钛铝金属间化合物的氢致开裂

D0I:10.13374/j.issm1001-053x.1992.04.029 第14卷第4期 北京科技大学学报 Vol.14 No.4 1992年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Ju1y1992 钛铝金属间化合物的氢致开裂 褚武扬'Thompson A W 摘要：对Ti3A1+Nb金属间化合物，用预裂纹试样研究原子氢引起的氢致开裂。结果 表明，无论在室温还是高温(400℃)，然能促进局部塑性变形。当它发展到临界状态时，氢致 裂纹就在塑性区中某一特征位置处沿滑移带形核。研究了氢作为暂时合金元素对氢致开裂门 槛值KIH和断裂韧性KIC的影响。还研究了氢化物含量对氢致开裂门槛位KIH的影响，根 据氢促进局部塑性变形从而促进解理断裂的理论导出了K1的定量表达式。 关键词：钛铝金属间化合物，氢致开裂，氢化物 Hydrogen Induced Cracking in Titanium Aluminide Chu Wuyang·Thompson A W· ABSTRACT:Hydrogen-induced cracking could initiate but only propogate a small amount in a precharged WOL specimen of Ti-24Al-11Nb alloy at room tempera- ture,The Kiand da/dt of hydrogen-induced cracking in hydrogen gas at 400C, however,could be measured.Hydrogen-induced cracking on the surface initiated discontinuously within the plastic zone when the plastic deformation developed to a particular and reproducible extent,which was similar to that of the cleavage crack in an uncharged specimen with increasing K,The fracture surface of hydrogen-induced cracking in hydrogen gas at 400C was in close relationship with microstructure and basely identical with that of overload failure at room temperature but was more brittle than that of overload failure at 400C for all microstructures, KEY WORDS:titanium aluminide,hydrogen-induced cracking,hydride 1991一09一16收稿 +北京f科技大学(University of Science and Technology Beijing) ··Carnege Mellon University,pittsvargh 470

第 刊卷第 4 期 1 9 9 2 年 了 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a l o f U n i v e r s i t y o f S e i e n e e a n d T e e h n o l o g y B e i j i n g V o l . 1 4 N o 。 4 J u 1 y 1 0 9 2 一 . . . 钦铝金属间化合物的氢致开裂 褚 武扬 ’ T h o m Ps o n A W 摘 要 : 对叭 : A1 十 N b 金属间化合 物 , 用预裂 纹试样研究原子氢引起的氢致开裂 。 结果 表 明 , 无论 在室 温还是高温 ( 4。 。℃ ) , 氢 能促进局 部塑性变形 。 当 它发展 到临界 状态时 , 氢致 裂纹就在 塑性 区中某一特征位置处沿滑移带形核 。 研究 了氢 作为暂时合金元素对氢致开裂门 槛值 K I H 和 断裂韧性 K lc 的影响 。 还研究 了氢化物含量对氢致开裂门槛 值K IH 的影响 。 根 据氢促进局部塑 性变形 从 而 促进解理断裂 的理论 导出 了K I H 的定量表达 式 。 关键词 : 钦 铝 金属 间化合物 , 氢致 开裂 , 氖化 物 ` . 