趙振興，孫紅亮，黃澤文

(西南交通大學 材料先進技術教育部重點實驗室，成都 610031)

由于以γ-TiAl金屬間化合物為基的高溫合金(簡稱TiAl合金)具有輕質(zhì)、高強和較為穩(wěn)定的高溫性能，TiAl合金正在發(fā)展成為一種優(yōu)良的航空航天領域輕質(zhì)結(jié)構材料[1-4]。該類合金在室溫下屬于半脆性材料，對 缺陷和裂紋的形成敏感。在零件的加工、搬運、裝配過程中，即在承受應力的情況下，均有可能在TiAl合金表面或內(nèi)部形成應力集中微區(qū)甚至微裂紋[5-7]；還有可能在高速氣流中受到外來異物的沖擊，形成損傷。因此，合金的表面狀態(tài)對合金的性能產(chǎn)生很大的影響，選擇合理的表面處理工藝能夠提高TiAl合金的力學性能[8-9]。目前，研究表面處理工藝對TiAl合金力學性能的影響大多集中于未熱暴露處理或短期熱暴露處理的TiAl合金，而經(jīng)過表面處理的TiAl合金在長期高溫熱暴露服役過程中的力學性能變化特點尚無系統(tǒng)的研究報道。

本文作者選取一種高強度的γ-TiAl合金，采用噴丸和電解拋光兩種常用的表面處理工藝，研究γ-TiAl合金在700 ℃經(jīng)過長期大氣熱暴露10000 h后疲勞性能的變化。

1 實驗

本實驗所用 γ-TiAl合金的名義成分為Ti-44Al-5Nb-1W-1B(摩爾分數(shù)，%，以下簡稱511合金)，由英國伯明翰大學材料系提供。經(jīng)過二次等離子弧重熔和冷壁銅坩堝凝固工藝，在保護性氣氛下制成d 96 mm的鑄錠。隨后在氬氣保護下進行熱等靜壓處理(1310 ℃，150 MPa，4 h)，爐冷至室溫，再進行900 ℃保溫5 h的組織穩(wěn)定化處理，以期得到致密的近片層組織。

將鑄錠加工成拉伸和疲勞試樣，再進行機械磨削+噴丸和機械磨削+電解拋光處理。噴丸工藝采用直徑為0.4~0.5 mm的氧化鋯陶瓷球，噴射壓力為5×105Pa，噴射覆蓋率為100%。電解拋光采用的電解液為59%甲醇+35%正丁醇+6%高氯酸(體積分數(shù))，溫度為-30~-25 ℃，電壓為20 V，電解時間約為10 min。加工完成后，將試樣清洗干凈，置于空氣流通爐中，在700 ℃下熱暴露處理10000 h，整個過程的溫度由熱電偶控制。

采用圓柱形拉伸試樣，拉伸測試部分尺寸為 d 3.99 mm×23 mm。拉伸試驗在WDW3100型微機控制電子萬能試驗機上進行，應變速率為0.7×10-4s-1。得到應力-應變曲線并求出抗拉強度，條件屈服強度以及斷裂時的塑性伸長率。

疲勞試樣為10 mm×10 mm×70 mm的長方體試樣。疲勞性能測試在室溫下采用四點彎曲模式，在PLG-100型微機控制高頻疲勞試驗機上完成，試驗采用應力比R為0.1(R=σmin/σmax)，試驗頻率為105 Hz左右，測試跨距20 mm，不同狀態(tài)的表面作為最大受力面。

采用AMBIOS XP-2型臺階儀對熱暴露前后兩種表面狀態(tài)試樣的表面粗糙度進行測試，每組任選4根試樣，每根試樣上測4個點，測試距離為5 mm，然后取平均值。使用HXD-1000TM型數(shù)字式顯微硬度計對熱暴露前后表面噴丸處理的試樣表層顯微硬度進行測試，壓頭載荷約為3 N，加載時間為15 s。在掃描電鏡上分別采用二次電子和背散射電子成像技術觀察試樣顯微組織。

2 實驗結(jié)果

2.1 熱暴露對511合金顯微組織的影響

511合金經(jīng)過熱等靜壓和穩(wěn)定化處理后，其顯微組織為近片層組織(NL)。圖1所示為511合金熱暴露前后顯微組織的背散射電子圖像。由圖1(a)可見，該合金由大量的α2+γ片層晶團(L)和分布于晶團之間的等軸γ晶粒以及分布在晶界的呈白亮色的B2+ω相組成。此外由于添加了B元素，在顯微組織中還能觀察到少量分布在晶團中呈棒狀或長條狀的硼化物，大量的研究表明該硼化物為TiB相，其在熱力學上是穩(wěn)定的相，不會因為熱暴露而產(chǎn)生變化。

