黃 民，黃澤文

（材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室（西南交通大學(xué)），成都610031）

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熱暴露對(duì)γ－TiAl合金表面缺陷損傷容限的影響

黃 民，黃澤文

（材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室（西南交通大學(xué)），成都610031）

摘 要：研究了熱暴露（700℃，10 000 h）對(duì)高強(qiáng)度全片層γ－TiAl合金Ti－44Al－4Nb－4Hf－0.2Si－1B表面缺陷損傷容限的影響，采用掃描電子顯微鏡研究了熱暴露導(dǎo)致γ－TiAl合金的顯微組織變化，并將之與在交變載荷下的表面短裂紋行為和長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展行為聯(lián)系起來(lái).研究發(fā)現(xiàn)，在熱暴露后，該合金的疲勞強(qiáng)度提高，且長(zhǎng)疲勞裂紋啟裂門(mén)檻值改善，但熱暴露導(dǎo)致該合金短裂紋效應(yīng)的尺寸范圍明顯增大.采用Kitagawa?Takahashi線圖的形式總結(jié)和分析了實(shí)驗(yàn)結(jié)果，分析了熱暴露引起的疲勞強(qiáng)化、疲勞失效的非安全短裂紋的尺寸變化以及長(zhǎng)裂紋的啟裂門(mén)檻值的變化，定量確定了熱暴露對(duì)表面缺陷的損傷容限.長(zhǎng)期熱暴露所導(dǎo)致的材料內(nèi)部應(yīng)力釋放、偏聚緩解、缺陷鈍化顯著影響裂紋尖端的應(yīng)力狀態(tài)，更有利于增大長(zhǎng)裂紋的啟裂抗力并減緩長(zhǎng)裂紋的擴(kuò)展速率.

關(guān)鍵詞：γ－TiAl合金；Kitagawa?Takahashi；長(zhǎng)期熱暴露；短裂紋；門(mén)檻值

TiAl基合金具有高熔點(diǎn)、低密度、高彈性模量、高比強(qiáng)度、優(yōu)良的抗腐蝕性能和結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，主要用于航空航天飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)、汽車(chē)發(fā)動(dòng)機(jī)、地面及航海燃?xì)廨啓C(jī)等高溫大氣環(huán)境［1－5］. γ－TiAl合金屬于以金屬間化合物γ－TiAl相為基體的半脆性合金，材料表面在加工、搬運(yùn)、安裝、服役的時(shí)候極容易形成微觀短裂紋和其他表面缺陷.研究表明［6］，當(dāng)材料表面存在短裂紋時(shí)，裂紋會(huì)在低于長(zhǎng)裂紋的啟裂門(mén)檻值ΔKth的條件下啟裂擴(kuò)展，并導(dǎo)致光滑樣品的高周疲勞極限明顯降低.因此，很有必要研究在短裂紋存在時(shí)材料的疲勞力學(xué)行為，定量揭示材料對(duì)表面缺陷的容忍限度，這關(guān)系到TiAl合金在服役期間的安全可靠性.

本文選取一種高強(qiáng)度TiAl合金，采用階梯升應(yīng)力法開(kāi)展高周疲勞試驗(yàn)，研究經(jīng)過(guò)長(zhǎng)期大氣熱暴露前后材料對(duì)表面缺陷的容忍限度.

1 實(shí) 驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)所用γ－TiAl合金的名義成分（原子數(shù)分?jǐn)?shù)／%）為T(mén)i－44Al－4Nb－4Hf－0.2Si－1B（以下簡(jiǎn)稱(chēng)4Nb－4Hf合金）.合金經(jīng)過(guò)二次等離子弧重熔和冷壁銅坩堝凝固工藝，在保護(hù)性氣氛下制成Φ96 mm的鑄錠，隨后在氬氣保護(hù)下進(jìn)行熱等靜壓處理（1 250℃、150 MPa、4 h），爐冷至室溫，再進(jìn)行900℃保溫24 h的組織穩(wěn)定化處理得到致密的全片層組織.沿鑄錠水平方向?qū)㈣T錠線切割成8 mm×8 mm×60 mm的試樣，將試樣分為無(wú)熱暴露和熱暴露2組.

