工程科学学报，第38卷，第3期：379-384,2016年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.3:379-384,March 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.03.012:http://journals.ustb.edu.cn 高铌TiA1合金的高温断裂韧性 余 龙12》，宋西平)，张敏”，焦泽挥，于慧臣2) 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)中国航空工业集团公司北京航空材料研究院，北京100095 ☒通信作者，E-mail:xpsong@skl.ustb.cdu.cn 摘要利用紧凑拉伸试样通过预制疲劳裂纹研究近片层组织Ti45A8Nb0.2W0.2B0.1Y合金和全片层组织T45A1- 7Nb0.2W0.2Hf0.3B0.15C合金在750℃下的断裂韧性，并分析两种组织合金的断口形貌.结果表明，近片层组织和全片 层组织高铌TiA1合金750℃时的断裂韧性分别为19.54和31.58MPa·mP,且近片层组织疲劳裂纹开始萌生时的最大疲劳载 荷明显低于全片层组织.断口分析表明近片层组织中裂纹主要在等轴y晶中萌生，裂纹扩展方式包括沿γ晶、穿y晶及沿片 层、穿片层；全片层组织中裂纹主要在垂直于加载方向的片层间萌生，裂纹以沿片层与穿片层的混合方式进行扩展且伴有二 次裂纹的萌生 关键词钛铝合金：断裂韧性：高温性能：疲劳裂纹：裂纹萌生：裂纹扩展 分类号TG146.2 High-temperature fracture toughness of high Nb-containing TiAl alloys YU Long,SONG Xi-ping,ZHANG Min,JIAO Ze-hui,YU Hui-chen? 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Institute of Aeronautical Materials,Aviation Industry Corporation of China,Beijing 100095,China Corresponding author,E-mail:xpsong@skl.ustb.edu.cn ABSTRACT The fracture toughness of a nearly lamellar Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y alloy and a fully lamellar Ti-45Al- 7Nb-0.2W-0.2Hf-0.3B-0.15C alloy at 750C was investigated by prefabricating a fatigue crack in the compact tension (CT)speci- men,and the corresponding fracture morphologies were observed by optical microscopy and scanning electron microscopy.It is found that the fracture toughness of the nearly lamellar high Nb-eontaining TiAl alloy is 19.54 MPa"mat 750C,obviously lower than the value of 31.58 MPamfor the fully lamellar alloy.The maximum cyclic load at which the fatigue crack initiates in the nearly lamellar alloy is noticeably less than that in the fully lamellar alloy.Fracture images show that for the nearly lamellar alloy,cracks initiate mainly in equiaxed y grains and propagate in different ways,intergranularly or transgranularly in y grains or lamellar colonies.But for the fully lamellar alloy,cracks initiate mainly at lamellar interfaces perpendicular to the load direction and propagate in both interla- mellar and translamellar ways,in accompanying with secondary crack initiation. KEY WORDS titanium aluminum alloys;fracture toughness;high temperature properties;fatigue cracks:crack initiation:crack propagation Y基T!