

(Luoyang Shipmaterial Research Insitute, Luoyang 471039, China)

Abstract： The reasons for fracture of TA2 arch bend were estimated by chemical composition analysis, tensile

testing, metalloscopy and scanning electron microscropy (SEM). The results indicate that the fracture of TA2 arch bend was fatigue break, the fatigue source was located at the outer wall of the elbow at bolt hole, the fracture displayed shell strips obviously, the fatigue striations were observed at the fatigue crack propagation zone. Some obvious signs of extrusion deformation were found near the outer wall on the left side of the bolt hole. The main reason for TA2 arch bend fracture was that the bolt hole suffered high frequency collision or external force extrusion. Corresponding improved measures were proposed.

Key words： TA2 arch bend； fatigue fracture； failure analysis； fracture analysis钛及钛合金具有比强度高、中温性能好，耐腐蚀 性好等优点。在室温下，钛及钛合金的比强度高于 高强钢和高强铝合金的，同时其比持久强度、比蠕变 温度和比疲劳强度都明显高于耐热不锈钢的，因此 在航空、航天、化工和船舶等领域得到广泛应用，但 钛及钛合金零部件的失效也不可避免[13]。

某受电弓角在其使用过程中发生了开裂，开裂 发生在螺栓固定孔处。该受电弓角的结构如图1所 示，它是由两段不同弯径和两段平直的纯钛管组合

而成，头部加工出糾〇 mm的通孔，通过该通孔受电 弓角可以与其他装置连接起来，在正常运行中受电 弓角主要受到系统高速运行时由微振动产生的动载 荷。该受电弓角材料为工业纯钛TA2,由外 径19 mm、壁厚1. 7 mm的钛合金管制成，使用温度

收稿日期：2018-03-16

通信作者:孙朋朋（1986 —），硕士，现从事有色金属工艺研 究，13721619725,376626326@qq. com

图1

失效TA2受电弓角的结构

Fig. 1 Structure of failed TA2 arch bend

为室温，最低不超过一 30’C，接触介质为空气，所受 载荷为高周动载荷(对称交变循环应力，载荷大小约

300 MPa)。目前，对于TA2钛合金管类零件疲劳 断裂行为的研究较少。本工作采用化学、力学测试， 金相显微镜、扫描电镜观察等方法对该开裂的受电 弓角进行了检测，分析其疲劳断裂原因，以防止类似 的情况再次发生。1

理化检验与结果

1.1化学成分

参照GB/T 3620. 1—2007《钛及钛合金牌号和

• 929 .

孙朋朋，等:TA2受电弓角断裂失效分析

化学成分》标准，采用美国PE 2100DV ICP全谱直 读等离子体发射光谱仪和CS800碳硫分析仪对失 效的受电弓角进行化学成分分析，结果见表1。结

果表明：失效受电弓角的化学成分符合GB/T 3620. 1—2007标准对TA2钛的要求。

表1

失效受电弓角的化学成分(质量分数）

Tab. 1 Chemical composition of failed TA2 arch bend

(mass fraction)

%试样及标准FeCN

H

0

Ti试样0. 0460.0450. 009 20. 002 00.067

余

标准

<0.30

<0.08

<0. 03<0. 015<0. 25余

1.2拉伸性能

采用INSTRON5982力学试验机测试了失效 受电弓角所用TA2管材的室温拉伸性能，结果如表 2所示。结果表明:TA2管材的抗拉强度高出设计 要求约70 MPa,屈服强度高出设计要求约29 MPa, 伸长率比设计要求高约16%，即失效受电弓角所用 管材的室温拉伸性能满足设计要求，不是引起开裂 的主要原因。

表2 TA2管材的室温拉伸性能

Tab. 2 Tensile properties of TA2 pipe at

room temperature

试样及设计要求

尺 m/MPaiWMPaA/%试样47033936设计要求

>400

310〜450

>20

1.3宏观形貌

该受电弓角断裂位置位于螺栓孔处，一侧裂纹 垂直于螺栓孔圆周的法线起裂，并沿纯钛受电弓角 弯管轴向45°角扩展，另一侧裂纹源沿孔的周向起 裂并扩展，最后两裂纹在台阶处交汇使受电弓角发 生断裂，见图2(a)。失效受电弓角的断口上有明显 的贝纹线，这是疲劳断裂典型的宏观特征形貌，疲劳 源位于弯管螺栓孔处的外壁，见图2(b)箭头处。在 疲劳源的左侧，即图2(a)所示螺栓孔的左侧有挤压 变形形成的卷边现象，而螺栓孔的右侧未发现这种 现象;另外一个螺栓孔，也有卷边现象。这种现象与 螺栓孔的加工或使用过程中挤压5盍碑有关。1.4显微组织

