海洋環(huán)境與疲勞載荷聯(lián)合作用下噴丸超高強度鋼損傷機制

譚曉明，張丹峰，戰(zhàn)貴盼，王德

海軍航空大學(xué)青島校區(qū)，青島 266041

艦載機在服役過程中，超高強度鋼起落架結(jié)構(gòu)既要遭受海洋大氣、海上鹽霧和海浪飛濺的侵蝕作用，又要承受較大的彈射起飛/攔阻著艦載荷，海洋環(huán)境與疲勞載荷聯(lián)合作用導(dǎo)致結(jié)構(gòu)承載能力劣化，對使用安全構(gòu)成嚴(yán)重挑戰(zhàn)[1]。2002年3月美國海軍一架F-14航母艦載機在地中海進行飛行訓(xùn)練時發(fā)生了一起因起落架折斷而機毀人亡的重大事故，其原因是前起落架支柱外筒發(fā)生了局部腐蝕，隨后美國海軍暫停了所有該型飛機的戰(zhàn)訓(xùn)任務(wù)，經(jīng)普查后發(fā)現(xiàn)80%的該型艦載機起落架支柱發(fā)生了麻點狀局部點蝕[2]。所以，在海洋環(huán)境和大載荷的聯(lián)合作用下艦載機起落架的使用安全應(yīng)當(dāng)高度重視。

近二三十年來國內(nèi)外研究學(xué)者[3-15]針對飛機結(jié)構(gòu)鋁合金材料腐蝕和腐蝕疲勞方面從宏觀和微觀層面開展了系統(tǒng)深入研究，在腐蝕和腐蝕疲勞宏微觀機理、疲勞壽命衰減規(guī)律和使用壽命評估等方面得到許多有意義的結(jié)論，直接指導(dǎo)了飛機結(jié)構(gòu)設(shè)計、壽命評定和使用維修，取得了較好的軍事經(jīng)濟效益。賀小帆等[3-5]針對鋁合金材料，開展了實驗室加速腐蝕試驗研究，表征了腐蝕行為規(guī)律；國外學(xué)者Kones等和國內(nèi)學(xué)者陳躍良等[6-15]針對2000和7000系列航空鋁合金研究了腐蝕疲勞和預(yù)腐蝕疲勞機理，將腐蝕損傷等效為初始裂紋，運用斷裂力學(xué)方法估算了疲勞壽命。文獻[16-19]針對超高強度鋼開展了應(yīng)力腐蝕研究，李松梅等[20]研究了應(yīng)力比和腐蝕環(huán)境對超高強度鋼AerMet100疲勞裂紋擴展的影響。總之，對飛機結(jié)構(gòu)超高強度鋼開展的研究主要集中在應(yīng)力腐蝕開裂方面，對腐蝕疲勞損傷機制的研究相對較少，然而超高強度鋼的腐蝕疲勞損傷機制與鋁合金材料有很大差別，鋁合金的相關(guān)研究結(jié)論不能直接用于超高強度鋼。所以，針對艦載機起落架超高強度鋼材料開展服役海洋環(huán)境及疲勞載荷聯(lián)合作用下的損傷機制研究十分必要，為艦載機起落架結(jié)構(gòu)使用維修和壽命評定提供技術(shù)支持。

本文基于艦載機服役的海洋環(huán)境，針對23Co14Ni12Cr3MoE超高強度鋼噴丸和未噴丸2種 表面狀態(tài)，開展腐蝕+疲勞交替作用和預(yù)腐蝕疲勞2種作用模式下?lián)p傷機制研究，得到疲勞壽命變化規(guī)律，通過殘余應(yīng)力分析和斷口分析，揭示噴丸對疲勞壽命增強的作用機制、腐蝕+疲勞損傷交替作用機制和預(yù)腐蝕疲勞損傷作用機制。