阅臼 H y d r o g e n I n d u c e d C r a c k i n g i n T i t a n i u m A l t m i n i d e , 叫 . . C h u 牙 u 夕 a n 夕 . T h o fn P s o 儿 A 环 辛 . A B S T R A C T : H y d r o g e n 一 i n d u e e d e r a e k i n g e o u ld i n i t i a t e b u t o n l y P r o p o g a t e a s m a ll a m o u n t i n a P r e e h a r g e d W O L s P e e i m e n o f T i 一 2 4 A I 一 1 1 N b a ll o y a t r o o m t e m v e r a - t u r e . T h e K : H a n d d a / d t o f 五y d r o g e n 一 i n d u e e d e r a e k i n g i n h y d r o g e n g a s a t 4 0 0 ℃ , h o w e v e r , e o u l d b e m e a s u r e d . H y d r o g e n 一 i n d u e e d e r a e k i n g o t t h e s u r f a e e i n i t i a t e d d i s e o n t i n u o u s l y w i t h i n t h e p l a s t i e z o n e w h e n t h e p l a s t i e d e f o r m a t i o n d e v e l o p e d t o a p a r t i e u l a r a n d r e p r o d u e i b l e e x t e n t , w h i e h w a s s i m i l a r t o t h a t o f t h e e i e a v a g e e r a e k i n a n u n e h a r g e d s p e e i m e n w i t h i n e r e a s i n g K : . T h e f r a e t u r e s u r f a e e o f h y d r o g o n 一 i n d u e e d e r a e k i n g i n h y d r o g e n g a s a t 4 0 0 ℃ w a s i n e l o s e r e l a t i o n s h i p w i t h m i e r o s t r u e t u r e a n d b a s e l y i d e n t i e a l w i t l l t h a t o f o v e r l o a d f a i l u r e a t r o o tn t e m p e r a t u r e b u t w a s m o r e b r i t t l e t h a n t h a t o f o v o r l o a d f a i l u r o a t 4 0 0 ℃ f o r a ll m i c r o s t r u c t u r e ￡ . K E Y W O R D S : t i t a n i u m a l 一r m i n i d e , h .} d r o g e n 一 s n d u e e d e r a e k i n g , h y d r i d e 、 1 9 9 1一 0 9一1 6 收稿 , 北 京科技 大学 ( U n i v e r s i t y o f s c i e n c e a n d T e c h l o l o g y B e i i i n g ) C a r n e g e M e l l o n U n i v e r s i t y , P i t t s v u r g h 件7 0 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1992. 04. 029