經(jīng)過10000 h熱暴露后，該合金組織發(fā)生了3種變化。第一種變化為α2+γ晶團內(nèi)的α2層片出現(xiàn)平行分解(見圖1(b)和(c))。粗大的α2層片沿著平行層片方向分解，形成由若干細小的α2-γ相間層片構成的條束結(jié)構，這表明在α2+γ晶團內(nèi)的α2層片上發(fā)生了α2→γ相變。第二種變化為在α2層片上發(fā)生原地分解，這是含鎢合金的典型分解特征(見圖1(d))。α2層片在原地分解為β(B2+ω)相，其特征在以前的研究中[10-13]有具體描述。第三種變化為在B2+ω等軸晶內(nèi)部出現(xiàn)了ω相以顆粒狀形式析出并聚集長大的現(xiàn)象，如圖1(c)和(d)中的箭頭所示。早期的研究表明[14]，在熱暴露條件下ω相會從β相中沉淀下來并且越來越粗大，粗大到一定程度ω相又會逆向轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷?/p>

表1所列為511合金熱暴露前后顯微組織的相關參數(shù)。從表1中可以看出，511合金在熱暴露時，其α2+γ層片晶團的平均尺寸沒有大的變化，一直保持在110 μm左右。α2層片的厚度明顯降低(約為56%)，但總的體積分數(shù)卻變化不大，表明α2→γ相變發(fā)生是有限的。等軸γ晶粒較為穩(wěn)定，其體積分數(shù)無明顯變化，B2+ω相的體積分數(shù)稍有增加(本研究中所給出的誤差范圍為標準方差)。

2.2 熱暴露對511合金表面粗糙度的影響

表面粗糙度采用Ra表征，其值取自被測試的一定長度表面的高低起伏幅度的平均值。表2所列為4組試樣的表面粗糙度測試結(jié)果(每個數(shù)據(jù)均是4次測試結(jié)果的平均值)。由表2可以看出，熱暴露后經(jīng)過噴丸和電解拋光處理過的試樣表面粗糙度均出現(xiàn)不同程度的增加，但是電解拋光處理的試樣表面粗糙度增加的幅度更大，約為熱暴露前的2倍。

圖1 在700 ℃熱暴露10000 h前后511合金顯微組織的背散射電子圖像 Fig.1 Back scattered SEM images of alloy 511 before((a),(b)) and after((c),(d)) exposure at 700 ℃ for 10000 h

表1 511合金熱暴露前后顯微組織的相關參數(shù) Table1 Microstructure parameter and error range of alloy 511 before and after thermal exposure

表2 不同表面狀態(tài)試樣的表面粗糙度 Table2 Average surface roughness(Ra) of samples with different surface conditions

2.3 熱暴露前后噴丸處理的511合金表層硬度變化

圖2所示為熱暴露前后噴丸處理的511合金的表層顯微硬度變化。顯然，試樣經(jīng)表面噴丸處理后，表層產(chǎn)生了局部加工硬化，硬化層厚度約為200 μm，表層比心部的維氏硬度值增加了約120 HV0.3。這種表面硬化是由噴丸引入的表面殘余壓應力以及塑性變形促生的形變強化所致。而經(jīng)過10000 h熱暴露后，由噴丸引入的表面殘余壓應力逐漸被釋放，塑性變形引起的強化逐漸緩解，511合金表層維氏硬度增加值降低到50 HV0.3，表面硬化層厚度也逐漸減薄，只有100 μm左右。

2.4 熱暴露前后511合金的表面形貌

圖3所示為兩種表面狀態(tài)試樣在熱暴露前后的表面微觀形貌。經(jīng)過噴丸處理的試樣，由于噴丸的強力撞擊，在試樣表面產(chǎn)生了一些凹坑、破損和微裂紋。試樣表層產(chǎn)生了塑性變形，合金的表面形成了殘余壓應力。電解拋光后試樣表面相對噴丸試樣表面更加光滑，無微裂紋等明顯缺陷，表面發(fā)生了一定程度的鈍化(如圖3(b)中箭頭所示)，組織結(jié)構清晰可見。硼化物自身為脆化相，電解拋光時表層部分條狀硼化物被拋掉了，留下了一些孤立的微型孔洞。