从失效的TA2受电弓角断口处取金相试样，抛 光侵蚀后采用Leica DMI5000M金相显微镜观察其 组织，如图3所示。结果表明：断口附近未发现夹杂 等材料缺陷，组织为均匀的等轴《相，晶粒细小，未

• 930 •

(a)

侧面

(b) 正面

图2

失效TA2受电弓角断口宏观形貌 Fig. 2 Fracture macro-morphology of failed TA2 arch

bend： (a) profile； (b) front

(b)

高倍

图3

失效TA2受电弓角的显微组织

Fig. 3 Microstructure of failed TA2 arch bend at

low (a) and high (b) magnifications

发现组织异常情况。

孙朋朋.等:TA2受电弓角断裂失效分析

1.5断口形貌

采用FEI Quanta 600扫描电子显微镜对失效

TA2受电弓角断口进行了观察。结果发现，疲劳断 口明显分为三个具有不同形貌特征的区域，即疲劳 源区、疲劳裂纹扩展区和瞬时破断区，它们分别代表 了疲劳破坏的不同历程[4]。

疲劳源是疲劳破坏的起点、是疲劳裂纹最初形 成的地方，通常起源于材料表面应力集中或存在表 面缺陷的位置W。TA2受电弓角的疲劳源位于螺 栓孔的外壁，有较清晰的贝纹线特征，疲劳裂纹在缺 口处萌生，并由弓角的一侧扩展到另一侧，如 图4(a)、（b)所示。这一阶段裂纹张开位移较小，扩 展缓慢.反复张开和闭合使断口两面相互挤磨形成 磨损较严重的区域，该区域是一个光滑、细洁的扇形 小区域，如图4(c)所示。仔细观察可寻找到未被磨 损的疲劳特征，见图4(d),出现层片状撕裂，且这些 层片状之间存在一定的高度差。

疲劳扩展区也存在较明显的疲劳扩展特征的贝 纹线，见图5(a)。在较高倍数下还可观察到疲劳辉 纹，见图5(b)，它是裂纹扩展时留下的微观痕迹，说 明裂纹沿着与轴线垂直的方向扩展。裂纹形成后， 当受到拉应力作用时，裂纹张开，尖端钝化，当拉力 卸载时，裂纹闭合，尖端重新锐化，如此循环。由于 尖端的应力集中，使裂纹发生亚临界扩展，便留下一 条疲劳辉纹。这些疲劳辉纹与裂纹局部扩展方向垂 直，每一条辉纹代表一次载荷循环，辉纹间距较小。 在同一小断块上的疲劳辉纹是连续且平行的，但相 邻小断块的疲劳辉纹不连续也不平行[4]。产生疲劳 辉纹的必要条件是裂纹尖端必须处于张开型的平面 应变下，且疲劳辉纹较明显说明材料的塑性较好[5]。

当疲劳裂纹扩展至临界尺寸时，疲劳断裂过程 进入了瞬断区(快速扩展区），瞬断区位于疲劳源对 侧，呈剪切唇形貌，见图5(c)。

在疲劳源的左侧距疲劳源大约1/ 4圆周的位 置，螺栓孔内靠近外壁处有明显的挤压变形痕迹，见 图5(d),这一区域与宏观形貌上的卷边位置相对 应，而在疲劳源附近和右侧未发现挤压变形现象，见 图 5(e)。

由此可知，TA2弓角为疲劳断裂，疲劳源位于 螺栓孔处弯管的外壁，疲劳源左侧距疲劳源1/4圆 周螺栓孔处有明显的挤压变形痕迹，说明该处受到 碰撞或挤压的力，该力垂直于疲劳源区疲劳裂纹的 扩展方向，在该力的作用下，TA2弓角产生疲劳源，

(a)

位置

(d)