把熱暴露組樣品先放入控溫700℃的空氣熱處理爐中進(jìn)行10 000 h的熱暴露處理，全過(guò)程的溫度由熱電偶控制（±5℃）.

針對(duì)無(wú)熱暴露組樣品，對(duì)試樣的最大受力面以及側(cè)面，先采用自動(dòng)磨樣機(jī)，通過(guò)不同型號(hào)的砂紙順次進(jìn)行磨樣，之后進(jìn)行機(jī)械拋光到光潔度1 μm，而后采用機(jī)械磨削在最大受力面中部表面引入貫穿型直線缺口（裂紋）.缺口型裂紋深度在0～800 μm內(nèi)變化，寬度為150 μm.待熱暴露組的樣品出爐后，再按上述程序和方法制備表面和加工貫穿型直線缺口.

不同裂紋深度試樣的疲勞極限測(cè)試通過(guò)階梯升應(yīng)力法在室溫下進(jìn)行，采用四點(diǎn)彎曲加載模式，在PLG－100型微機(jī)控制高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上完成，試驗(yàn)采用應(yīng)力比R＝0．1（R＝σmin／σmax），試驗(yàn)頻率為95～125 Hz，測(cè)試跨距L＝15 mm，加載示意圖見(jiàn)圖1.試樣尺寸為8 mm×8 mm×60 mm.試樣從低應(yīng)力（約為光滑樣品疲勞極限的80%）開(kāi)始測(cè)試，在經(jīng)受1個(gè)單位周次（5×105）后如果不斷裂，則升高載荷10 MPa，再進(jìn)行下一個(gè)單位周次的測(cè)試，直到試樣在某個(gè)應(yīng)力水平上斷裂，該應(yīng)力水平為該缺口試樣的條件疲勞極限.

圖1 疲勞樣品加載示意圖

疲勞長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展速率（FCPR）實(shí)驗(yàn)是在室溫下采用80 mm×10 mm×10 mm的貫穿性單邊缺口試樣在四點(diǎn)彎曲條件下進(jìn)行，疲勞測(cè)試采用R＝0．1，f＝10 Hz.這部分工作由伯明翰大學(xué)材料系完成.使用線切割預(yù)制1條貫穿性缺口，深度為2.0～2.5 mm，寬度為150 μm，并在交變壓應(yīng)力的作用下，預(yù)先使缺口頂端出現(xiàn)少量的裂紋（預(yù)制的裂紋長(zhǎng)度一般為0.2～0.5 mm）.為確定裂紋擴(kuò)展的門(mén)檻值和長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展行為，采用載荷階梯升值法，從1個(gè)明顯低于門(mén)檻值的載荷（應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍ΔK）開(kāi)始，每次升值為前值的5%，每一載荷停留的交變周數(shù)至少為7.2×104，直到ΔKth門(mén)檻值出現(xiàn)，在該載荷幅度下裂紋首次出現(xiàn)可檢測(cè)到的穩(wěn)定擴(kuò)展.然后，保持此載荷幅值不變繼續(xù)循環(huán)加載，進(jìn)行隨后的裂紋擴(kuò)展實(shí)驗(yàn)，直到1個(gè)預(yù)定的裂紋長(zhǎng)度后停止.實(shí)驗(yàn)采用直流電壓降（direct current potential drop）的方法自動(dòng)監(jiān)測(cè)裂紋的啟裂和擴(kuò)展.

采用FEI公司的Quanta 200 ESEM環(huán)境掃描電子顯微鏡（SEM）分別對(duì)熱暴露前后的試樣進(jìn)行顯微組織分析，并統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸和α2相以及B2＋ω相的面積分?jǐn)?shù).本研究中所給出的誤差分析數(shù)據(jù)均是在95%置信度條件下的誤差分析，即用式（1）對(duì)統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)給出的誤差分析：

式中：t為系數(shù)，t＝2；S為標(biāo)準(zhǔn)差；N為測(cè)量次數(shù).