研究表明，对T,A1金属间化合物，氢在其间的固溶度（和氢化物相平衡的固溶度）极 小1)；故充氢后氢基本上以氢化物的形态存在，它能导致断裂应变e:和名义断裂应力0mom (用缺口曲弯试样测出)急剧下降‘2)。现在工作表明，如用预裂纹试样，则原子氢能引起 氢致开裂。故本文目的就是研究这类金属间化合物氢致开裂的规律和机理。 以前的工作表明，氢和铌一样是B稳定元素，故如用氢作为暂时合金元素（固溶时充 氢，冷却时作合金元素，真空时效时除氢)能明显改变Ti3A1+Nb(Ti-24AI-11Nb合金)的 组织结构，从而改善机械性能和K1‘3?。故本文还研究了氢作为暂时合金元素对氢致开裂 性能的影响。 1实验过程 试样取自Ti-24AI-11Nb(at%)锻件，已预先测出该合金在真空和氢气中的B转变温度 分别为1125℃一1135℃和1096℃一1105℃；即氢（约12at%)作为B稳定元素能使B转变点下 降30℃。试样在真空或氢气中固溶处理，不同速率冷却后在真空除氢（或时效)。热处理 工艺如表1。 表1热处理工艺及氢含量 Table 1 Heat treatmant and hydrogen concentration 固溶温度 冷速 固溶气氛 编号 固溶后氢量除气或时效温废 最终氢量 ℃ ℃/min No at% ℃ at% 空冷 真空 <0,15 800 <0,15 1147 (180) 氢气 800 <0.15 炉冷 真空 <0,15 800 <0,15 (相区) (5) 氢气 6,8 800 <0.15 缓冷 真空 <0.15 800 <0,15 (0.8) 1225 空冷 真空 <0,15 800 <0.15 (B相区) 盆气 8 7.3 800 <0.15 1075 空冷 真空 9 <0.15 800 <0.15 (a:+B相区) 氢气 o 5.3 800 <0.15 1000 空冷 真空 11 <0,15 800 <0.15 (a:+B相区) 盆气 12 5 800 <0.15 应用WOL试样在拉伸机上测量室温及400℃下的K1c;用螺钉和垫块加载的预裂纹WOL 试样（厚10mm)在400℃的氢气(p=105Pa)中测da/dt和K1。部分试样在不同温度下预充 氢以获得不同的氢化物含量，从而可研究氢化物对K1c、Kiu和da/dt的影响。 2实验结果 2,1预充氢试样的室温氨致开裂 抛光的预充氢试样（总氢量0.11%一0.31%)用螺钉加载使原疲劳裂纹开始扩展，停止 471

研究表明 , 对T i 3 A I金属 间化合物 , 氢在其间的 固溶度 ( 和 氢化物相平衡 的 固溶度 ) 极 小 〔 ` ’ ; 故充氢后氢 基本上以 氢化物的形态 存 在 , 它 能 导致 断裂应变 。 , 和名义 断裂应力。 二 。 m ( 用 缺 口曲 弯试样测出 ) 急剧下 降 〔 “ 〕 。 现在工作表明 , 如用 预裂纹试样 , 则 原子氢能引 起 氢 致开裂 。 故本文 目的就是研究这类 金属 间化 合物氢致开裂的 规律 和机理 。 以 前的工作 表明 , 氢 和祝一样是刀稳定元 素 , 故如 用氢 作为暂时合金元素 ( 固 溶 时 充 氢 , 冷却时 作合金元素 , 真空时效时除氢 ) 能 明显改变 iT 3 A I + N b ( iT 一 24 IA 一 n N b合金 ) 的 组 织结构 , 从而改善机 械性能和 K , 。 〔 “ ’ 。 故本文还研 究 了氢作为 暂时合金 元素对 氢致 开 裂 性能的影响 。 1 实验过程 试样取 自iT 一 2 4 A 卜 1 1 N b ( at % ) 锻件 , 已预先 测出该合金 在真空 和 氢气中的 吞转 变 温 度 分 别为1 12 5 ℃ 一1 13 5 ℃ 和 1 09 6 ℃ 一1 1 05 ℃ ; 即 氢 (约 1 a2 L% ) 作 为刀稳定元素能 使刀转变点下 降 30 ℃ 。 试样在 真空或氢气 中固溶 处理 , 不同速率冷却后在 真空 除 氢 ( 或时效 ) 。 热 处 理 工艺如 表1 。 表 1 热处 理工 艺及 氢含皿 T a b l e 1 H e a t t r e a t m a n t a n d h y d r o g e n e o n e e n t r a t i o n 固溶 温度 ℃ 冷 速 ℃ / m i n 空 冷 ( 1 8 0 ) 固 溶气氛 编 号 N o 固溶后 氢量 a t % 除 气或时效温度 ℃ 最终氢量 a t % 真空 氢气 < 0 。 1 5 8 0 0 8 0 0 < 0 。 1 5 < 0 。 1 5 炉 冷 ( ,了相 区 ) 真空 氢气 < 0 。 1 5 6 。 8 8 0 0 8 0 0 < 0 。 1 5 < 0 。 1 5 真空 < 0 。 1 5 < 0 。 1 5 1 2 2 5 ( 口相区 ) 真 空 < 0 。 1 5 7 。 3 8 0 0 8 0 0 < 0 。 1 5 < 0 。 1 5 .8) 冷 ù 一缓。空 冷 氢 气 1 0 7 5 ( a : + 口相区 ) 空 冷 真空 氢气 < 0 。 1 5 5 。 3 8 0 0 8 0 0 < 0 。 1 5 < 0 。 1 5 1 0 0 0 ( a : + 刀相 区 ) 空 冷 真空 氢气 1 1 < 0 . 1 5 1 2 5 8 0 0 80 0 < 0 。 1 5 < 0 。 1 5 应 用W O L 试样在拉伸机上测量室温 及 4 0 ℃ 下的K : 。 ; 用螺钉和垫块 加载的预裂纹 W O L 试 样 ( 厚 l 。。 m ) 在4 0 ℃ 的氢 气 (P 二 1 。 “ P a ) 中测da / dt 和 K : H 。 部分试样在不 同温 度下预 充 氢 以获得不 同的 氢化 物含 量 , 从而可研究氢化物对K : 。 、 K : H和 da / dt 的影响 。 2 实验结 果 一 2 . 1 预 充氢 试样 的室温 氢致开 裂 抛 光的预充氢试样 ( 总 氢量 o . n %一 0 . 31 % ) 用螺钉加载使原疲 劳裂纹开始扩展 , 停止 4 7 1