合金以其低密度、较高弹性模量以及良 合金具有更高的使用温度和更加优异的高温抗氧化性 好的高温强度、抗蠕变和抗氧化性能，在航空航天、汽 能，显示了巨大的发展潜力-可.目前，大量文献对高 车发动机等领域具有广阔的应用前景-.随着T4l 铌T合金的微观结构以及室温高温力学性能进行 合金的发展和改善，新一代高铌TiAI合金较普通TAl 了报道.研究结果表明，近片层组织高铌TA1合金在 收稿日期：20150106 基金项目：国家重点基础研究发展计划资助项目(2011CB605506)
工程科学学报，第 38 卷，第 3 期: 379--384，2016 年 3 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 3: 379--384，March 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 03． 012; http: / /journals． ustb． edu． cn 高铌 TiAl 合金的高温断裂韧性 余 龙1，2) ，宋西平1) ，张 敏1) ，焦泽辉2) ，于慧臣2) 1) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083 2) 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院，北京 100095 通信作者，E-mail: xpsong@ skl． ustb． edu． cn 摘 要 利用紧凑拉伸试样通过预制疲劳裂纹研究近片层组织Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y 合金和全片层组织Ti--45Al-- 7Nb--0. 2W--0. 2Hf--0. 3B--0. 15C 合金在 750 ℃下的断裂韧性，并分析两种组织合金的断口形貌． 结果表明，近片层组织和全片 层组织高铌 TiAl 合金 750 ℃时的断裂韧性分别为 19. 54 和 31. 58 MPa·m1 /2 ，且近片层组织疲劳裂纹开始萌生时的最大疲劳载 荷明显低于全片层组织． 断口分析表明近片层组织中裂纹主要在等轴 γ 晶中萌生，裂纹扩展方式包括沿 γ 晶、穿 γ 晶及沿片 层、穿片层; 全片层组织中裂纹主要在垂直于加载方向的片层间萌生，裂纹以沿片层与穿片层的混合方式进行扩展且伴有二 次裂纹的萌生． 关键词 钛铝合金; 断裂韧性; 高温性能; 疲劳裂纹; 裂纹萌生; 裂纹扩展 分类号 TG146. 2 High-temperature fracture toughness of high Nb-containing TiAl alloys YU Long1，2) ，SONG Xi-ping1) ，ZHANG Min1) ，JIAO Ze-hui 2) ，YU Hui-chen2) 1) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Institute of Aeronautical Materials，Aviation Industry Corporation of China，Beijing 100095，China Corresponding author，E-mail: xpsong@ skl． ustb． edu． cn ABSTＲACT The fracture toughness of a nearly lamellar Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y alloy and a fully lamellar Ti--45Al-- 7Nb--0. 2W--0. 2Hf--0. 3B--0. 15C alloy at 750 ℃ was investigated by prefabricating a fatigue crack in the compact tension ( CT) specimen，and the corresponding fracture morphologies were observed by optical microscopy and scanning electron microscopy． It is found that the fracture toughness of the nearly lamellar high Nb-containing TiAl alloy is 19. 54 MPa·m1 /2 at 750 ℃，obviously lower than the value of 31. 