采用背散射電子（BSE）成像，加速電壓為20 kV，觀察短裂紋根部的啟裂裂紋與顯微組織的相互作用，觀察啟裂特征，鑒別顯微組織對(duì)裂紋啟裂的作用.

2 結(jié)果與討論

2．1 熱暴露對(duì)顯微組織的影響

4Nb－4Hf合金經(jīng)過(guò)熱等靜壓和穩(wěn)定化處理后的微觀組織為典型的全層片（FL）組織.如圖2（a）和2（b）所示，該合金由大量的α2＋γ片層晶團(tuán)和少量分布于晶團(tuán)之間的等軸γ晶粒（深色）以及分布在晶界的呈白亮色的β（B2＋ω）相組成.Nb和Hf元素均是鈦合金中β相穩(wěn)定元素，復(fù)合添加原子數(shù)分?jǐn)?shù)8%的這2種難熔過(guò)渡族金屬元素，同樣導(dǎo)致TiAl合金高溫β相的穩(wěn)定性增加，因此在室溫下仍然有一定量的有序β相（B2）被保留下來(lái)，而ω相是B2相的一種有序共生相.前期研究發(fā)現(xiàn)，在該低鋁高合金含量的TiAl合金中，B2相和ω相總是共同存在的.因此，本研究中的B2相均表示為B2＋ω 相.經(jīng)過(guò)10 000 h的熱暴露后，其微觀結(jié)構(gòu)在SEM觀察條件下發(fā)生了明顯變化，如圖2（c）所示.在高倍的背散射電子圖像中觀察發(fā)現(xiàn)，與熱暴露前合金組織相比較，相當(dāng)多的α2板條的完整性已經(jīng)不復(fù)存在，如圖2（b）、2（d）所示.長(zhǎng)期熱暴露使得α2板條上出現(xiàn)大量的白色針狀物（β）和點(diǎn)狀物（Silicide particles），2種相都傾向存在α2－γ界面處析出，并且向α2板條內(nèi)部延伸，在片層組織的端部也有面積較大的塊狀β（B2＋ω）相析出，如圖2（d）箭頭所示.這是因?yàn)棣?在經(jīng)過(guò)熱等靜壓和穩(wěn)定化處理后在室溫條件下仍然屬于亞穩(wěn)相，經(jīng)過(guò)長(zhǎng)期高溫?zé)岜┞逗髸?huì)發(fā)生分解.早期的研究表明［7－10］，這種變化是α2→β（B2＋ω）相變.

圖2 4Nb－4Hf合金的微觀組織背散射電子圖像（a），（b）0 h；（c），（d）10 000 h

表1所列為4Nb－4Hf合金熱暴露前后合金內(nèi)部的晶團(tuán)尺寸以及α2板條和B2＋ω相的面積分?jǐn)?shù).從表1可以看出：合金在經(jīng)過(guò)10 000 h熱暴露后，其α2＋γ片層晶團(tuán)的平均尺寸沒(méi)有大的變化，一直保持在55 μm左右；但因?yàn)榘l(fā)生了α2→β（B2＋ω）及α2→α2＋γ相變，導(dǎo)致α2板條的面積分?jǐn)?shù)與熱暴露前相比減少約45%，與之相反，B2＋ω相的面積分?jǐn)?shù)則由熱暴露前的0.45%增加到熱暴露后的5.05%（其包括富硅、鈮、鉿的白色顆粒，本研究未對(duì)此二者做出區(qū)分）；α2板條的分解析出了較多的B2＋ω和硅化物顆粒，導(dǎo)致熱暴露后的4Nb－4Hf合金有一定程度的組織脆化，這與前面研究所發(fā)現(xiàn)的一致.在性能上呈現(xiàn)出一定程度的塑性下降，而強(qiáng)度基本不變［9］.但需要指出的是，長(zhǎng)期熱暴露也會(huì)給合金帶來(lái)一種類(lèi)似回火的穩(wěn)態(tài)效應(yīng).單個(gè)的樣品浸泡于700℃的空氣浴中長(zhǎng)達(dá)10 000 h，樣品內(nèi)部的應(yīng)力集中會(huì)部分釋放，內(nèi)部組織中的偏聚會(huì)適當(dāng)緩解，組織中的缺陷會(huì)適度鈍化.這與組織脆化引起的有害效應(yīng)相反，屬于一種有益的良性效應(yīng).

