梁澤芬 張俊喜 易湘斌 徐創(chuàng)文 李寶棟 唐林虎

（蘭州工業(yè)學(xué)院甘肅省高校綠色切削加工技術(shù)及其應(yīng)用重點實驗室）

γ-TiAl合金具有優(yōu)異的抗高溫蠕變和抗高溫氧化性能，是一種能夠滿足航空航天工業(yè)使用環(huán)境的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料［1～3］。但是由于該材料存在室溫延性低、熱加工成形性差、斷裂韌性較低及裂紋擴(kuò)展速率較高等缺陷，所以限制了其工程化的步伐［4，5］。

近年來， 通過添加大量β相穩(wěn)定元素來細(xì)化傳統(tǒng)兩相TiAl基合金，形成的新型三相細(xì)晶β凝固γ-TiAl合金，使TiAl合金的加工性能和高溫拉伸塑性得到一定提高。 德國和奧地利的大學(xué)、研究院所和發(fā)動機(jī)公司組成聯(lián)合研究組對β/γ-TiAl開展了深 入 的 研 究［6，7］，發(fā) 展 了Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B合金，在高溫下獲得較高的β相體積分?jǐn)?shù)，利用β相較易變形的特性，使合金能夠在常規(guī)設(shè)備上進(jìn)行鍛造。 陳玉勇等通過添加適量的β相穩(wěn)定元素V，使TiAl合金的凝固路線發(fā)生變化，獲得細(xì)小均勻的組織，具有優(yōu)良的高溫變形性能，解決了TiAl合金塑性變形能力差的問題［8，9］。 但有研究指出，某些合金中的β相很難完全消除， 導(dǎo)致室溫塑性降低，在應(yīng)用溫度下長期服役，β相中易形成ω相，致使合金進(jìn)一步脆化，由于細(xì)化組織高溫相分布連續(xù)，可能降低合金的塑性和韌性［10～13］。 目前對其疲勞行為的相關(guān)研究成果不多，筆者研究β/γ相鈦鋁合金Ti-43Al-8.5V-Y在高溫下的循環(huán)應(yīng)力-應(yīng)變響應(yīng)、疲勞壽命-應(yīng)變關(guān)系和斷裂機(jī)理，具有重要理論與應(yīng)用價值。

1 試驗材料與方法

試驗用原料為海綿Ti（純度高于99.9%），高純Al（純度高于99.99%），鋁釩中間合金（Al-50%V），AlY中間合金（Al-80%Y）。采用自耗電弧爐熔進(jìn)行3次熔煉。 鑄錠依次進(jìn)行均勻化退火（900℃/48h）和熱等靜壓處理 （HIP，1 200℃，4h，150MPa）；在始鍛溫度1 200℃、應(yīng)變率0.5s-1下進(jìn)行包套鍛（總變形量80%）， 最終加工成標(biāo)距尺寸為φ6mm×25mm的圓柱試樣（圖1）。 該合金測定成分（原子分?jǐn)?shù)）為Ti-43Al-8.5V-Y。

圖1 試樣尺寸和形狀示意圖

疲勞試驗在長春試驗機(jī)廠生產(chǎn)的SDS100電液伺服動靜試驗機(jī)上進(jìn)行。 試驗氣氛為大氣，試驗在常溫、550℃和700℃高溫下進(jìn)行。采用軸向應(yīng)變控制，應(yīng)變比Rε=εmin/εmax=-1，用Epsilon3448高溫引伸計控制總應(yīng)變。 選擇恒定的應(yīng)變速率0.005s-1， 三角波， 總應(yīng)變半幅△εt/2為0.20%、0.35% 、0.50%、0.65%、0.80%，試樣斷裂判定為失效，計算機(jī)自動采集峰值載荷和循環(huán)變形滯后環(huán)，以全面考察試驗材料的應(yīng)變疲勞性能。

試驗完畢，用電火花線切割機(jī)床截取并制備金相試樣。 經(jīng)粗磨、細(xì)磨、拋光后，在氫氟酸、硝酸和水混合成的Kroll溶液中浸蝕30s，在MEF-3金相顯微鏡上觀察金相組織。 在配備EDS能譜儀的FEI Inspect F50場發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行斷口分析和能譜分析。