加载后在显微镜下观察塑性区和裂纹随时间的变化‘4)。首先，解理裂纹前端塑性区的尺寸 及其变形量随时间而增大；当塑性区尺寸或其变形量达到临界值后，氢致裂纹就沿滑移带形 核，同时原裂纹加宽。这个过程的重覆就导致氢致裂纹的长大和连接〔4)。其过程和高强钢、 铝合金及不锈钢的氢致开裂相类似‘5)。预充氢试样中氢致裂纹随时间的形核扩展和未充氢 试样中解理裂纹随K:升高而形核扩展的过程相类似，但在预充氢试样中K,一直保持恒定或 略有下降4)。 由于氢在该合金中的平衡固溶度很低1)，故氢致裂纹仅能扩展0,01到0.3mm〔4)，无法 用预充氢试样在室温测出da/d和KIH。 2.2400℃氢气中da/dt,K:a以及氢化物的影响 实验表明，如抛光的WOL试样用螺钉加载到疲劳裂纹扩展，放入400℃的高真空中(10~8 Pa)8h,裂纹前端塑性区无明显变化。但如通入氢气0.5min后再抽气，取出试样后原裂纹前 端的塑性区明显增大；当试样再放入400℃的氢气中时，塑性区进一步增大，随后氢致裂纹 沿滑移带形核4)。 氢致裂纹在塑性区中的形核位置已列于表2，其中也列出了解理裂纹的形核位置（全部 是No,1热处理)。这表明，无论是解理裂纹，还是氢致裂纹，均在塑性区中某一特征位置处 (离裂尖距离r·=0.02-0.06mm)形核。 已测出该合金K1c,e:和gmm随温度的变化，如图1所示(No,1热处理)。对这类金属间 化合物，虽然裂纹解理扩展，但速度很慢，且扩展阻力(G:)随裂纹扩展而明显增大(2)，故 K:可高于K1c。为了测出400℃以下的K1H,初始Kr必须为室温K1c的1.3~1.7。实验表明， 预充氢生成的氢化物在400℃的氢气(p=0.lMPa)中并不分解，.故可研究氢化物对da/dt和 K1a的影响，如图2所示。不同氢化物含量No.1试样的KIa,da/d以及Kic(室温及400℃) 表2裂纹在塑性区中的形核位置· Table 2 Crack initiation site within the plastic zone,r. 裂纹类型 项目 氢致，400℃，H: 氢致，250℃，预充氢 解理，25℃，未充氢 试样号 231311 12121214 1167109 9 k1/MPam1/222.826.42810.39.28.512.517.516.422.716.623.719 16.9 r/mm 0.020.050.030.030.060.040.020.020.040.030.040.050.030.05 表了不同氢化物含量的K,H,da/dt和Kic Table 3 The KIg and da/df the samples with different hydride in hydrogen at 400C 氢化物，%K1H/MPam1,2平均da/dt/μmmin-1K1c(25C)/MPam1,2Krc(400℃)/MPam1/2 0 17,6,192 2.6,5.6 17.4,17.8,17,9 39,7,d2.8 4.76 13.6,15.6 6.2,7.2 11.2 7.66 11,0 5.3 8.46 8,7,8.8 29,4,32.8 17.4 6,0 29,0 23.2 5,1 472

加载后在显微镜下观察塑性区和 裂纹随时间的变化 〔 4 ’ 。 首先 , 解理裂纹 前端塑性区的 尺 寸 及其变 形量 随时间而增大 ; 当塑性 区尺寸或其变形量达到临 界值后 , 氢致 裂纹就沿滑 移带形 核 , 同时原裂纹加宽 。 这个过 程的重覆就导致 氢致裂纹 的长大和连 接 〔 ` ” 。 其过程和 高强 钢 、 铝合金及 不锈钢的氢致 开裂相类似 〔 ’ 〕 。 预充 氢试样 中氢致裂纹随时间的形核扩展 和未 充 氢 试样中解理裂纹随 K : 升 高而形核 扩展的过程相 类 似 , 但在预 充氢试样 中K , 一直保持 恒 定或 略有下降 〔 4 ’ 。 由于氢在该合金 中的平 衡固溶 度很低 〔 ` 〕 , 故 氢致 裂纹 仅能扩展 。 . 0 1到 0 . 3 m m ` 4 〕 , 无 法 用 预充氢试样在室温测出da Zd t和K : H 。 2 . 2 4 0 ℃氢气中d a/ d t , K : H 以及 氢化 物 的影 晌 实验表明 , 如抛光的 W O L 试样用螺 钉加载 到 疲 劳裂纹扩展 , 放入 4 0 ℃ 的高真空中 ( 1 。 一 “ P a) s h , 裂纹前端塑性区无 明显 变化 。 但如 通入氢 气。 。 