表1 4Nb－4Hf合金熱暴露前、后晶團(tuán)尺寸，α2板條和B2＋ω相的百分比

2．2 疲勞及損傷容限

對(duì)經(jīng)歷了0和10 000 h高溫?zé)岜┞兜?Nb－4Hf合金，在室溫條件下進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展速率實(shí)驗(yàn)（FCPR），試樣的應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍（Δk）計(jì)算公式為［11］

其中

式中：Y0是貫穿性單邊裂紋的幾何修正因子；a為試樣初始裂紋長(zhǎng)度；ΔP為試樣承受最大載荷與最小載荷之差；W為試樣的寬度；B為試樣的厚度.

圖3顯示了在室溫下熱暴露前后4Nb－4Hf合金的da／dN－ΔK關(guān)系曲線.從圖3可以看出，熱暴露前合金的長(zhǎng)裂紋啟裂門(mén)檻值ΔKth約為5.1 MPa·m1／2，經(jīng)過(guò)10 000 h熱暴露后合金的長(zhǎng)裂紋啟裂門(mén)檻值ΔKth提升了大約20%，達(dá)到6.2 MPa·m1／2.這說(shuō)明熱暴露之后的4Nb－4Hf合金具有比熱暴露前更高的疲勞長(zhǎng)裂紋啟裂抗力.此外，從圖3還可以看出，熱暴露后樣品的疲勞擴(kuò)展曲線右移，表明裂紋尖端在同樣的應(yīng)力強(qiáng)度因子作用時(shí)該長(zhǎng)裂紋的裂紋擴(kuò)展速率減緩.這就是說(shuō)，盡管熱暴露導(dǎo)致組織有一定程度的脆化，但在長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展時(shí)，長(zhǎng)期熱暴露所導(dǎo)致的材料內(nèi)部應(yīng)力釋放、偏聚緩解、缺陷鈍化更能影響裂紋尖端的應(yīng)力狀態(tài)，因此也就更有利于減緩裂紋的擴(kuò)展速率.

圖3 4Nb－4Hf合金在應(yīng)力比為0．1條件下熱暴露前后的疲勞裂紋擴(kuò)展速率

不同尺寸裂紋對(duì)4Nb－4Hf合金疲勞強(qiáng)度的影響可以用Kitagawa?Takahashi線圖（K－T圖）來(lái)表征，K－T圖是裂紋尺寸（a）與疲勞極限范圍（ΔσFL）構(gòu)成的雙對(duì)數(shù)圖.K－T圖中水平的實(shí)線表示光滑試樣的疲勞極限，它代表材料在無(wú)裂紋時(shí)抵抗疲勞裂紋從無(wú)到有的裂紋萌生抗力，超過(guò)該極限值幅度材料將失效.斜率約為－1／2的實(shí)線是依據(jù)疲勞長(zhǎng)裂紋啟裂門(mén)檻值ΔKth，按照線彈性斷裂力學(xué)公式（4）中ΔσFL和a的關(guān)系給出的，如果加載的ΔK超越了不同長(zhǎng)度的長(zhǎng)裂紋所對(duì)應(yīng)的ΔσFL值，該長(zhǎng)裂紋將出現(xiàn)裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展導(dǎo)致失效.線彈性斷裂力學(xué)公式如下所示［12］：

式中：Y表示幾何修正系數(shù)；R表示應(yīng)力比；a表示裂紋長(zhǎng)度.當(dāng)K－T圖中的點(diǎn)低于長(zhǎng)裂紋啟裂門(mén)檻值，即在斜率為－1／2的實(shí)線以下時(shí)，傳統(tǒng)的線彈性斷裂力學(xué)將不再適用.

