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        TiAl合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織的高周疲勞行為

        2016-08-31 02:36:58萬(wàn)文娟
        航空材料學(xué)報(bào) 2016年1期
        關(guān)鍵詞:裂紋界面實(shí)驗(yàn)

        萬(wàn)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(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100081; 2.鋼鐵研究總院, 北京 100081)

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        TiAl合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織的高周疲勞行為

        萬(wàn)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(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100081; 2.鋼鐵研究總院, 北京 100081)

        采用旋轉(zhuǎn)彎曲的加載方式,評(píng)價(jià)了Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分?jǐn)?shù)/%)合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織的高溫高周疲勞性能,并對(duì)疲勞斷口進(jìn)行了掃描電鏡分析。結(jié)果表明:該合金表現(xiàn)出符合Basquin方程的平直S-N曲線,750 ℃條件疲勞極限相當(dāng)于其抗拉強(qiáng)度的60%;斷口觀察發(fā)現(xiàn),所有試樣中的疲勞裂紋均以穿層片方式擴(kuò)展,表明該種組織的界面對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展具有較高的抗力。

        TiAl;擇優(yōu)取向?qū)悠M織;疲勞;S-N

        TiAl合金具較高的高溫比強(qiáng)度和良好的抗蠕變和抗氧化等特點(diǎn),是一種頗具應(yīng)用潛力的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料,GE公司發(fā)動(dòng)機(jī)在GEnx低壓渦輪后兩級(jí)葉片采用TiAl合金,實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)減重36kg[1-2],從而推動(dòng)了TiAl合金進(jìn)入航空發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用。

        為更大程度地滿足先進(jìn)航空動(dòng)力對(duì)輕質(zhì)材料耐溫性能和可靠性的要求,近年來(lái),通過(guò)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(yōu)取向?qū)悠M織,其在沿層片方向具有優(yōu)異的室溫拉伸塑性、高溫拉伸強(qiáng)度和持久性能[3-4],但目前尚未對(duì)該類型組織的高周疲勞性能進(jìn)行過(guò)評(píng)價(jià)研究。

        TiAl合金以航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片為主要應(yīng)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(yīng)力通常低于材料的靜載屈服強(qiáng)度,零件在發(fā)生疲勞斷裂前一般無(wú)明顯塑性變形,常在無(wú)明顯預(yù)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(guān)乎航空發(fā)動(dòng)機(jī)的結(jié)構(gòu)可靠性和使役壽命。

        已研究發(fā)現(xiàn),TiAl合金層片組織的疲勞擴(kuò)展抗力和疲勞裂紋擴(kuò)展門檻值ΔKth均高于雙態(tài)組織和近γ組織[5],這一優(yōu)勢(shì)源于層片組織中在γ層片內(nèi)發(fā)生的滑移/孿生,以及由于裂紋偏轉(zhuǎn)、分叉和剪切韌帶橋接產(chǎn)生的裂尖屏蔽效應(yīng)[6]。層片組織中疲勞裂紋擴(kuò)展行為的研究表明,裂紋擴(kuò)展方向垂直于層片取向時(shí),擴(kuò)展抗力較高,裂紋通常傾向于穿層片界面擴(kuò)展,很少觀察到低抗力的沿層片界面擴(kuò)展[7]。這種擇優(yōu)取向?qū)悠M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(kuò)展特征尚有待評(píng)價(jià)。

        本工作采用旋轉(zhuǎn)彎曲的加載方式,評(píng)價(jià)了Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織750 ℃下的高周疲勞性能,并通過(guò)斷口分析討論該類型組織疲勞斷裂的特征。