s m 谊后再抽 气 , 取出试 样后原 裂 纹前 端 的塑性区 明显增大 ; 当试 样再 放人 4 0 ℃ 的氢气 中时 , 塑性 区进一步增大 , 随 后氢 致 裂 纹 沿滑移带形核 〔 ` ’ 。 氢致裂纹在塑性 区中的 形核位 置已列于表 2 , 其中也列 出了解理裂纹的 形核位置 ( 全部 是 N O . 1热处理 ) 。 这 表 明 , 无论 是解理裂纹 , 还是氢致裂纹 , 均在塑性区中某一特征位置处 ( 离裂尖距 离 r ’ = 。 . 02 一 。 . 06 m m ) 形核 。 已测出该合金K ; 。 , 。 ,和 q 二 。 。 随温度的变化 , 如 图 l 所示 ( N 0 . 1热处理 ) 。 对 这类金属 间 化合物 , 虽然 裂纹解理扩展 , 但速度很慢 , 且 扩展 阻力 ( G : ) 随裂纹扩展 而 明显增大 〔 “ ’ , 故 K : 可高于兀 : 。 。 为 了侧出40 0 ℃ 以下的K : H , 初始K : 必须为 室温 K l 。 的1 . 3 一 1 。 7 。 实验 表 明 , 预充氢生成 的氢化物在 40 。℃ 的氢气 (P = 0 . I M P a) 中并不分 解 , 故 可研 究氢化 物 对 da / dt 和 兀 : , 的影响 , 如 图 2 所示 。 不 同氢 化物含量N 。 。 1试样的K : H , d a/ dt 以及K : 。 ( 室温 及 4 0 ℃ ) 表 2 裂纹在塑性 区 中的形核位里r , T a b l e 2 C r a e k i n i t i a t i o n s i t e w i t h i n t h e p l a s t i e z o n e , r . 裂 纹 类 型 项 目 氢致 , 4 0 0℃ , H : 氢致 , 2 5 0℃ , 预 充氢 解 理 , 25 ℃ , 未 充氢 试 样 号 k i / M p a . m l / 2 r . / m m 2 3 1 3 1 1 12 1 2 1 2 1 4 1 6 7 1 0 9 2 2 一 8 0 。 0 2 2 6 一 4 0 . 0 5 2 8 0 . 0 3 10 一 3 O 。 0 3 9 一 2 0 一 0 6 8 。 5 0 。 Q4 12 。 5 0 . 0 2 17 . 5 0 . 0 2 1 6 一 4 0 。 0 4 2 2 . 7 0 。 0 3 16 。 6 0 。 0 4 2 3 一 7 0 一 05 1 9 0 。 03 9 16 。 9 0 . 0 5 表 3 不 同氢化物含 里的 尤 , 二 , d a / d t 和 尤 I 。 T a b l e 3 T h e K : H a n d d a / d t t h e s a m p l e s w i t h d i f f e r e n t h y d r i d e i n h y d r o g e n a t 4 0 0 ℃ 氢化物 , 写 K x H / M p a · m l / 2 平均d a / d t 邝m · m i n 一 I K : e ( 2 5℃ 丫 M p a · 。 i / Z K ; e ( 凌o o .c ) / M p a · m l / 2 1 7 。 6 , 1 3 。 6 , 19 一 2 1 5 . 6 2 。 6 , 5 。 6 6 。 2 , 7 。 2 1 了 。 4 , 1了 。 8 , 1 1 。 2 39 . 了 , 峨2 。 8 8 。 7 , 8 。 8 2 9 。 4 一 3 2 。 8 nj 卜 fl 一.9 妇9 . 一n.6 n甘 0 4 。 7 6 7 。 6 6 8 。 4 6 1 7 。 4 2 3 。 2 4 7 2

2000 150 11750 40 30 13 9500 1250 6 10 7D00 0 800 10 y'ofide. 600 7.40 'Os 103 5 10 15 20 25 30 K1/MPa.mi/2 400L 0100 200300400.500 Test temp./t 图1相服应力(YS),断裂应变以及断裂 图2不同氢化物含量的试样在00C氢气中的d4/d:一 韧性（下1c)随试验温度的变化 KI曲线 Fig.1 Test temperatures dependend Fig.2 da/dt vs KI of hydragen-induced of the yield strength,the cracking in hydrogen gas at 400C fracture strain and the KIc 如表3所示。随氢化物含量升高，K1和K1c急剧下降，如图3所示。 2,3氢作为暂时合金元素对K1H的影响 在真空或氢气中固溶后空冷所测出的K1和K1c(400℃)随固溶度的变化如图4所示。 图上实线表示氢气处理，虚线是真空处理。