1 試驗研究

1.1 試驗件

試驗件材料為23Co14Ni12Cr3MoE超高強度鋼，化學(xué)成分如表1所示。該超高強度鋼金相組織主要為板條狀馬氏體和奧氏體，如圖1所示。

圖1 金相組織

表1 化學(xué)成分

試驗件結(jié)構(gòu)形式為單邊半圓形缺口試驗件，厚度5 mm，具體尺寸如圖2所示，試驗件有噴丸和未噴丸2種表面處理狀態(tài)。試驗件缺口表面、截面和上下表面研磨、打磨、精拋光至9級光潔度。通過采用NANOVEA公司生產(chǎn)的ST-400三維非接觸式表面形貌儀測量知，未噴丸試驗件表面粗糙度為0.47 μm，噴丸后表面粗糙度增大到0.93 μm。

圖2 試驗件示意圖

1.2 預(yù)腐蝕疲勞試驗

1.2.1 預(yù)腐蝕試驗

軍用飛機服役時間一般達二三十年，甚至更長，嚴(yán)酷服役環(huán)境對艦載機結(jié)構(gòu)可靠性和使用壽命起著重要作用。為了考核服役環(huán)境對結(jié)構(gòu)材料的影響，工程上一般的做法是，基于實測的環(huán)境要素數(shù)據(jù)編制環(huán)境譜，得到服役環(huán)境要素隨時間的變化歷程；根據(jù)腐蝕損傷模式一致和腐蝕損傷程度等效的原則，編制得到當(dāng)量加速試驗環(huán)境譜；采用實驗室加速腐蝕試驗方法，分析研究服役環(huán)境對結(jié)構(gòu)材料疲勞壽命的影響。

根據(jù)實測得到的艦載機服役環(huán)境數(shù)據(jù)，借鑒文獻[21]給出的當(dāng)量折算關(guān)系，經(jīng)過當(dāng)量折算得到實驗室條件下的加速腐蝕試驗譜，加速腐蝕試驗當(dāng)量1a包括280次干濕交替循環(huán)，每次干濕交替循環(huán)中包括酸性鹽溶液浸泡5 min和溶液外烘烤12 min，合計79 h 20 min，如圖3所示。

圖3 加速腐蝕試驗環(huán)境譜

加速腐蝕溶液的配置：① 采用分析純NaCl和去離子水配置成質(zhì)量百分比濃度為5%的加速腐蝕溶液；② 加入適量稀釋后的硫酸，使配置的加速腐蝕溶液pH=4.0±0.2。

根據(jù)如圖3所示的加速腐蝕試驗環(huán)境譜，采用ZJF-75G周浸腐蝕試驗箱在實驗室內(nèi)開展0～6a加速腐蝕試驗。

1.2.2 疲勞試驗

根據(jù)GB/T 3075—2008《金屬材料-疲勞試驗-軸向力控制方法》[22]，載荷波形為正弦波，根據(jù)該型超高強度鋼的疲勞性能及其高周疲勞對應(yīng)的載荷水平，選取疲勞載荷峰值σmax=0.33σb=650 MPa，應(yīng)力比r=0.06，加載頻率f=10 Hz。

采用MTS810液壓伺服疲勞試驗機，針對預(yù)腐蝕等效于0a、2a、3a、4a和6a的試驗件進行預(yù)腐蝕疲勞試驗，直至試驗件斷裂，得到不同程度預(yù)腐蝕試驗件的疲勞壽命。

1.3 腐蝕+疲勞交替試驗

腐蝕和疲勞交替試驗就是先進行腐蝕試驗后進行疲勞試驗，即腐蝕試驗和疲勞試驗交替進行，直至試驗件斷裂。

1.3.1 腐蝕試驗

根據(jù)圖3所示的加速試驗環(huán)境譜，按照1.2.1節(jié)的要求開展加速a/7的腐蝕試驗，即干濕交替40次 循環(huán)，每次循環(huán)為17 min，包括酸性NaCl溶液浸泡5 min和溶液外烘烤12 min，試驗時間為11 h 20 min。