2 試驗結(jié)果分析

2.1試樣相與顯微組織分析

圖2為試樣X射線衍射結(jié)果，合金除大量再結(jié)晶γ相外，還有體積分?jǐn)?shù)約為30%的β相和少量的α2相。

圖2 Ti-43Al-8.5V-Y合金鍛態(tài)組織的X射線衍射譜

圖3為金相顯微鏡下看到的均勻、細(xì)小的近γ（NG）組織，呈現(xiàn)出大量動態(tài)再結(jié)晶γ晶粒、條帶狀β相、拉長的γ相、破碎的層片結(jié)構(gòu)，亮白色為YAl2和Y2O3富集相， 黑色的γ等軸晶界上分布著灰色網(wǎng)狀β相組織。

圖3 鍛態(tài)Ti-43Al-8.5V-Y的金相組織

2.2循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)

不同總應(yīng)變幅對應(yīng)的合金循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線如圖4所示。 總應(yīng)變幅△εt為±0.20%時的疲勞壽命大于5×104次，超出了低周疲勞的范圍；隨著總應(yīng)變幅的增加，循環(huán)加載峰值應(yīng)力隨之提高，循環(huán)周次則隨之下降； 合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為均表現(xiàn)為不同程度的循環(huán)硬化， 但變化趨勢與總應(yīng)變幅密切相關(guān)；對于總應(yīng)變幅為±0.80%和±0.65%的試樣，隨著應(yīng)變幅的增加，其上升趨勢明顯，在最終斷裂前循環(huán)應(yīng)力快速升高；當(dāng)總應(yīng)變幅低于±0.50%時，經(jīng)過前100個循環(huán)硬化周期后，隨著總循環(huán)次數(shù)的增加，最大應(yīng)力基本不變，處于循環(huán)穩(wěn)定行為，在壽命的后半段，出現(xiàn)輕微的循環(huán)軟化，直至最終斷裂。 這種現(xiàn)象說明塑性應(yīng)變的變化是一個漸進(jìn)的過程， 塑性應(yīng)變的增加會使得脆性材料中啟動的滑移系增多，位錯密度大幅增加，在晶界或相界處位錯塞積嚴(yán)重，造成循環(huán)硬化。 隨著循環(huán)的進(jìn)行，微裂紋的相互連接導(dǎo)致循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)的有效面積減小，從而出現(xiàn)循環(huán)軟化現(xiàn)象。

圖4 550℃下循環(huán)應(yīng)力峰值與循環(huán)周次的關(guān)系

2.3循環(huán)應(yīng)力應(yīng)變關(guān)系

圖5為合金在溫度550℃和700℃下的半壽命應(yīng)力應(yīng)變滯后回線。 由圖5可以看出，在拉伸和壓縮變形過程中，當(dāng)載荷為零時，殘余塑性變形Δεp隨著溫度的升高而增大，滯后回線的面積（即塑性應(yīng)變能）也隨著溫度的升高而增大。 隨著溫度的升高，位錯可動能力增強(qiáng)，由于位錯滑移控制著塑性變形過程，因此反映合金塑性變形能力的塑性應(yīng)變能也隨著溫度的升高而增加。

圖5 循環(huán)應(yīng)力應(yīng)變滯后回線（Δεt/2=0.80%）

圖6為550℃時Δεt/2-2Nf、Δεp/2-2Nf和ΔWp-2Nf關(guān)系曲線。 可以看出，在雙對數(shù)坐標(biāo)中，合金總應(yīng)變半幅、塑性應(yīng)變半幅、能密度和疲勞壽命之間呈良好線性關(guān)系，尤其是ΔWp-2Nf關(guān)系，擬合程度很高，今后可以作為疲勞壽命預(yù)測模型。 當(dāng)以塑性應(yīng)變半幅為參量時，在雙對數(shù)坐標(biāo)中，它與疲勞壽命之間呈近似線性關(guān)系， 但數(shù)據(jù)分散性較大，線性關(guān)系較差。 綜上分析得出，對該合金應(yīng)變疲勞壽命造成影響的主要因素是總應(yīng)變幅和彈性應(yīng)變幅的大小。

圖6 550℃時Ti-43Al-8.5V-Y的ε-N曲線

2.4應(yīng)變疲勞壽命公式

對于應(yīng)變控制的低周疲勞試驗，材料的應(yīng)變幅與疲勞壽命之間的關(guān)系 （彈性部分和塑性部分）采用Manson-Coffin公式［12］，表式為：