疲劳特征

图4

失效TA2受电弓角断口疲劳源形貌

Fig. 4 Morphology of fatigue source on fracture of TA2 arch bend： (a) location； (b) morphology at low

magnification; (c) crush marks; (d) fatigue

characteristics

疲劳裂纹扩展直至断裂。

1.6疲劳试验

根据失效TA2受电弓角的工况条件，选取相对

• 931 •

孙朋朋，等:TA2受电弓角断裂失效分析

(d)疲劳源左侧孔外部变形区

图5

（e)疲劳源附近未变形区

失效TA2受电弓角断口形貌

Fig. 5 Appearance of fracture of failed TA2 arch bend： (a) fatigue extension zone； (b) fatigue striations； (c) rapid extension zone； (d) external deformed zone on the left of fatigue source； (e) non deformed zone near fatigue source

应的试验参数，对与该断裂弓角相同批次的TA2材 料进行高周疲劳试验。测试条件:应力集中系数

为1;应力比i?为一 1;试验频率为90 Hz。测试结 果如图6所示。

最终疲劳断裂。疲劳强度大小表征了材料抵抗裂纹 萌生的难易•其值越高表明材料抵抗裂纹萌生的能 力越强M。

2失效原因分析

TA2受电弓角的疲劳源位于螺栓孔处弯管的

外壁.断口有清晰的贝纹线特征.疲劳扩展区观察到

疲劳辉纹，以此推断其发生了疲劳断裂。TA2受电 弓角的螺栓孔的左侧靠外壁处有明显的挤压变形痕 迹，螺栓孔受到高频次的碰撞或外力挤压是弓角发 生疲劳断裂的主要原因。根据TA2受电弓角的工

4

5

6

7

lg(N/次）

图6 TA2钛的&N曲线 Fig. 6 S-N curve of TA2 titanium

况条件，选取合适的试验参数，对弓角用TA2钛进 行高周疲劳试验，试验结果表明TA2受电弓角螺栓 孔外壁所受载荷高于材料的疲劳极限，因此发生了 疲劳断裂。

由图6可知:TA2钛在测试条件下的疲劳极限 为290 MPa。在实际使用工况条件下，TA2受电弓 角的螺栓孔外壁受到集中交变循环载荷.载荷大小 虽低于该批次材料的屈服强度，但超过了其疲劳极 限。在长时间交变循环载荷作用下，材料会发生循 环滑移带，随着加载循环次数的不断增加，循环滑移 带会不断地加宽，当加宽至一定程度时，由于位错的 塞积和交割作用，在驻留滑移带处形成微裂纹，直至

• 932 .

3结论与建议

该TA2受电弓角螺栓孔处受到高频次的碰撞

或外力挤压，导致其发生疲劳断裂。

建议后续使用中，设计者应改变TA2受电弓角 的螺栓孔位置.避免设计上的缺口、圆角或外来物损 伤引起应力集中，优化弓角结构的受力工况条件，避 免类似情况发生。

(下转第937页)

韩燕，等:某N80S油管腐蚀穿孔的失效分析

该井油管腐蚀集中在管体一侧，具有一定的方 严格控制酸化及残酸返排作业的时间，尽可能减少 向性，而腐蚀一侧油管组织及性能无异常。据此推 酸液在管柱内的停留；油套环空应加注环空保护液 断腐蚀可能与此部分油管所处的井位及结构有关。 以减缓外壁腐蚀。

在几千米的井下管柱中，不可避免会存在局部斜井 参考文献：

段或水平段的情况，由于管串发生倾斜，当作业暂停 时，管体底部会留存积液，强腐蚀性的积液会导致油 [1] 李鹤林.油井管发展动向及若干热点问题(上)[J].钢

管，2005(6): 1-6.

管一侧快速腐蚀，甚至发生穿孔，近而引起穿孔处附 [2] 付安庆，耿丽媛，李广，等.西部油田某井油管腐蚀失

近的外壁腐蚀。同时，温度也是影响油管腐蚀的关

效分析[J].腐蚀与防护，2013,24(7) =645-648.键因素。在不同的腐蚀介质体系中，N80材料腐蚀 [3] 周波，朱建雷，李宁.P110油管腐蚀穿孔原因分析[J].

速率变化规律与温度的关系不同，但从室温到 理化检验-物理分册,2016,52(5) =335-338.

100 °C范围内，总体呈现先上升后下降的趋势。赵 [4] 吴贵阳，余华利，闫静，等.井下油管腐蚀失效分析

景茂等[11]指出：在一定的C02和NaCl介质中碳钢 [J].石油与天然气化工，2016,45(2) :50-54.

