TiAl合金擇優取向層片組織的高周疲勞行為

萬文娟，　韓　波，　韓　偉，　張　繼

(1.鋼鐵研究總院 高溫合金新材料北京市重點實驗室, 北京 100081； 2.鋼鐵研究總院, 北京 100081)

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TiAl合金擇優取向層片組織的高周疲勞行為

萬文娟1，韓波2，韓偉2，張繼1

(1.鋼鐵研究總院 高溫合金新材料北京市重點實驗室, 北京 100081； 2.鋼鐵研究總院, 北京 100081)

采用旋轉彎曲的加載方式，評價了Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分數/%)合金擇優取向層片組織的高溫高周疲勞性能，并對疲勞斷口進行了掃描電鏡分析。結果表明：該合金表現出符合Basquin方程的平直S-N曲線，750 ℃條件疲勞極限相當于其抗拉強度的60%；斷口觀察發現，所有試樣中的疲勞裂紋均以穿層片方式擴展，表明該種組織的界面對疲勞裂紋擴展具有較高的抗力。

TiAl；擇優取向層片組織；疲勞；S-N

TiAl合金具較高的高溫比強度和良好的抗蠕變和抗氧化等特點，是一種頗具應用潛力的輕質高溫結構材料，GE公司發動機在GEnx低壓渦輪后兩級葉片采用TiAl合金，實現結構減重36kg[1-2]，從而推動了TiAl合金進入航空發動機應用。

為更大程度地滿足先進航空動力對輕質材料耐溫性能和可靠性的要求，近年來，通過控制鑄造工藝條件，在TiAl合金中形成了一種γ-TiAl/α2-Ti3Al層片取向一致的擇優取向層片組織，其在沿層片方向具有優異的室溫拉伸塑性、高溫拉伸強度和持久性能[3-4]，但目前尚未對該類型組織的高周疲勞性能進行過評價研究。

TiAl合金以航空發動機渦輪葉片為主要應用方向，服役中將承受溫度和交變載荷的作用，因此高溫疲勞損傷是這類部件主要的失效形式之一。另一方面，引起疲勞斷裂的應力通常低于材料的靜載屈服強度，零件在發生疲勞斷裂前一般無明顯塑性變形，常在無明顯預兆情況下突然破壞。因此，作為渦輪葉片候選材料，TiAl合金的高溫高周疲勞行為關乎航空發動機的結構可靠性和使役壽命。

已研究發現，TiAl合金層片組織的疲勞擴展抗力和疲勞裂紋擴展門檻值ΔKth均高于雙態組織和近γ組織[5]，這一優勢源于層片組織中在γ層片內發生的滑移/孿生，以及由于裂紋偏轉、分叉和剪切韌帶橋接產生的裂尖屏蔽效應[6]。層片組織中疲勞裂紋擴展行為的研究表明，裂紋擴展方向垂直于層片取向時，擴展抗力較高，裂紋通常傾向于穿層片界面擴展，很少觀察到低抗力的沿層片界面擴展[7]。這種擇優取向層片組織在沿層片方向交變載荷作用下的疲勞性能以及疲勞裂紋萌生和擴展特征尚有待評價。

本工作采用旋轉彎曲的加載方式，評價了Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金擇優取向層片組織750 ℃下的高周疲勞性能，并通過斷口分析討論該類型組織疲勞斷裂的特征。

1　實驗材料及方法

實驗合金名義成分為Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分數/%，下同)，采用真空感應懸浮爐熔煉，離心澆注制備成尺寸為100mm×70mm×10mm的板狀鑄錠。鑄錠在氬氣環境中進行1270 ℃/180MPa/Ar/1.5h熱等靜壓處理以消除缺陷；為穩定組織，對鑄錠進行950 ℃/12h真空退火處理并爐冷至室溫。