58 MPa·m1 /2 for the fully lamellar alloy． The maximum cyclic load at which the fatigue crack initiates in the nearly lamellar alloy is noticeably less than that in the fully lamellar alloy． Fracture images show that for the nearly lamellar alloy，cracks initiate mainly in equiaxed γ grains and propagate in different ways，intergranularly or transgranularly in γ grains or lamellar colonies． But for the fully lamellar alloy，cracks initiate mainly at lamellar interfaces perpendicular to the load direction and propagate in both interlamellar and translamellar ways，in accompanying with secondary crack initiation． KEY WOＲDS titanium aluminum alloys; fracture toughness; high temperature properties; fatigue cracks; crack initiation; crack propagation 收稿日期: 2015--01--06 基金项目: 国家重点基础研究发展计划资助项目( 2011CB605506) γ 基 TiAl 合金以其低密度、较高弹性模量以及良 好的高温强度、抗蠕变和抗氧化性能，在航空航天、汽 车发动机等领域具有广阔的应用前景［1--3］． 随着 TiAl 合金的发展和改善，新一代高铌 TiAl 合金较普通 TiAl 合金具有更高的使用温度和更加优异的高温抗氧化性 能，显示了巨大的发展潜力［4--7］． 目前，大量文献对高 铌 TiAl 合金的微观结构以及室温高温力学性能进行 了报道． 研究结果表明，近片层组织高铌 TiAl 合金在
·380 工程科学学报，第38卷，第3期 高温疲劳和蠕变变形时片层组织中都会发生α，→y相 简单打磨处理.试验在经改装的高温蠕变持久试验机 变s-.Yang等@研究发现韧性Nb固溶相在裂纹尖 上进行，其载荷误差小于1%，温度量程为25~ 端以塑性延伸的方式吸收断裂能，从而提高了高铌 1000℃，采用试验机自带电炉加热和保温，在试样的 TiAl合金的室温断裂韧性.Zhang等m利用扫描电镜 上中下3个位置捆绑热电偶以控制温度，温度精度为 原位观察的方法测定了铸态高铌TA1合金在室温以 ±1℃.为了接近发动机涡轮盘的实际工作条件，试验 及750℃时的疲劳裂纹扩展门槛值分别为12.89MPa· 温度为750℃，应力比R为0.1.由于高铌TiAl合金的 mP和8.69 MPa-m2,结果表明铸态高铌TiAl合金在 室温脆性及高温断裂韧度试验的难操作性，试验采用 室温时具有更高的裂纹萌生抗力.Wamg等网进一步 始终预制疲劳裂纹的方法直至合金断裂，即试验先选 研究发现由于高温使得铸态高铌TA!合金片层团界 用较小的疲劳最大载荷开始疲劳变形，间隔1h后，若 面以及片层间界面的强度降低，因此相比室温条件下， 设备电位值没有开始升高则升高疲劳最大载荷Px, 高温时铸态高铌Ti!合金在裂纹扩展过程中具有更 每次增加载荷100N,直至电位值开始升高后不再增加 多的裂纹分支、偏移以及桥接现象的发生，从而使得高 载荷，然后保持该疲劳最大载荷继续疲劳变形直至试 温下铸态高铌T!合金具有更高的疲劳裂纹扩展 样断裂，裂纹失稳扩展时临界值P。即为此时的疲劳最 抗力. 大载荷.预制疲劳裂纹的加载波形如图2所示.图中 高温结构材料的高温断裂韧性是表征材料损伤容 P为裂纹萌生时的最大疲劳载荷.最后通过扫描电 限性能和进行工程安全设计的重要参数之一，然而目 镜进行断口分析，测得预制疲劳裂纹的长度a,从而得 前对于高铌TA!合金高温断裂韧性的报道仍然较少， 到裂纹开始失稳扩展时的长度a(a=a。+a,). 主要是由于TA1基合金的室温脆性导致预制裂纹的 线切割 6+0.1二fL) 困难以及高温断裂韧性测试方法的复杂性.