1.3.2 疲勞試驗

按照1.2.2節(jié)的要求開展疲勞試驗，疲勞加載10 000次循環(huán)。

按照1.3.1節(jié)和1.3.2節(jié)的要求依次開展腐蝕試驗和疲勞試驗，先后交替進行，直至試驗件斷裂，得到試驗件經(jīng)歷的腐蝕試驗時間和疲勞壽命。試驗件斷裂后用保護膜裹緊保護好，放置于干燥器中，以備后期觀察分析。

2 試驗結(jié)果

2.1 腐蝕+疲勞交替試驗壽命

針對6件噴丸和6件未噴丸試驗件開展了腐蝕+疲勞交替試驗，得到疲勞試驗壽命，試驗結(jié)果如表2所示。

根據(jù)表2知，噴丸試驗件的腐蝕+疲勞交替試驗壽命均值為63 654次，未噴丸試驗件的腐蝕+疲勞交替試驗壽命均值為32 970次，未噴丸試驗件疲勞壽命明顯低于噴丸試驗件的疲勞壽命，表面噴丸強化后的試驗件平均腐蝕疲勞壽命增幅為93.1%。

2.2 預(yù)腐蝕疲勞交替試驗壽命

針對噴丸和未噴丸試驗件分別開展了不同預(yù)腐蝕試驗時間(0a、2a、3a、4a和6a)的疲勞試驗，得到試驗壽命，每類試驗件數(shù)量為5～7件，得到不同腐蝕時間下試驗壽命平均值，如圖4所示。

圖4 預(yù)腐蝕疲勞試驗壽命

根據(jù)圖4可知，隨著預(yù)腐蝕時間增長，腐蝕損傷加重，噴丸和未噴丸試驗件疲勞壽命都呈現(xiàn)大幅度衰減的趨勢，噴丸試驗件疲勞壽命衰減速率明顯要比未噴丸試驗件疲勞壽命衰減速率快得多。以加速腐蝕3a為分界線，疲勞壽命衰減速率大致呈2個明顯的階段，即加速腐蝕時間小于3a時噴丸和未噴丸試驗件疲勞壽命衰減速率非常快；當(dāng)加速腐蝕時間大于3a時，噴丸和未噴丸試驗件疲勞壽命衰減速率變緩；對于噴丸試驗件，腐蝕的初期階段疲勞壽命衰減速率較大，當(dāng)量加速腐蝕2a試驗件疲勞壽命衰減到未腐蝕試驗件疲勞壽命的70%左右。這也證明了即使是起落架支柱輕微的麻點狀局部點蝕，也能導(dǎo)致起落架折斷的災(zāi)難性事故，這與2002年3月美國海軍 F-14艦載機毀人亡的事故原因是吻合的。

2.3 對比分析

經(jīng)對比腐蝕+疲勞交替試驗和預(yù)腐蝕疲勞交替試驗兩者試驗結(jié)果知，前者試驗壽命遠(yuǎn)小于后者。

對于噴丸試驗件，在腐蝕+疲勞交替試驗中經(jīng)歷的加速腐蝕時間為0.98a，平均疲勞壽命為63 654次循環(huán)；根據(jù)圖4知，對于預(yù)腐蝕疲勞試驗，當(dāng)預(yù)腐蝕試驗時間為1a時，疲勞壽命約為11 780次循環(huán)，前者僅為后者的54%。

對于未噴丸試驗件，在腐蝕+疲勞交替試驗中經(jīng)歷的加速腐蝕時間為0.57a，平均疲勞壽命為32 970次循環(huán)；根據(jù)圖4知，對于預(yù)腐蝕疲勞試驗，當(dāng)預(yù)腐蝕試驗時間為0.57a時，疲勞壽命約為70 035次循環(huán)，前者僅為后者的47%。由此可見，腐蝕+疲勞交替作用的損傷機制對該型超高強度鋼造成的使用壽命衰減要比預(yù)腐蝕疲勞損傷機制嚴(yán)重得多，前者疲勞壽命僅為后者的47%～54%。