图4表明，在1147℃(B相区)的氢气中固溶后 除气(No.2试样)的K1H和K1c(400℃)分别比真空处理(No.1试样)的相应值高42%和15%。 这表明，氢作为暂时合金元素（固溶时进入，在B-→“2相变时作为P稳定元素，性能测试前 氢又被除去)能明显提高K1a和Krc。如在1000℃或1075℃的a2+B复相区固溶，则氢作为 暂时合金元素仅使KrH和K1c分别提高7%和15%。 随着固溶处理后（无论是在真空或氢气中）冷却速度的下降，K:H和K1C均急剧下降， 如图5所示。图5表明，如炉冷，则氢作为暂时合金元素的有效性也明显下降。 Ti-24A【-11Nb合金是2（六方有序)+B(体心)复相组织。氢致裂纹则择优在02片 层中形核且往往止裂于a2/边界，如图6所示。在室温加载时解理裂纹止裂于a处的a2/B相 边界（图6a)。放入400℃的氢气中2min,氢致裂纹在b,c和d处的a,片层中形核（图6b)。 8min后b,c,d裂纹长大并连接，而新的氢致裂纹则止裂于g处的az/边界（图6c)。 473

之飞 . `￡。\欲份 ` ! . J , 冲 { 」 口Z 红 , “ ] 。 代一 ` 二} 二, ` - 产卜 一口 叼{ - 丫 l 尸 尸尸二了 一 } . 、 共沐汽 _ _ } l 一 . , 口口 . . 吮. 曲一 10 1 , 。 一 1 1。 一 〕 _ `庄 { · .一月 . 辉午犷 仁 _ { ) - _ ! 、 产 O仁 日口 。 一 ` }专 ’ :云 段二忿 一 1 K ; /卜1卜 , 。 . 办了/ 2 ù J 叫u-二 . 之三" 、污毛p 欲\ . 出七ó州智 。.。弓巴ó ’ IUO 2 0 0 3 0 0 △0 0 5 0 0 下。 s t 飞 e 巾 P . / 0C 图 1 屈 服应 力 ( Y s) , 断裂 应变以 及断裂 韧 性 ( K 工 c) 随试验温 度的变化 F 19 . 1 T e s t t e m P e r a t u r e s d e P e n d e n d 0 f t h e v i e l d s t r e n g t h , t h e f r a e t u r e s t r a i n a n d t h e K x e 图 2 不 同氢化物含量的 试样 在 40 ℃ 氢气中的d ` / dt 一 K l 曲线 F 19 . 2 d a / d t v s K l o f h y d r a g e n 一 i n d u e e d e r a e k i n g i n h y d r o g e n g a s a t 4 0o .c 如表 3所示 。 随氢 化物含量 升 高 , K : H和 K : 。 急剧 下降 , 如图 3所 示 。 2 . 5 氮作为暂 时 合金元素 对 K 、 H的影 晌 在真空或氢 气 中固溶后空 冷所测出的 K 工。 和K : 。 ( 4 0 0 ℃ ) 随 固溶度 的变化如图 4 所 示 。 , 图 上实线表示氢 气 处理 , 虚线是真空处 理 。 图 4 表明 , 在 1 1 4 7 ℃ (刀相区 ) 的氢气 中固 溶 后 除 气 ( N o . z试样 ) 的 K : 二和 K : 。 ( 4 0 0 ,C )分别 比真空处理 (N o . 1试样 ) 的相应值高 42 写 和 15 % 。 这 表 明 , 氢作 为暂时合 金元素 ( 固溶时进 人 , 在刀~ a : 相 变时作 为刀稳定元素 , 性 能 侧 试 前 氢又被除去 ) 能明显提高K : 。 和 K : 。 。 如 在 1 0 0 ℃ 或 1 0 7 5 ℃的 a : + 刀复相 区 固溶 , 则氢作 为 暂 时合金元素仅使K : H和 K ; 。 分 别提高 7 %和 15 % 。 随着固溶处 理后 ( 无论是在 真空或氢 气中) 冷却速度的 下降 , K 工 H 和 K : 。 均 急剧 下降 , 如图 5所示 。 图 5表明 , 如炉冷 , 则氢作为 暂时合金 元素的有效性也 明显 下降 。 T i 一 24 A I 一 1 1 N b 合金是 a : ( 六方 有序 ) 十 声 ( 体心 ) 复 相组织 。 氢致 裂纹 则 择 优 在 a : 片 层中形 核且往往 止裂于a : }夕边界 , 如 图 6 所示 。 在室 温加载 时解理 裂纹 止 裂于 。 处 的 a Z /刀相 边 界 ( 图 6 a ) 。 放 入 4 0 0 ℃ 的 氢 气中Z o i n , 氢致 裂 纹在b , c 和 d 处的 a , 片层 中形 核 ( 图 6b ) 。 s m i n 后 b , e , d裂纹长大并连 接 , 而新的氢致裂纹 则止裂 于 g处的 a : /声边界 ( 图6 “ ) 。 4 7 3