        1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

        實(shí)驗(yàn)合金名義成分為Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分?jǐn)?shù)/%,下同),采用真空感應(yīng)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(huán)境中進(jìn)行1270 ℃/180MPa/Ar/1.5h熱等靜壓處理以消除缺陷;為穩(wěn)定組織,對(duì)鑄錠進(jìn)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?jǐn)?shù))溶液對(duì)磨拋后試樣進(jìn)行侵蝕,并采用OLYMPUSGX71金相顯微鏡對(duì)其進(jìn)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(duì)長(zhǎng)的柱狀晶組織(圖1(a)),柱狀晶生長(zhǎng)方向垂直于鑄錠表面和寬度方向,在最后凝固線上偶見(jiàn)等軸層片團(tuán);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(zhǎng)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(nèi)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(guò)程中析出的尺寸為10~30μm、體積分?jǐn)?shù)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(nèi)層片組織具有整體一致取向。由于在加載過(guò)程中拉伸試樣和疲勞試樣橫截面上的外加應(yīng)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(nèi)層片界面。外加應(yīng)力和層片界面之間的這一取向關(guān)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(biāo)距段尺寸為φ5mm×25mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣,以及長(zhǎng)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(tài)對(duì)疲勞性能的影響,采用SiC砂紙沿軸向?qū)ζ谠嚇颖砻孢M(jìn)行拋光去除環(huán)形加工痕跡。

        在大氣環(huán)境、750 ℃條件下對(duì)試樣進(jìn)行拉伸性能測(cè)試,合金的抗拉強(qiáng)度(Rm)為585MPa,屈服強(qiáng)度為415MPa,伸長(zhǎng)率為8%。實(shí)驗(yàn)合金表現(xiàn)出該類型組織一貫的高拉伸強(qiáng)度,屈強(qiáng)比為0.71,且具有強(qiáng)度和塑性的良好結(jié)合。

        在大氣環(huán)境、750 ℃條件下對(duì)試樣進(jìn)行懸臂梁?jiǎn)吸c(diǎn)加載旋轉(zhuǎn)彎曲(R=-1)疲勞性能測(cè)試,載荷波形為正弦波,加載頻率為100Hz。在加載過(guò)程中,拉伸試樣和疲勞試樣橫截面上外加應(yīng)力方向均平行于試樣軸向,即層片界面方向。根據(jù)HB5163—1996,采用升降法獲得材料的107周疲勞強(qiáng)度,之后在高于該值的四級(jí)應(yīng)力水平下采用成組法進(jìn)行測(cè)試,獲得應(yīng)力-壽命(S-N)曲線。

        為分析疲勞斷裂特征以及組織對(duì)疲勞斷裂過(guò)程的影響,采用掃描電鏡對(duì)疲勞斷口進(jìn)行形貌觀察及分析;并沿軸向解剖部分?jǐn)嗫冢趻呙桦婄R下進(jìn)行背散射電子像觀察以分析疲勞裂紋擴(kuò)展特征。

        2 結(jié)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(yōu)取向?qū)悠M織的750 ℃疲勞測(cè)試結(jié)果見(jiàn)應(yīng)力-壽命(S-N)曲線(圖2)。S-N曲線為平直線,且無(wú)水平階段(至107周),這一特征與其它組織形態(tài)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(shí)驗(yàn)合金的疲勞壽命對(duì)應(yīng)力大小的變化較為敏感,小的應(yīng)力變化可能導(dǎo)致疲勞失效周次發(fā)生數(shù)量級(jí)的改變。關(guān)于TiAl合金這一特殊的S-N曲線形態(tài),Jha等[11]認(rèn)為,TiAl合金具有表面裂紋形核和亞表面裂紋形核兩種競(jìng)爭(zhēng)疲勞失效機(jī)制,使疲勞壽命產(chǎn)生大范圍波動(dòng),從而導(dǎo)致平直的S-N曲線。然而,這一研究是基于軸向拉-拉循環(huán)應(yīng)力測(cè)試條件,以及層片團(tuán)取向隨機(jī)分布的等軸層片組織而言的。對(duì)于處于旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞測(cè)試條件下的實(shí)驗(yàn)合金而言,裂紋通常萌生于應(yīng)力最大的試樣表面,難以在試樣內(nèi)部形核,這一點(diǎn)也在本研究的疲勞斷口觀察中得到證實(shí)。因而,導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)合金平直S-N曲線的微觀機(jī)制還有待研究。