其中，2Nf為材料斷裂時已發(fā)生的循環(huán)反向次數(shù)，σ′f為疲勞強(qiáng)度系數(shù)，b為疲勞強(qiáng)度指數(shù)，ε′f為疲勞延性系數(shù)，c為疲勞延性指數(shù)，E為材料的彈性模量。

由此擬合出550℃下應(yīng)變疲勞的Manson-Coffin關(guān)系式：

可以看出， 該材料的疲勞延性指數(shù)也不到0.5，過渡壽命很低，反映出在550℃尚未達(dá)到材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，可見彈性應(yīng)變對疲勞壽命起著主導(dǎo)作用，該溫度下材料塑性較差，應(yīng)變疲勞壽命很短，650～700℃的應(yīng)變疲勞行為將是今后研究的重點。

2.5疲勞斷口形貌分析

圖7為常溫下總應(yīng)變半幅為0.20%時的疲勞斷口形貌。 由圖7a可以看出，裂紋從試樣表面加工缺陷處萌生并向內(nèi)生長， 在試樣左側(cè)邊緣可觀察到擠入擠出特征， 此處為裂紋源， 隨后裂紋緩慢增長，上下分離的表面不斷擠壓摩擦，形成亮白色區(qū)域；圖7b為裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展區(qū)形貌，出現(xiàn)沿層斷裂臺階和二次裂紋，有明顯的脆性斷裂特征；圖7c為裂紋快速擴(kuò)展區(qū)， 呈現(xiàn)較多的淺韌窩和斷裂小平面混合特征，為沿晶和穿晶解理斷裂。

圖7 Ti-43Al-8.5V-Y常溫疲勞斷口形貌（Δεt/2=0.20%）

圖8a、b分別為試樣在550℃、 總應(yīng)變半幅為0.35%和0.80%時的疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)斷口形貌：在總應(yīng)變半幅為0.35%時， 斷口由眾多解理小平面和少量韌窩構(gòu)成，片狀的解理小面和淺韌窩被白色撕裂脊所隔離，為脆性準(zhǔn)解理斷裂；當(dāng)總應(yīng)變半幅增至0.80%時，解理面基本消失，韌窩加深，撕裂脊清晰可見，出現(xiàn)沿晶二次裂紋，顯示出此時材料塑性較常溫有所增大。 EDS能譜分析表明，白色撕裂脊處的V含量很高（約15%），與文獻(xiàn)［11］所述的β相V含量基本一致。由此認(rèn)為，在等軸γ晶粒晶界間發(fā)現(xiàn)的呈條帶狀斷續(xù)分布的撕裂脊為β相，從而驗證了文獻(xiàn)［8］關(guān)于在高溫下β相可與γ再結(jié)晶晶粒共存的觀點。 圖8c為700℃、總應(yīng)變半幅為0.80%時試樣的疲勞擴(kuò)展區(qū)斷口，斷口有所氧化，但仍可觀察到大量冰糖狀等軸晶粒和二次裂紋，為典型的沿晶斷裂形式。

圖8 Ti-43Al-8.5V-Y合金疲勞擴(kuò)展區(qū)斷口形貌

綜上所述，Ti-43Al-8.5V-Y鈦鋁合金低周疲勞斷裂為典型的脆性斷裂，隨著應(yīng)變率和溫度的提高，材料塑性有所增大。 該材料在常溫下以沿層開裂為主，在高溫下則呈現(xiàn)明顯的沿晶斷裂形式，由于高溫下β相比γ晶粒的斷裂強(qiáng)度更低，導(dǎo)致材料在晶界處的β相處率先開裂。

3 結(jié)論

3.1Ti-43Al-8.5V-Y合金在550℃下應(yīng)變疲勞壽命的Manson-Coffin公式可表示為0.851（2Nf）-0.142+2.594（2Nf）-0.429。

3.2Ti-43Al-8.5V-Y合金在550℃高應(yīng)變幅作用下快速循環(huán)硬化， 具有明顯的脆性斷裂特征；在低應(yīng)變幅作用下呈循環(huán)穩(wěn)定特征， 疲勞壽命較高。 隨著溫度的提高，材料塑性有所增加。

3.2隨著應(yīng)變率和溫度的提高， 材料塑性增加；高溫下分布在晶間的β相強(qiáng)度較低， 引起的晶間脆斷是合金高溫應(yīng)變疲勞破壞的主要原因。