50 50 KIC,HST 40 40 30 30 Ki HST 20 20 0 10 K:VST 10L 0 10 15 20 100U 1100 1200 Hydride/% Solutionizang temp./C 图3KIc和KIH随试样中氢化物含量的 图4在真空中固溶(VST)和氢气中固溶(HST) 变化 试样的RIc以及KīH随固溶温度的变化 Fig.3 Variation of KIc and KIn Fig.4 Effect of solutionizing temperature tested at 400c with hydride on AIc and KIH for both solution content treatments uder vacuum (VST)and hydrogen gas (HST) 50 KiC,VST 40 K1H HS 20 9 cc AC 10L 10-1 100101 102 103 Cooling rate/C.min-1 图5在真空中固溶(VST)和氯气中固溶(HST) 图6氢致裂纹在a2片层中的不连续形核和扩展 试样的KIc以KIH随冷却速度的变化 Fig.6 Discontinuous initiation and Fig.5 Effect of cooling rate from 1147C propagation of hydrogen induced 7 under vacuum (VST)and hydrogen cracring within individual a2 gas (HST)on KIc and KIu platelcts 474

50 5 0 4O C - 一刀气 , 扮与几 一 叮 口州口口户 U ` … } 一 ~ 一 代 · 一 O 一 一 _ ~ 一 一一 . 0 七 v 一 ` ; 尸 - 一 ) … `洲下全T 翻 { 1 1 _ , , 产 {卜 . , 尸心 l — , . 习 r ~ 兀 ) 一 ) 卜{ , V S T 如 多0 望飞 二几。是杯H `。盯 多0 2 0 } 0 0 , 、 ` , ’ \ 受 。 , 辛 口口 ℃ { 、 、 、 、 。 O ` \ 叉{ 晰. . . . . 尽 ù三 . 艺\í涩三 , 狱日 2 0 0 , 1 0 1 5 日丫d r i d e / % 1O 图 3 K 工 c和 K I H随试 样中氢化物 含量 的 变化 F 19 . 3 v a r i a t i o n o f K x e a n d K i 月 图 4 F 19 . t e s t e d a t 凌0 0℃ w i t h h y d r i d e C o il t C n t 1 0 0日 1 1 0 0 3 20日 S o l u t i o n i z〕月 9 t e m P . / o C 在真空 中固溶 ( V S T ) 和 氢气 中固溶 ( H S T ) 试样的 K 工 c以 及 K I H随固溶 温度 的变化 凌 E f f e e t o f s o l u t i o n i z i n g t e m P e r a t u r e o n 兀 1 e a n d 兀 i H f o r b o t h s o l u t i o n t r e a t m e n t s u d e r v a c u u m ( v s T ) a n d h y d r o g e n g a s ( H s T ) 20 5 0 ` ~ 之 帕 已 歹O 、 上之。 / 工百袱乙尸 Z0 U , ·- 一 一Q 尹` . . . . . . . . . . 月, 网叭铆 . 二l 协Z 二 J 呵一一 ~ — _ . 哟 护、 一三 10) 川 . ! l 冬 l 育。 一气 ? 门口 7 0 1 ,。 2 , 口多 C 0 0五 一 「1口 r a t e / C . 川 i :〕 1 图 5 F 19 . 5 在真空中固溶 ( V S T ) 和 氢 气 中固 溶 ( H S T ) 试 样的 K l c 以 K I H随冷却速度的变 化 E f f e e t o f e o o l i n g r a t e f r o m 1 1连7℃ u n d e r v a e u u m ( v s T ) a n d h y d r o g e n g a s ( H s T ) o n K i e a n d K x l l 图 6 氢致裂纹在 a Z片层 中的不 连续 形核和 扩展 F 19 . 6 D i s c o n t i n u o u 3 i n i t i a t i o n a n d P r o P a g a t i o n o f h y d r o g e n i n d u e e d e r a e r i n g w i t h i n i n d i v i d u a l a Z P l a t e l e t s 勺 4 7 4