沿板狀鑄錠寬度方向切取金相試樣，選用3%HF+24%HNO3+23%H2O+50%丙三醇 (體積分數)溶液對磨拋后試樣進行侵蝕，并采用OLYMPUSGX71金相顯微鏡對其進行組織觀察。如圖1，試樣的宏觀組織為從鑄錠表面向中心整齊對長的柱狀晶組織(圖1(a))，柱狀晶生長方向垂直于鑄錠表面和寬度方向，在最后凝固線上偶見等軸層片團；試樣的微觀組織為γ-TiAl/α2-Ti3Al兩相層片組織，且γ/α2層片界面垂直于柱狀晶生長方向，因而，層片界面也平行于鑄錠表面和寬度方向(圖1(b))。柱狀晶寬度為90～260μm，相鄰柱狀晶內層片界面的取向差小于10°，晶界呈鋸齒狀。在晶界處還存在在熱等靜壓過程中析出的尺寸為10～30μm、體積分數小于 5%的等軸γ相晶粒，這些小尺寸γ晶粒的析出并不影響層片組織取向。因而，試樣內層片組織具有整體一致取向。由于在加載過程中拉伸試樣和疲勞試樣橫截面上的外加應力方向均平行于試樣軸向(即鑄錠寬度方向)，因而，也平行于試樣內層片界面。外加應力和層片界面之間的這一取向關系已被證明是硬取向[8]。

圖1　Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金板狀鑄錠 橫截面的宏觀形貌(a)和微觀形貌(b)Fig.1　Macrostructure(a) and microstructure (b) of cross section of Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr plate-like ingot

沿板狀鑄錠寬度方向掏取圓棒，加工制成標距段尺寸為φ5mm×25mm的標準拉伸試樣，以及長52mm、中心位置φ4mm的沙漏型光滑疲勞試樣。為減少試樣表面狀態對疲勞性能的影響，采用SiC砂紙沿軸向對疲勞試樣表面進行拋光去除環形加工痕跡。

在大氣環境、750 ℃條件下對試樣進行拉伸性能測試，合金的抗拉強度(Rm)為585MPa，屈服強度為415MPa，伸長率為8%。實驗合金表現出該類型組織一貫的高拉伸強度，屈強比為0.71，且具有強度和塑性的良好結合。

在大氣環境、750 ℃條件下對試樣進行懸臂梁單點加載旋轉彎曲(R=-1)疲勞性能測試，載荷波形為正弦波，加載頻率為100Hz。在加載過程中，拉伸試樣和疲勞試樣橫截面上外加應力方向均平行于試樣軸向，即層片界面方向。根據HB5163—1996，采用升降法獲得材料的107周疲勞強度，之后在高于該值的四級應力水平下采用成組法進行測試，獲得應力-壽命(S-N)曲線。

為分析疲勞斷裂特征以及組織對疲勞斷裂過程的影響，采用掃描電鏡對疲勞斷口進行形貌觀察及分析；并沿軸向解剖部分斷口，在掃描電鏡下進行背散射電子像觀察以分析疲勞裂紋擴展特征。

2　結果與分析

2.1高周疲勞行為

Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金擇優取向層片組織的750 ℃疲勞測試結果見應力-壽命(S-N)曲線(圖2)。S-N曲線為平直線，且無水平階段(至107周)，這一特征與其它組織形態γ-TiAl合金的S-N曲線特征一致[9-10]。平直的S-N曲線意味著實驗合金的疲勞壽命對應力大小的變化較為敏感，小的應力變化可能導致疲勞失效周次發生數量級的改變。關于TiAl合金這一特殊的S-N曲線形態，Jha等[11]認為，TiAl合金具有表面裂紋形核和亞表面裂紋形核兩種競爭疲勞失效機制，使疲勞壽命產生大范圍波動，從而導致平直的S-N曲線。然而，這一研究是基于軸向拉-拉循環應力測試條件，以及層片團取向隨機分布的等軸層片組織而言的。對于處于旋轉彎曲疲勞測試條件下的實驗合金而言，裂紋通常萌生于應力最大的試樣表面，難以在試樣內部形核，這一點也在本研究的疲勞斷口觀察中得到證實。因而，導致實驗合金平直S-N曲線的微觀機制還有待研究。