經(jīng)過10000 h熱暴露后，噴丸處理的511合金表面凹坑、破損和微裂紋被氧化物覆蓋，幾乎消失不見，且有部分氧化物發(fā)生脫落；而電解拋光處理的表面層片組織結(jié)構依然可見，整個511合金表面被氧化物所覆蓋，且電解拋光被腐蝕掉的硼化物遺留下的孔也消失不見。

圖2 熱暴露前后噴丸試樣表層顯微硬度變化 Fig.2 Microhardness profiles of shot peened samples before and after thermal exposure

圖3 不同表面狀態(tài)試樣的SEM像 Fig.3 SEM images of samples with different surface conditions: (a) Shot peened surface; (b) Electropolished surface; (c) Shot peened surface after exposure; (d) Electropolished surface after exposure

2.5 熱暴露對511合金拉伸性能的影響

在室溫下對不同表面狀態(tài)的511合金進行拉伸試驗。圖4所示為不同表面狀態(tài)試樣拉伸測試的性能參數(shù)，每組數(shù)據(jù)均是兩次測試的平均值。從圖4可以看出，在511合金熱暴露前，經(jīng)電解拋光處理試樣的拉伸強度比經(jīng)噴丸處理試樣的稍高(約為5%)，但是電解拋光處理試樣的室溫塑性卻不到噴丸試樣的一半。經(jīng)過熱暴露10000 h后，經(jīng)過電解拋光和噴丸處理試樣的拉伸強度均有不同程度的衰減，但電解拋光處理試樣的拉伸強度依然高于噴丸處理試樣的，屈服強度和拉伸強度均高約10%。這表明電解拋光相對于噴丸能夠更好地保持合金511的強度。因此，511合金在經(jīng)歷熱暴露時，提高表面光潔度比提高表面強化更能夠減少拉伸性能的熱暴露衰減。

圖4 4種表面狀態(tài)試樣的室溫拉伸性能 Fig.4 Tensile properties of samples with four surface conditions obtained at room temperature

2.6 熱暴露對511合金疲勞性能的影響

圖5 所示為511合金在兩種表面狀態(tài)下熱暴露前后的室溫四點彎曲應力-壽命(S-N)疲勞曲線。從圖5中可以看出，4種狀態(tài)的511合金試樣的S-N疲勞測試點非常分散，疲勞曲線都較為平緩，曲線漸近線斜率較小，符合典型的半脆性材料疲勞曲線的特征。

圖5 4種狀態(tài)的試樣室溫下四點彎曲S-N疲勞曲線 Fig.5 S-N curves of samples with four surface conditions obtained at room temperature

表3所列為4種狀態(tài)的試樣在1×107周次時的條件疲勞強度(σFL)及相應的分析數(shù)據(jù)。從表3中可以看出，在未熱暴露時，電解拋光試樣的條件疲勞強度σFL高于噴丸試樣的σFL。這也許是由電解拋光試樣有較高的拉伸強度所致，也和其表面光潔度較高有關。噴丸 和電解拋光試樣在室溫下的條件疲勞強度與屈服強度的比值相差不大。經(jīng)過10000 h熱暴露后，噴丸和電解拋光試樣的疲勞極限均明顯下降，但噴丸試樣的下降幅度明顯大于電解拋光試樣的。使得電解拋光試樣的條件疲勞強度依然高于噴丸處理試樣的。值得注意的是電解拋光試樣室溫下的條件疲勞強度與屈服強度的比值在經(jīng)過熱暴露后反而增加了，出現(xiàn)大于1的現(xiàn)象。

表3 各表面狀態(tài)的試樣在1×107周次時的條件疲勞強度和相應的數(shù)據(jù)分析 Table3 S-N fatigue strength at 1×107 cycles and related data analysis for samples with different surface conditions