前期研究表明［13］，室溫條件下，4Nb－4Hf合金熱暴露前后光滑試樣的疲勞極限分別為510和670 MPa.結(jié)合合金熱暴露前后的長(zhǎng)裂紋啟裂門(mén)檻值5.1和6.2 MPa·m1／2，可構(gòu)建出2組Kitagawa?Takahashi線圖，如圖4所示.圖4中平行線和斜線的交點(diǎn)對(duì)應(yīng)的裂紋尺寸被稱(chēng)為過(guò)渡裂紋尺寸a0.從圖4可以看出，熱暴露前材料的過(guò)渡裂紋尺寸a0為57 μm，長(zhǎng)時(shí)間熱暴露后，此過(guò)渡尺寸變?yōu)閍0＝44 μm.

圖4 4Nb－4Hf合金熱暴露前后的K－T圖

從圖4可以看出，來(lái)自熱暴露前、后2組含有缺口的疲勞樣品的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，如圖中分散的點(diǎn)所示，在一定缺陷尺度范圍內(nèi)明顯低于K－T線圖的水平線和斜直線.這表明，在缺陷尺寸小于過(guò)渡裂紋尺寸a0時(shí)，樣品的疲勞極限不同程度地低于光滑樣品的疲勞極限；而在大于此過(guò)渡尺寸時(shí)，較長(zhǎng)裂紋也顯示出低于線彈性斷裂力學(xué)所預(yù)測(cè)的疲勞極限的下降規(guī)律.觀察此圖還發(fā)現(xiàn)，當(dāng)繼續(xù)增大缺口尺寸時(shí)，相對(duì)應(yīng)的疲勞極限幅度值與圖中的斜線相交，交點(diǎn)分別對(duì)應(yīng)于微缺口尺寸100 μm（未熱暴露）和400 μm（10 000 h、700℃熱暴露）.這是一個(gè)臨界尺寸，大于此臨界尺寸時(shí)，長(zhǎng)裂紋表現(xiàn)出遵循甚至超越該斜線的預(yù)測(cè)值而失效的行為，鑒于導(dǎo)致樣品失效的疲勞極限高于按照線彈性斷裂力學(xué)的長(zhǎng)裂紋門(mén)檻值所預(yù)測(cè)的數(shù)據(jù)，這是一種安全行為.根據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)可以看出，熱暴露前裂紋尺寸小于100 μm，熱暴露后裂紋尺寸小于400 μm均屬于短裂紋，這種尺度范圍內(nèi)的裂紋的存在，將引起材料疲勞極限值的明顯降低，使得合金4Nb－4Hf變得不安全.這種因短裂紋存在而導(dǎo)致材料疲勞抗力明顯降低的現(xiàn)象稱(chēng)為短裂紋效應(yīng).這里需要指出的是，這2個(gè)短裂紋臨界尺寸是僅僅針對(duì)裂紋的寬度尺寸為150 mm的實(shí)驗(yàn)條件而存在的，而實(shí)際情況中如果裂紋寬度低于或者高于此值，則情況將發(fā)生變化.

鑒于上述短裂紋對(duì)疲勞極限的不利影響，重新確定短裂紋的有效疲勞裂紋擴(kuò)展門(mén)檻值ΔKth.eff與有效裂紋過(guò)渡尺寸a0·eff就顯得十分必要.從圖4的測(cè)試數(shù)據(jù)點(diǎn)可以近似地給出2條左移的平行斜線，其與2條水平線的交點(diǎn)給出了有效裂紋過(guò)渡尺寸a0·eff，它們分別是熱暴露前a0·eff＝27 μm，熱暴露后由式（4）可計(jì)算出對(duì)應(yīng)的有效疲勞裂紋起裂門(mén)檻值ΔKeff·th.它們分別為熱暴露前，熱暴露后ΔKth.eff＝ 4.4 MPa·m1／2.