實驗合金無疲勞極限(截至107周)，隨應力降低疲勞壽命不斷增加。采用升降法測試得到實驗合金的條件疲勞極限σ-1(即107周疲勞強度)，其值為360MPa。材料的疲勞強度值和測試條件緊密相關，在三角波形載荷控制疲勞測試條件(R=0)下，鑄造Ti46Al8Nb等軸層片組織在750 ℃疲勞強度為265MPa[12]；在拉-拉載荷加載條件(R=0.1)下，鍛造Ti-46.5Al-3.0Nb-2.1Cr-0.2W等軸層片組織在600 ℃和800 ℃的疲勞強度分別為445MPa和330MPa[9]。根據TiAl合金疲勞強度隨溫度升高而降低的一般規律[10]，假定在600～800 ℃區間內為線性降低，則上述兩種等軸層片組織在750 ℃的疲勞強度分別為265MPa和359MPa。即實驗合金的疲勞強度不低于等軸層片組織的疲勞強度。

S-N曲線可用應力幅與發生破壞的載荷反向次數2Nf之間的表達式Basquin方程進行擬合：

σa= σf′ (2Nf)b

(1)

σa為應力幅，Nf為疲勞失效周次，σf′為疲勞強度系數，b為疲勞強度指數。TiAl合金的疲勞強度指數b對溫度敏感[12]， S-N曲線的傾斜程度隨溫度而變化。一般而言，隨溫度升高，S-N曲線的傾斜程度增加，疲勞壽命對應力大小變化的敏感性降低[10]。根據實驗合金在各應力下疲勞壽命的平均值擬合S-N曲線，如圖2，所得到的Basquin方程中，σf′為947，b為-0.0575。

圖2　Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金擇優取向層片 組織的750 ℃疲勞S-N曲線Fig.2　S-N curve of Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr alloy with preferentially oriented lamellar microstructure tested at 750 ℃ (R=-1, f=100Hz).

材料疲勞極限和抗拉強度之間的常有一定比例關系，意味著材料的疲勞極限取決于材料對于塑性變形的平均抗力，常用疲勞強度比σ-1/Rm表示。實驗合金的疲勞強度比為0.6。TiAl合金的這一比值與組織形態無明顯聯系，但和溫度密切有關，在700～800 ℃的實驗值為0.5～0.7[9-10,13]。實驗合金的σ-1/Rm比值也在這一范圍。對于TiAl合金這一高的σ-1/Rm比值有兩種解釋：(1)TiAl合金中可開動的滑移系有限，不利于疲勞裂紋萌生和擴展，從而使疲勞抗力增加[10]；(2)在疲勞過程中，材料發生循環硬化導致疲勞強度較高[13]。與之相比，作為傳統高溫結構材料的鎳基高溫合金在同一溫度范圍的σ-1/Rm比值為0.3～0.4[14]。可見，TiAl合金雖然疲勞強度絕對值雖不高，但在高溫下的σ-1/Rm比值卻更高。

2.2疲勞斷口觀察

實驗合金表現出高的高溫疲勞強度，這與其在沿層片方向循環應力作用下的疲勞裂紋萌生和擴展情況緊密相關。觀察斷口發現，所有斷口具有一致的宏觀形貌，整體較平整，斷面與外加應力方向垂直。斷口周圍無明顯宏觀塑性變形，表現出脆性斷裂特征。