腐蚀速率在60 °C时出现最大值;马文海等[12]研究 [5] 套管和油管规范：API Spec 5CT[S]. Washington DC:

认为：当温度在80 °C附近且存在一定co2的情况 API,2011.

下，N80油管局部腐蚀敏感性极高，在腐蚀初期，会 [6] 石油天然气工业特殊环境用油井管第1部分:含H2S

油气田环境下碳钢和低合金油管和套管选用推荐做 出现大面积的点蚀形核，随着点蚀的进一步发展，腐 法:SY/T 6857.1—2012[S]•北京：石油工业出版社，

蚀坑深度达到管柱壁厚而造成腐蚀穿孔。按照该井 2012.

温度梯度计算，发生腐蚀的38根油管所处井段的温 [7] 陈长风，路民旭，赵国仙，等.N80油管钢C02腐蚀点

度范围为56〜68 °C，该温度范围正是发生腐蚀的敏 蚀行为[J].中国腐蚀与防护学报,2003,23(1):23-25.感温度，这也与该井特定井深处油管发生了严重的 [8] 周卫军，严密林,王成达.N80S抗硫油管钢在含C02、

腐蚀相吻合。

微量H2S及高浓度CT腐蚀介质中的腐蚀行为[J]. 3结论与建议

腐蚀科学与防护技术，2007,19(3): 192-195.

[9] 石志英，田震宇，陈丽.酸化残酸腐蚀性研究及防治

该N80S油管发生腐蚀穿孔的主要原因是酸化

[J]•石油钻探技术，1999,6(3)丨52-53.

作业时低pH和高Cl~含量的残酸腐蚀造成的；腐 [10] 赵映辉，唐永槐，吕拴录，等.$73. 02 mmX5. 51 mm蚀主要集中在特定井段与该井段所处的温度有关， P110油管腐蚀原因分析[J].钢管，2016,45(2): 59- 而该井段可能存在井斜及局部水平段是腐蚀集中在 62.

管体一侧的原因。

[11] 赵景茂，顾明广，左禹.碳钢在二氧化碳溶液中腐蚀

为了避免酸化过程中高浓度酸液对油管造成的 影响因素的研究[J].北京化工大学学报（自然科学 版）,2005,32(5): 71-74.

腐蚀，提出以下几点建议:必须添加适宜的酸化缓蚀 [12] 马文海，段永刚，李大朋.徐深气田油管钢C〇2局部

剂来减缓腐蚀，所选用的缓蚀剂应进行适用性评价， 腐蚀敏感区间预测[J].腐蚀科学与防护技术,2015,并在酸化工序前对油管进行缓蚀剂预膜处理;必须

27(2)：188-193.(上接第932页）(4)： 97-102.

参考文献：[6] 卡恩，哈森，克雷默.材料科学与技术丛书：材料的塑

[1]

莫畏.钛[M].北京：冶金工业出版社，2008:976-980.

性变形与断裂[M].北京:科学出版社，1998:474-484.[2] 彭艳萍，曾凡昌，王俊杰，等.国外航空钛合金的发展

[7] 束德林.工程材料力学性能[M]•北京：机械工业出

应用及其特点分析[J]•材料工程,1\"7( 1〇): 3-6.版社，2003:976-980.

[3] 张卫方，刘德林，刘昌奎，等•钛合金螺钉脆性断裂

[8] 张翥.惠松骁，路纲.TC17合金低周疲劳性能与低周

原因分析[J].失效分析与预防，2007,2(2): 29-33.疲劳断口形貌[J].金属学报，2002,38(增）：267-271.[4] 赵光菊，钟蜀晖,邓建华_ TA6V钛合金疲劳断口形貌

[9] 李亚国，刘海林.TC11钛合金疲劳性能及其断口特征

及断口分析[J].贵州工业大学学报（自然科学版）， [J].稀有金属，1998,22(4):264-2S9.

2007,36(6)： 25-28.[10] 郑志腾，有移亮，刘新灵，等.TC21钛合金电子束焊

[5]

蹇海根，姜锋，郑秀媛，等.航空用高强高韧铝合金 接件疲劳断口定量反推研究[J].材料工程,2013，41疲劳断口特征的研究[J].航空材料学报，2010,30

(11)：50-56,

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