實(shí)驗(yàn)結(jié)果明確指出，經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間熱暴露之后，4Nb－4Hf合金發(fā)生短裂紋效應(yīng)的尺寸范圍將明顯增大，即在更大尺寸的裂紋存在時(shí)會(huì)在裂紋啟裂門(mén)檻值以下發(fā)生斷裂而呈現(xiàn)出短裂紋的特征.這很有可能與材料在長(zhǎng)期熱暴露之后內(nèi)部組織發(fā)生褪化有關(guān)，前期研究表明［7］，當(dāng)TiAl合金在高溫大氣環(huán)境中熱暴露后會(huì)產(chǎn)生“熱暴露脆化”現(xiàn)象，其主要致脆因素是：1）α2板條的分解，富含氧的α2板條在一系列分解過(guò)程中將釋放氧，釋放的氧可能在片層組織中形成細(xì)小的氧化物，從而導(dǎo)致“釋氧脆化”現(xiàn)象；2）B2＋ω相的增加，B2＋ω相為共生有序結(jié)構(gòu)，一般以亞微米–微米尺度存在，且為硬脆相，容易在晶界偏聚，阻礙位錯(cuò)的交滑移，造成位錯(cuò)堆積，從而導(dǎo)致“相變脆化”現(xiàn)象；3）硅化物顆粒的大量析出，這些都可能使得該合金對(duì)短裂紋的存在變得更加敏感.但是，與此形成對(duì)照的是，在10 000 h熱暴露導(dǎo)致組織脆化后，長(zhǎng)裂紋的擴(kuò)展卻變得比較緩慢，啟裂門(mén)檻值ΔKth增大.探究起來(lái)，這歸因于長(zhǎng)期熱暴露所導(dǎo)致的材料內(nèi)部應(yīng)力釋放，偏聚緩解，缺陷鈍化.材料內(nèi)部這些變化可能更能影響裂紋尖端的應(yīng)力狀態(tài)，因此也就更有利于增大長(zhǎng)裂紋的啟裂抗力和減緩長(zhǎng)裂紋的擴(kuò)展速率.這種良性效應(yīng)同樣也使得光滑樣品的疲勞極限在熱暴露后有明顯增加.這種疲勞極限增加的現(xiàn)象在本課題組研究的其他合金中也廣泛存在，被稱(chēng)之為“熱暴露強(qiáng)化”現(xiàn)象［4，9，14］.

2．3 裂紋啟裂及擴(kuò)展觀察

選擇未完全斷開(kāi)的疲勞樣品，在SEM BSE模式下觀察缺口根部.如圖5（a）所示，觀察發(fā)現(xiàn)缺口根部的疲勞裂紋趨向于在α2－γ相界面處或者晶界處萌生和啟裂.這是因?yàn)棣?－γ相界面本身容易偏聚缺陷，而B(niǎo)2＋ω相傾向存在于晶界處.它們?cè)诤辖鸾M織中抵抗裂紋萌生的能力均較弱，因此對(duì)裂紋啟裂來(lái)說(shuō)相對(duì)較為敏感［14－16］.熱暴露后和熱暴露前樣品類(lèi)似，裂紋擴(kuò)展呈現(xiàn)出沿α2－γ相界面發(fā)展的沿層斷裂方式以及沿晶團(tuán)界面的沿晶斷裂方式.這表明長(zhǎng)時(shí)間高溫?zé)岜┞短幚聿桓淖兤诹鸭y在微觀組織中的擴(kuò)展路徑，其中弱的組織和相仍然是微裂紋萌生的優(yōu)先選擇.整個(gè)擴(kuò)展路徑大致是沿著力的加載方向，如圖5（b）箭頭所示.