斷口具有明顯低應力高周疲勞斷裂特征，可分為三個區域：疲勞源、裂紋擴展區(疲勞區)和瞬時斷裂區(瞬斷區)，如圖3，分別對應于疲勞破壞過程的三個階段，即疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴展和失穩斷裂階段。疲勞源為裂紋萌生的標志，裂紋以其為中心向四周擴展，在斷面上留下輻射狀裂紋擴展路徑，如圖4。在不同應力水平下的疲勞斷口中，疲勞裂紋均萌生于試樣表面層。這是因為，試樣采用懸臂梁單點加載方式，試樣表面承受最大應力，因而易萌生疲勞裂紋。觀察斷口縱剖面發現，擇優取向層片組織中的疲勞裂紋是以穿層片方式萌生(圖5(a))，不同于TiAl合金等軸層片組織中疲勞裂紋沿

圖3　疲勞斷口宏觀形貌(A—疲勞源；B—疲勞區； C—瞬斷區)Fig.3　Macroscopic fracture morphology of fatigue specimen(a-crack initiation, B-crack propagation C-final fracture)

圖4　疲勞源處組織特征Fig.4　Microstructural characteristics of the crack initiation site on fracture surface

圖5　疲勞區的穿層片擴展特征(a) 小裂紋自萌生后穿層片擴展(縱剖面，BSEI)；(b) 顯微滑移和/或孿生痕跡 (斷裂面，SEI)；(c) 穿層片解理河流花樣(斷裂面，SEI)；(d) 二次裂紋(縱剖面，BSEI)Fig.5　Translamellar crack propagation characteristics in fatigue propagation region(a) translamellar propagation of small cracks after its’ initiated (longitudinal section, BSEI); (b) deformation traces caused by microslip and microtwinning (fracture surface, SEI); (c) translamellar cleavage river pattern (fracture surface, SEI); (d) secondary cracking (longitudinal section, BSEI)

層片界面萌生方式[11]。在具有與實驗合金相同的外加應力和層片界面取向關系(φ=0)的TiAl合金PST晶體中[15]，疲勞裂紋常形核于層片組織中由于γ疇中孿生所造成的表面擠出。不過，在實驗合金中，由于還存在鋸齒狀柱狀晶晶界，其對裂紋萌生微觀機制的影響還需進一步研究確認。

疲勞裂紋萌生后，以萌生位置為中心向四周擴展進入試樣內部，裂紋擴展主要是以高抗力的穿層片擴展方式進行，如圖5。在微觀尺度，這一過程并非單一裂紋的萌生和擴展，而是一個復雜的多微裂紋萌生、擴展和聯合的過程。在整個疲勞過程中，微裂紋主要沿裂尖前方塑性區內滑移帶間歇式產生[16]，大部分微裂紋在不久后擴展中止，宏觀疲勞裂紋主要是由這些新形核的、擴展中的和擴展中止的微裂紋發生聯合而形成的。

在疲勞裂紋穿層片擴展過程中，常觀察到一些貫穿層片且與層片成一定角度的平行線狀痕跡(圖5(b))，這些痕跡是由于裂紋擴展過程中發生微觀塑性變形由顯微滑移和/或顯微孿生形成的[5,17]。在疲勞區還可見河流狀解理花樣及二次裂紋(圖5(c)，(d))，這些二次裂紋的形成可產生一定的能量耗散，其走向也大多沿主裂紋擴展方向。位于柱狀晶晶界的小等軸γ晶粒主要發生解理斷裂。在主裂紋擴展路徑上，幾乎全為穿層片斷裂，未觀察到由于沿層片界面開裂而形成的低能量解理平面。當裂紋擴展至線彈性斷裂尺度時，長裂紋快速擴展，直至發生瞬時斷裂。瞬斷區斷面粗糙，具有明顯穿層片斷裂特征，并發生大量層間開裂，形成沿層片界面二次裂紋(圖6(a))。在斷口縱剖面上，瞬斷區二次裂紋擴展常觀察到有韌帶橋接現象(圖6(b))。在這一區域，柱狀晶晶界處的細小等軸γ晶粒發生沿晶斷裂。