3 分析與討論

從表3和圖5可知，在4種狀態(tài)的試樣中，除了少數(shù)試樣外，絕大多數(shù)試樣在疲勞時均是在σmax＜σ0.1的受力條件下進行疲勞。當試樣最大受力面承受的交變最大應力σmax未超過該屈服應力時(即σmax＜σ0.1)，最大受力面上不易出現(xiàn)局部區(qū)域塑性變形，在所謂軟位向上啟動位錯滑移和孿生從而導致微裂紋萌生變得較為困難[15-18]。在這樣的情況下，最大受力面的表面質(zhì)量就變得極為關鍵。表面上任何缺陷都有可能成為應力集中點，導致在該局部區(qū)域出現(xiàn)σmax＞σ0.1的實際受力狀態(tài)，從而引發(fā)在這些缺陷處出現(xiàn)微裂紋萌生和擴展。噴丸處理能夠引起表層局部塑性變形，引入表層殘余壓應力，一定程度上提高疲勞性能，但是由于噴丸強烈撞擊高強度511合金引入的表面凹坑容易成為應力集中點，使得這種噴丸工藝容易在該合金表面留下缺陷，局部區(qū)域出現(xiàn)微裂紋的幾率增大，疲勞試樣不再存在微裂紋萌生階段的幾率增大。而電解拋光處理使試樣表面變得非常光潔，其表面粗糙度不到噴丸處理的1/3，盡可能地減少了表面存在應力集中的可能性，從而使得該表面存在一個微裂紋萌生的階段，繼而有效改善了試樣的疲勞裂紋萌生抗力。因此，實驗結(jié)果表明：在熱暴露前，電解拋光處理比噴丸處理更能改善511合金的拉伸和疲勞性能。

熱暴露后，兩種表面處理方式的試樣表面均發(fā)生氧化，表面粗糙度均有所提高。已有的研究發(fā)現(xiàn)[13,17]，當TiAl合金在高溫大氣環(huán)境中熱暴露后，表層容易出現(xiàn)脆性氧化層，導致TiAl合金的拉伸強度和疲勞性能下降。此外，長期大氣高溫熱暴露會導致511合金組織中α2+γ晶團中的α2層片發(fā)生α2→γ相變的平行分解和α2→β(B2+ω)相變的原地分解，會使富含氧的α2層片在分解轉(zhuǎn)變過程中將氧釋放，釋放的氧極有可能在片層組織中形成極為細小的氧化物，從而導致“釋氧脆化”現(xiàn)象。由表1可知α2層片的厚度降低了約56%，但整體含量卻變化不大，這表明α2層片平行分解的范圍較大，但分解量較少。

而B2+ω相為共生有序結(jié)構，一般為亞微米-微米尺度，含有大量的Nb和W且為硬脆相，容易在晶界偏聚，導致脆性。在長期熱暴露條件下，ω相的析出和粗化對TiAl合金的力學性能非常不利[16]。在長期高溫熱暴露過程中這種亞微米-微米尺度的共生有序相內(nèi)部相互轉(zhuǎn)化造成合金力學性能的衰減，在本研究中稱之為“B2+ω有序相生成脆化”現(xiàn)象。

對于噴丸處理試樣，隨著熱暴露的進行，其引入的表面殘余壓應力逐漸被釋放，噴丸帶來的優(yōu)勢逐漸減弱，對表面裂紋萌生的抑制作用逐漸弱化，加上表面氧化和內(nèi)部組織脆化，這導致其疲勞性能急劇下滑。相對于噴丸試樣，電解拋光試樣在熱暴露后的表面氧化不如噴丸試樣的嚴重，電解拋光試樣的表層組織結(jié)構依然可見，即使在表面氧化后，其表面粗糙度仍然僅為噴丸試樣的40%左右(見表2)。因此，在經(jīng)歷同樣的熱暴露后，也沒有顯示出高于噴丸表面的熱暴露衰退。實驗結(jié)果表明：511合金在經(jīng)歷熱暴露時，提高表面光潔度比提高表面強化更能夠減少疲勞性能的熱暴露衰減。

4 結(jié)論

1) 電解拋光處理比噴丸處理更能提高Ti-44Al-5Nb-1W-1B合金的疲勞抗力。

2) 長期大氣高溫熱暴露會導致TiAl合金表面發(fā)生氧化，內(nèi)部發(fā)生“釋氧脆化”和“B2+ω有序相生成脆化”，這些變化均會使合金的力學性能發(fā)生退化。

3) 長期大氣高溫熱暴露過程中噴丸處理引入的表面殘余壓應力逐漸被釋放，噴丸帶來的優(yōu)勢明顯減弱，對合金表面裂紋萌生的抑制作用明顯衰退，導致噴丸合金的疲勞性能大幅衰減。

4) 長期大氣高溫熱暴露過程中電解拋光處理相對于噴丸處理能夠更好地保持含W和Nb的TiAl合金的疲勞性能。

致謝：

本文作者在試驗過程中得到英國伯明翰大學材料系的試驗支持，在此表示誠摯的感謝！

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