所以，現(xiàn)役艦載機在使用維護中起落架結(jié)構(gòu)要盡量避免出現(xiàn)腐蝕+疲勞交替損傷模式，建議采取如下維護措施，一是保持表面防護體系完好，若損傷及時修復(fù)；二是每次超低空海上飛行后和遭受飛濺海水侵蝕后，要及時清洗，去除起落架結(jié)構(gòu)表面鹽分。通過采取以上維護措施，可以有效保證起落架結(jié)構(gòu)使用壽命衰減速率大大降低，從而可以進一步保證艦載機的起降安全。

3 損傷機制

通過粗糙度、晶粒度、顯微硬度、殘余應(yīng)力和疲勞斷口分析，揭示了噴丸對疲勞壽命增強的作用機制、腐蝕+疲勞損傷交替作用機制和預(yù)腐蝕疲勞損傷作用機制。

3.1 噴丸對疲勞壽命增強的作用機制

3.1.1 殘余應(yīng)力分析

借助USG_S2_AN_P1.2超聲波殘余應(yīng)力測試儀測量了試驗件表面的殘余應(yīng)力，測試參數(shù)設(shè)置為：激勵電壓280 V，脈沖頻率2 000 Hz，激勵阻尼100 ohms，脈沖寬度200 ns，激勵能量200 uj，高通截止頻率1.0 MHz，增益53 DB。采用電解拋光逐層去除材料的方法，測量不同深度的殘余應(yīng)力；每個深度選取4個測試點，取其平均值作為該深度的殘余應(yīng)力表征值。

圖5為噴丸和未噴丸試驗件殘余應(yīng)力分布情況。可以看出，未噴丸試驗件表面存在輕微的殘余壓應(yīng)力，這主要是由試驗件的切削加工造成的。噴丸強化后，試驗件表面的殘余壓應(yīng)力值為-557 MPa，在距表面0～75 μm的深度范圍內(nèi)，殘余壓應(yīng)力先減小后增加，在75 μm時達到最大值-571 MPa，形成的殘余壓應(yīng)力層深度約為265 μm。

圖5 殘余應(yīng)力分布

3.1.2 噴丸強化對疲勞裂紋萌生機制的影響

未腐蝕未噴丸試驗件疲勞斷口裂紋源為單個角裂紋，裂紋由源區(qū)開始呈1/4橢圓放射狀向試驗件內(nèi)部擴展，如圖6所示。

圖6 未腐蝕未噴丸試驗件疲勞斷口

未腐蝕噴丸試驗件疲勞斷口有多個裂紋源，分別位于試驗件中間部位和缺口倒角處，裂紋由源區(qū)開始分別呈半橢圓和1/4橢圓放射狀向試驗件內(nèi)部擴展，如圖7所示。分析其原因，由于噴丸后在試驗件表面形成微坑，粗糙度變大，各微坑處應(yīng)力集中系數(shù)增大，從而引起疲勞裂紋從多處萌生，疲勞斷口呈多源疲勞模式。

圖7 未腐蝕噴丸試驗件裂紋源區(qū)形貌

3.1.3 噴丸對未腐蝕疲勞試驗件疲勞壽命增強的作用機制

噴丸對于超高強度鋼疲勞性能的影響主要歸因于粗糙度、晶粒度、顯微硬度和殘余應(yīng)力等因素的聯(lián)合作用。

1) 粗糙度

通過采用PRB系列白光干涉三維形貌儀對噴丸前后試驗件表面粗糙度進行檢測知，噴丸強化后試驗件表面粗糙度增加，未噴丸時粗糙度為0.47 μm，噴丸后表面粗糙度增大到0.93 μm。噴丸后粗糙度增加，可能的裂紋萌生源增多，疲勞裂紋萌生概率增大，引起疲勞壽命減小。