在不同應力水平下，疲勞裂紋擴展特征整體一致，細節略有不同。當應力增大時，疲勞區斷面變得更為粗糙，二次裂紋數量增多，位于這一區域的晶界小γ晶粒也由穿晶解理斷裂轉變為沿晶斷裂。瞬斷區所占斷面比例也隨應力增大而增加。

綜合斷面上各區域的斷裂特征可知，在沿層片取向的循環應力作用下，擇優取向層片組織中的疲勞裂紋以穿層片方式萌生；在整個斷裂過程中，主裂紋均以穿層片方式擴展，不發生沿層片界面擴展。而在傳統等軸層片組織TiAl合金中，在壽命早期疲勞裂紋即在多個軟取向層片團(如：層片界面與外加應力之間夾角為45°)中沿層片界面形核[9,11]，疲勞裂紋以穿層片、沿層片界面以及在單一γ層片內沿滑移面的混合方式擴展[18]。因而，在沿層片方向循環應力作用下，擇優取向層片組織具有更高的疲勞斷裂抗力。

圖6　瞬斷區疲勞裂紋擴展特征(a)沿層片界面二次裂紋和晶界小γ晶粒的沿晶斷裂特征(箭頭所示)； (b)未開裂韌帶橋接Fig.6　Crack propagation characteristics in final fracture region(a) interlamellar secondary cracking and intergranular fracture feature of small γ grains located at column boundary(as indicated by arrows) on fracture surface (SEI); (b) uncrack ligament bridging on longitudinal section (BSEI)

3　結論

(1)實驗合金表現出無水平段的平直S-N曲線，可用Basquin方程擬合。實驗合金的條件疲勞極限為360MPa，其與抗拉強度的比值為0.6。

(2)疲勞斷口表現出典型的低應力高周疲勞脆性斷裂特征。疲勞裂紋均以穿層片方式萌生自受力最大的試樣表面層，之后向試樣內部擴展。在疲勞區斷面可見穿層片微觀塑性變形特征，這意味著高的疲勞裂紋擴展抗力。

(3)與該類型組織在其他力學性能測試中的表現一致，在沿層片方向外加應力作用下，擇優取向層片組織表現出特有的幾乎全為穿層片斷裂的疲勞斷裂行為，體現出該類型組織一貫的高斷裂抗力。

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High-cycle Fatigue Behavior of TiAl Alloy Containing Preferentially Oriented Lamellar Microstructures

WANWenjuan1,HANBo2,HANWei2,ZHANGJi1

(1.BeijingKeyLaboratoryofAdvancedHighTemperatureMaterials,CentralIron&SteelResearchInstitute,Beijing100081,China;2.CentralIron&SteelResearchInstitute,Beijing100081,China)

Thehigh-cyclefatigueperformanceofTi-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(at.%)alloywithapreferentiallyorientedlamellarmicrostructurehasbeenevaluatedbymeansofload-controlledrotatingbendingfatiguetestsatelevatedtemperature,andfracturesurfacesoffatiguespecimenswerealsoanalyzedbyscanningelectronmicroscope.TheresultsshowthatitexhibitsaflatS-NcurvefittedbyBasquinequation,anditsfatiguelimitisequalto60%oftheultimatetensilestrengthat750 ℃.Thefracturesurfaceobservationprovesthatallofthefatiguecrackpropagationinthestudiedsamplesisindeedpresentedwithatypicaltranslamellarmode,andindicatingthehighresistanceofthismicrostructuretocrackpropagation.

TiAl;preferentiallyorientedlamellarmicrostructure;fatigue; S-N

2015-10-13；

2015-11-25

萬文娟(1985—)，女，博士研究生，主要從事鑄造TiAl合金研究，(E-mail)wanwenjuanwwj@126.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.1.015

TG146.2

A

1005-5053(2016)01-0087-06