圖5 4Nb－4Hf合金的疲勞裂紋擴(kuò)展圖

3 結(jié) 論

1）4Nb－4Hf合金在經(jīng)過(guò)10 000 h大氣熱暴露后，晶團(tuán)內(nèi)部分a2板條發(fā)生分解，轉(zhuǎn)換成大量的B2＋ω和硅化物顆粒，導(dǎo)致熱暴露后的合金組織出現(xiàn)一定程度的脆化.但長(zhǎng)期熱暴露也會(huì)給樣品帶來(lái)一種類(lèi)似回火的穩(wěn)態(tài)效應(yīng).這與組織脆化引起的有害效應(yīng)相反，屬于一種有益的良性效應(yīng).

2）熱暴露前、后合金的長(zhǎng)裂紋啟裂門(mén)檻值ΔKth分別為5.1和6.2 MPa·m1／2，該合金熱暴露后比熱暴露前具有更高的長(zhǎng)疲勞裂紋啟裂抗力，同時(shí)熱暴露后也顯示較緩慢的長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展速率.這表明長(zhǎng)裂紋的擴(kuò)展行為與組織一定程度的脆化關(guān)系不大，而更多受回火穩(wěn)定化的影響.

3）當(dāng)裂紋寬度為150 mm時(shí)，遵守線彈性斷裂力學(xué)規(guī)律的長(zhǎng)裂紋行為的最小裂紋尺寸在熱暴露前為100 μm，在熱暴露后為400 μm.低于此臨界值的裂紋被視為短裂紋，短裂紋會(huì)引起疲勞極限明顯下降.熱暴露導(dǎo)致該合金短裂紋效應(yīng)的尺寸范圍明顯增大，說(shuō)明短裂紋效應(yīng)更容易受熱暴露所導(dǎo)致的組織脆化的影響.

4）鑒于短裂紋效應(yīng)的存在，重新確定了4Nb－4Hf合金的有效裂紋過(guò)渡尺寸a0·eff和有效疲勞裂紋擴(kuò)展門(mén)檻值ΔKeff·th.它們分別為熱暴露前ΔKth.eff＝3.5 MPa·m1／2，a0·eff＝27 μm和熱暴露后ΔKth.eff＝4.4 MPa·m1／2，a0·eff＝21 μm.

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（編輯 程利冬）

The influence of thermal exposure on surface defect tolerance of γ－TiAl alloy

HUANG Min，HUANG Zewen
（Key Laboratory of Advanced Technologies of Materials（Southwest Jiaotong University），Ministry of Education，Chengdu 610031，China）

Abstract：The effect of thermal exposure（700℃for 10 000 h）on the surface defect tolerance of a high strength fully lamellar g?TiAl alloy，Ti－44Al－4Nb－4Hf－0.2Si－1B，has been studied. The microstructural evolution due to thermal exposure was detected by using scanning electron microscope（SEM），and correlated with the short crack behaviors and the long crack propagation behaviors. It has been found that long?term thermal exposure can result in the increase in the fatigue strength and the threshold of fatigue crack growth resistance，and a significant improvement in the short crack effect size range. The results are interpreted in the framework of the Kitagawa?Takahashi diagram. The exposure?induced fatigue strengthening，the unsafe size range of short cracks，and the fatigue threshold of long cracks were analyzed. The surface defect tolerance was determined quantitatively. The release in the internal stress，the ease in the segeragation，and the passivation in the defects due to long?term thermal exposure can exert a crucial role in the stress state of the crack tip，therefore favoring the enhanced the resistance of crack and thus slowing down the long crack growth rate.

Keywords：γ－TiAl alloy；Kitagawa?Takahashi；long?term thermal exposure；short crack；threshold

通信作者：黃澤文，E?mail：zwhuang＠home.swjtu.edu.cn.

作者簡(jiǎn)介：黃 民（1991—），男，碩士研究生；黃澤文（1949—），男，教授，博士生導(dǎo)師.

基金項(xiàng)目：國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51271154）.

收稿日期：2015－08－15.

doi：10.11951／j.issn.1005－0299.20160106

中圖分類(lèi)號(hào)：TG146.2＋3

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

文章編號(hào)：1005－0299（2016）01－0038－06