2) 晶粒度

圖8所示是噴丸前后試樣晶粒圖。結(jié)果表明，噴丸前試樣存在較多尺寸較大的晶粒，如圖8(a)所示；噴丸后，試樣表面晶粒得到了細(xì)化，尺寸較大的晶粒數(shù)量明顯減少，如圖8(b)所示。

圖8 噴丸和未噴丸試驗件晶粒圖

根據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測定方法》[23]計算得出試驗件噴丸前后的晶粒度級別數(shù)G分別為8.5和9.5。噴丸后，試驗件表面晶粒明顯得到了細(xì)化，尺寸較大的晶粒數(shù)量明顯減少。晶粒的細(xì)化可增加組織位錯運動的阻力，提高材料的硬度，阻礙交變載荷作用下組織的往復(fù)滑移，降低裂紋萌生和擴展的速率，引起疲勞壽命增加。

3) 顯微硬度

采用HV-1000A顯微硬度計對試驗件表面及深度方向的維氏硬度進行測量。未噴丸試件顯微硬度變化范圍較小，在434～467 HV之間，表面顯微硬度略大于試驗件內(nèi)部，這是由試驗件在加工時的輕度加工硬化導(dǎo)致的。噴丸強化后，試驗件表面的硬度變化范圍增大，在437～495 HV之間，形成的硬化層深度約200 μm，表層顯微硬度顯著增加，達到495 HV。噴丸造成材料表面發(fā)生循環(huán)塑性流變，表層位錯形成滑移、塞積，產(chǎn)生位錯纏結(jié)，阻礙了位錯的運動，使試驗件表面形成了一定深度的硬化層，引起疲勞壽命增加。

4) 殘余應(yīng)力

噴丸強化后殘余壓力應(yīng)力層約為265 μm，殘余壓應(yīng)力最大值達到-571 MPa，殘余壓應(yīng)力降低了材料的疲勞應(yīng)力水平，抑制了疲勞裂紋的萌生和擴展，引起疲勞壽命增加。

在以上這些因素的聯(lián)合作用下，表面噴丸強化后試驗件疲勞壽命大幅增加。

3.1.4 噴丸強化與腐蝕損傷的競爭機制

預(yù)腐蝕時間相同時，噴丸試驗件疲勞壽命明顯大于未噴丸試驗件疲勞壽命；隨著腐蝕時間的增長，噴丸試驗件和未噴丸試驗件兩者疲勞壽命差距由大變小，如圖4所示。分析其原因是，是噴丸強化與腐蝕損傷兩者競爭機制導(dǎo)致的。當(dāng)預(yù)腐蝕損傷程度較輕時，噴丸強化的殘余壓應(yīng)力層較厚，此時噴丸強化起著主導(dǎo)作用，噴丸對疲勞壽命增強作用明顯；隨著腐蝕程度加重，腐蝕坑深度變大，噴丸強化的殘余壓應(yīng)力層厚度減薄，噴丸強化的增壽作用不斷劣化。所以，噴丸強化與腐蝕損傷兩者之間存在著此消彼長的競爭機制，隨著腐蝕損傷加重，噴丸強化的增壽作用減小，反之變大。

通過宏微觀腐蝕形貌分析知，該型超高強度鋼腐蝕初期(0～3a)為局部點蝕，然后快速轉(zhuǎn)變?yōu)槿婢鶆蚋g，這與航空鋁合金的腐蝕行為有很大差別。借助科士達三維光學(xué)顯微鏡對腐蝕損傷進行觀測知，當(dāng)量加速腐蝕2a時，最大腐蝕深度將近達到20 μm，而噴丸強化后試驗件表面的殘余壓應(yīng)力值為-557 MPa，在距表面0～75 μm的深度范圍內(nèi)殘余壓應(yīng)力處在-571～-557 MPa之間。所以，即使是初期階段的局部點蝕也顯著劣化了噴丸強化的增壽作用，與圖4所示的結(jié)果相吻合，在腐蝕初期(0～3a)，噴丸試驗件疲勞壽命衰減速率明顯要比未噴丸試驗件快得多。