        實(shí)驗(yàn)合金無(wú)疲勞極限(截至107周),隨應(yīng)力降低疲勞壽命不斷增加。采用升降法測(cè)試得到實(shí)驗(yàn)合金的條件疲勞極限σ-1(即107周疲勞強(qiáng)度),其值為360MPa。材料的疲勞強(qiáng)度值和測(cè)試條件緊密相關(guān),在三角波形載荷控制疲勞測(cè)試條件(R=0)下,鑄造Ti46Al8Nb等軸層片組織在750 ℃疲勞強(qiáng)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(qiáng)度分別為445MPa和330MPa[9]。根據(jù)TiAl合金疲勞強(qiáng)度隨溫度升高而降低的一般規(guī)律[10],假定在600~800 ℃區(qū)間內(nèi)為線性降低,則上述兩種等軸層片組織在750 ℃的疲勞強(qiáng)度分別為265MPa和359MPa。即實(shí)驗(yàn)合金的疲勞強(qiáng)度不低于等軸層片組織的疲勞強(qiáng)度。

        S-N曲線可用應(yīng)力幅與發(fā)生破壞的載荷反向次數(shù)2Nf之間的表達(dá)式Basquin方程進(jìn)行擬合:

        σa= σf′ (2Nf)b

        (1)

        σa為應(yīng)力幅,Nf為疲勞失效周次,σf′為疲勞強(qiáng)度系數(shù),b為疲勞強(qiáng)度指數(shù)。TiAl合金的疲勞強(qiáng)度指數(shù)b對(duì)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(duì)應(yīng)力大小變化的敏感性降低[10]。根據(jù)實(shí)驗(yàn)合金在各應(yīng)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(yōu)取向?qū)悠?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(qiáng)度之間的常有一定比例關(guān)系,意味著材料的疲勞極限取決于材料對(duì)于塑性變形的平均抗力,常用疲勞強(qiáng)度比σ-1/Rm表示。實(shí)驗(yàn)合金的疲勞強(qiáng)度比為0.6。TiAl合金的這一比值與組織形態(tài)無(wú)明顯聯(lián)系,但和溫度密切有關(guān),在700~800 ℃的實(shí)驗(yàn)值為0.5~0.7[9-10,13]。實(shí)驗(yàn)合金的σ-1/Rm比值也在這一范圍。對(duì)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(kāi)動(dòng)的滑移系有限,不利于疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展,從而使疲勞抗力增加[10];(2)在疲勞過(guò)程中,材料發(fā)生循環(huán)硬化導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度較高[13]。與之相比,作為傳統(tǒng)高溫結(jié)構(gòu)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]??梢?jiàn),TiAl合金雖然疲勞強(qiáng)度絕對(duì)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(shí)驗(yàn)合金表現(xiàn)出高的高溫疲勞強(qiáng)度,這與其在沿層片方向循環(huán)應(yīng)力作用下的疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展情況緊密相關(guān)。觀察斷口發(fā)現(xiàn),所有斷口具有一致的宏觀形貌,整體較平整,斷面與外加應(yīng)力方向垂直。斷口周圍無(wú)明顯宏觀塑性變形,表現(xiàn)出脆性斷裂特征。

        斷口具有明顯低應(yīng)力高周疲勞斷裂特征,可分為三個(gè)區(qū)域:疲勞源、裂紋擴(kuò)展區(qū)(疲勞區(qū))和瞬時(shí)斷裂區(qū)(瞬斷區(qū)),如圖3,分別對(duì)應(yīng)于疲勞破壞過(guò)程的三個(gè)階段,即疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴(kuò)展和失穩(wěn)斷裂階段。疲勞源為裂紋萌生的標(biāo)志,裂紋以其為中心向四周擴(kuò)展,在斷面上留下輻射狀裂紋擴(kuò)展路徑,如圖4。在不同應(yīng)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?yàn)?,試樣采用懸臂梁?jiǎn)吸c(diǎn)加載方式,試樣表面承受最大應(yīng)力,因而易萌生疲勞裂紋。觀察斷口縱剖面發(fā)現(xiàn),擇優(yōu)取向?qū)悠M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(qū); C—瞬斷區(qū))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(qū)的穿層片擴(kuò)展特征(a) 小裂紋自萌生后穿層片擴(kuò)展(縱剖面,BSEI);(b) 顯微滑移和/或?qū)\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(shí)驗(yàn)合金相同的外加應(yīng)力和層片界面取向關(guān)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(guò),在實(shí)驗(yàn)合金中,由于還存在鋸齒狀柱狀晶晶界,其對(duì)裂紋萌生微觀機(jī)制的影響還需進(jìn)一步研究確認(rèn)。