3.2 腐蝕+疲勞損傷交替作用機制

經(jīng)分析知，噴丸試驗件的斷口整體相對較平齊，剪切唇區(qū)較小；未噴丸試驗件的斷口多呈傾斜狀斷面，且與軸向的夾角近45°，斷口有較明顯的剪切唇區(qū)；腐蝕+疲勞交替試驗件斷口上出現(xiàn)明顯絮狀腐蝕產(chǎn)物，呈現(xiàn)明顯的腐蝕+疲勞損傷交替作用機制，如圖9所示，而預(yù)腐蝕疲勞試驗件斷口沒有發(fā)現(xiàn)腐蝕產(chǎn)物。這說明腐蝕+疲勞交替試驗中裂紋擴展速率相比預(yù)腐蝕疲勞試驗更為迅速，這與2.2節(jié)中“腐蝕+疲勞交替試驗壽命僅為預(yù)腐蝕疲勞壽命的47%～54%”的結(jié)論是吻合的。

圖9 腐蝕+疲勞交替試驗件斷口腐蝕產(chǎn)物

3.3 預(yù)腐蝕疲勞損傷作用機制

通過針對預(yù)腐蝕的未噴丸和噴丸試驗件疲勞斷口分析知，疲勞裂紋萌生于多個或者單個腐蝕坑；隨著加速腐蝕試驗時間增長，疲勞裂紋源數(shù)量減少；同一腐蝕損傷程度，噴丸試驗件裂紋源數(shù)量要明顯少于未噴丸試驗件裂紋源數(shù)量，如圖10(a)所示，腐蝕3a的噴丸試驗件裂紋源為單個腐蝕坑，如圖10(b)所示，腐蝕3a的未噴丸試驗件裂紋源數(shù)為4個腐蝕坑。

圖10 腐蝕3a試驗件疲勞斷口形貌

分析其原因，噴丸強化明顯增強了超高強度鋼的耐腐蝕性能，噴丸試驗件相比未噴丸試驗件腐蝕坑明顯小而少，導(dǎo)致粗糙度也有較大差別。例如，當(dāng)量加速腐蝕3a時，未噴丸和噴丸試驗件表面粗糙度分別為5.67 μm和4.16 μm，前者為后者的1.36倍。

4 結(jié) 論

1) 腐蝕初期為局部點蝕，然后快速轉(zhuǎn)變?yōu)槿婢鶆蚋g；試驗件表面深度為20 μm的輕微點蝕，能導(dǎo)致疲勞壽命大幅度衰減，達到30%左右。

2) 噴丸強化后超高強度鋼試驗件殘余壓應(yīng)力最大值達到-571 MPa，殘余壓應(yīng)力層深度約為265 μm，噴丸強化后疲勞壽命平均增幅為93.1%。

3) 腐蝕+疲勞交替作用的損傷機制對該型超高強度鋼造成的使用壽命衰減要比預(yù)腐蝕疲勞損傷機制嚴(yán)重得多，加速腐蝕試驗時間相同條件下前者疲勞壽命僅為后者的47%～54%。

4) 隨著預(yù)腐蝕時間增長，腐蝕損傷的加重，噴丸和未噴丸試驗件疲勞壽命都不同程度的衰減，噴丸試驗件疲勞壽命衰減速率明顯要比未噴丸試驗件疲勞壽命衰減速率快得多，兩者疲勞壽命的差別由大變小。

5) 噴丸強化與腐蝕損傷者兩者存在著此消彼長的競爭機制，隨著腐蝕損傷加重，噴丸強化的增壽作用減小，反之變大。