        疲勞裂紋萌生后,以萌生位置為中心向四周擴(kuò)展進(jìn)入試樣內(nèi)部,裂紋擴(kuò)展主要是以高抗力的穿層片擴(kuò)展方式進(jìn)行,如圖5。在微觀尺度,這一過(guò)程并非單一裂紋的萌生和擴(kuò)展,而是一個(gè)復(fù)雜的多微裂紋萌生、擴(kuò)展和聯(lián)合的過(guò)程。在整個(gè)疲勞過(guò)程中,微裂紋主要沿裂尖前方塑性區(qū)內(nèi)滑移帶間歇式產(chǎn)生[16],大部分微裂紋在不久后擴(kuò)展中止,宏觀疲勞裂紋主要是由這些新形核的、擴(kuò)展中的和擴(kuò)展中止的微裂紋發(fā)生聯(lián)合而形成的。

        在疲勞裂紋穿層片擴(kuò)展過(guò)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(kuò)展過(guò)程中發(fā)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(qū)還可見(jiàn)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(chǎn)生一定的能量耗散,其走向也大多沿主裂紋擴(kuò)展方向。位于柱狀晶晶界的小等軸γ晶粒主要發(fā)生解理斷裂。在主裂紋擴(kuò)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(kāi)裂而形成的低能量解理平面。當(dāng)裂紋擴(kuò)展至線彈性斷裂尺度時(shí),長(zhǎng)裂紋快速擴(kuò)展,直至發(fā)生瞬時(shí)斷裂。瞬斷區(qū)斷面粗糙,具有明顯穿層片斷裂特征,并發(fā)生大量層間開(kāi)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(qū)二次裂紋擴(kuò)展常觀察到有韌帶橋接現(xiàn)象(圖6(b))。在這一區(qū)域,柱狀晶晶界處的細(xì)小等軸γ晶粒發(fā)生沿晶斷裂。

        在不同應(yīng)力水平下,疲勞裂紋擴(kuò)展特征整體一致,細(xì)節(jié)略有不同。當(dāng)應(yīng)力增大時(shí),疲勞區(qū)斷面變得更為粗糙,二次裂紋數(shù)量增多,位于這一區(qū)域的晶界小γ晶粒也由穿晶解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐嗔?。瞬斷區(qū)所占斷面比例也隨應(yīng)力增大而增加。

        綜合斷面上各區(qū)域的斷裂特征可知,在沿層片取向的循環(huán)應(yīng)力作用下,擇優(yōu)取向?qū)悠M織中的疲勞裂紋以穿層片方式萌生;在整個(gè)斷裂過(guò)程中,主裂紋均以穿層片方式擴(kuò)展,不發(fā)生沿層片界面擴(kuò)展。而在傳統(tǒng)等軸層片組織TiAl合金中,在壽命早期疲勞裂紋即在多個(gè)軟取向?qū)悠瑘F(tuán)(如:層片界面與外加應(yīng)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(nèi)沿滑移面的混合方式擴(kuò)展[18]。因而,在沿層片方向循環(huán)應(yīng)力作用下,擇優(yōu)取向?qū)悠M織具有更高的疲勞斷裂抗力。

        圖6 瞬斷區(qū)疲勞裂紋擴(kuò)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(kāi)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(jié)論

        (1)實(shí)驗(yàn)合金表現(xiàn)出無(wú)水平段的平直S-N曲線,可用Basquin方程擬合。實(shí)驗(yàn)合金的條件疲勞極限為360MPa,其與抗拉強(qiáng)度的比值為0.6。

        (2)疲勞斷口表現(xiàn)出典型的低應(yīng)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(nèi)部擴(kuò)展。在疲勞區(qū)斷面可見(jiàn)穿層片微觀塑性變形特征,這意味著高的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。

        (3)與該類型組織在其他力學(xué)性能測(cè)試中的表現(xiàn)一致,在沿層片方向外加應(yīng)力作用下,擇優(yōu)取向?qū)悠M織表現(xiàn)出特有的幾乎全為穿層片斷裂的疲勞斷裂行為,體現(xiàn)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(wàn)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

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