因此，本 文在标准紧凑拉伸试样测定断裂韧性K测试方法四 的基础上，将预制疲劳裂纹萌生过程与试样的拉断过 程相结合，测定了本实验室自主研发的近片层组织 (nearly lamellar,NL)高铌TiAl合金以及目前国际上 B 研究较为成熟的全片层组织(fully lamellar,FL)高铌 10±0.1 10±0.1 TiAl合金(Kim合金)的高温断裂韧性，并进行相互对 20-0.1 比，分析两种组织高铌TA合金的断口形貌特征，并 -25±0.1 从裂纹萌生抗力、裂纹扩展抗力以及裂纹失稳扩展时 图1紧凑拉伸试样的尺寸（单位：mm) 裂纹尖端塑性区的大小三方面分析讨论组织对高铌 Fig.1 Dimension of the compact tension specimen (unit:mm) TiA山合金高温断裂韧性的影响 1试验材料及方法 试验研究了近片层(NL)和全片层(FL)两种显微 ×100N 组织高铌TiAl合金的高温断裂韧度Kc,使用两种合 金成分：一种为本实验室自主研发的通过电弧熔炼而 成的铸态高铌TA1合金，其名义成分（原子数分 数，%)为Ti-45A1-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y,采用自 耗凝壳一自耗工艺制备，其显微组织为近片层组织： 加载时问M 另一种为目前国际上研究较为成熟的经过复合加工工 图2预制疲劳裂纹的加载波形图 艺制备而成的高铌TiAl合金(Kim合金)，名义成分 Fig.2 Loading waveform for prefabricating the fatigue crack (原子数分数，%)为Ti-45A1-7Nb-0.2W-0.2Hf- 2 试验结果 0.3B0.15C,其显微组织为全片层组织 试验采用紧凑拉伸试样测定断裂韧度Kc.试样 2.1显微组织及高温拉伸性能 的形状及尺寸如图1所示（参照JB/T8189一1999和 图3(a)为铸态Ti45Al-8Nb0.2W-0.2B0.1Y ASTM标准E647-81制成).其中，试样厚度B= 合金的显微组织扫描电镜照片.该合金的显微组织为 10.0mm,孔中心到底边长度W=20.0mm,线切割缺口 近片层组织，由y/2层片团和少量分布于层片团间的 长度a。=10.0mm,最后用钼丝对线切割缺口处进行 等轴y相组成，片层团平均尺寸约为70um,片层团界
工程科学学报，第 38 卷，第 3 期 高温疲劳和蠕变变形时片层组织中都会发生 α2→γ 相 变［8--9］． Yang 等［10］研究发现韧性 Nb 固溶相在裂纹尖 端以塑性延伸的方式吸收断裂能，从而提高了高铌 TiAl 合金的室温断裂韧性． Zhang 等［11］利用扫描电镜 原位观察的方法测定了铸态高铌 TiAl 合金在室温以 及 750 ℃时的疲劳裂纹扩展门槛值分别为 12. 89 MPa· m1 /2 和 8. 69 MPa·m1 /2 ，结果表明铸态高铌 TiAl 合金在 室温时具有更高的裂纹萌生抗力． Wang 等［12］进一步 研究发现由于高温使得铸态高铌 TiAl 合金片层团界 面以及片层间界面的强度降低，因此相比室温条件下， 高温时铸态高铌 TiAl 合金在裂纹扩展过程中具有更 多的裂纹分支、偏移以及桥接现象的发生，从而使得高 温下铸 态 高 铌 TiAl 合金具有更高的疲劳裂纹扩展 抗力． 高温结构材料的高温断裂韧性是表征材料损伤容 限性能和进行工程安全设计的重要参数之一，然而目 前对于高铌 TiAl 合金高温断裂韧性的报道仍然较少， 主要是由于 TiAl 基合金的室温脆性导致预制裂纹的 困难以及高温断裂韧性测试方法的复杂性． 因此，本 文在标准紧凑拉伸试样测定断裂韧性 KIC测试方法［13］ 的基础上，将预制疲劳裂纹萌生过程与试样的拉断过 程相结合，测定了本实验室自主研发的近片层组织 ( nearly lamellar，NL) 高铌 TiAl 合金以及目前国际上 研究较为成熟的全片层组织( fully lamellar，FL) 高铌 TiAl 合金( Kim 合金) 的高温断裂韧性，并进行相互对 比，分析两种组织高铌 TiAl 合金的断口形貌特征，并 从裂纹萌生抗力、裂纹扩展抗力以及裂纹失稳扩展时 裂纹尖端塑性区的大小三方面分析讨论组织对高铌 TiAl 合金高温断裂韧性的影响． 1 试验材料及方法 试验研究了近片层( NL) 和全片层( FL) 两种显微 组织高铌 TiAl 合金的高温断裂韧度 KIC，使用两种合 金成分: 一种为本实验室自主研发的通过电弧熔炼而 成的 铸 态 高 铌 TiAl 合 金，其 名 义 成 分 ( 原 子 数 分 数，% ) 为 Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y，采 用 自 耗--凝壳--自耗工艺制备，其显微组织为近片层组织; 另一种为目前国际上研究较为成熟的经过复合加工工 艺制备而成的高铌 TiAl 合金( Kim 合金) ，名义成分 ( 原 子 数 分 数，% ) 为 Ti--45Al--7Nb--0. 2W--0. 2Hf-- 0. 3B--0. 15C，其显微组织为全片层组织． 试验采用紧凑拉伸试样测定断裂韧度 KIC ． 试样 的形状及尺寸如图 1 所示( 参照 JB/T8189—1999 和 ASTM 标 准 E647--81 制 成) ． 其 中，试 样 厚 度 B = 10. 0 mm，孔中心到底边长度 W = 20. 0 mm，线切割缺口 长度 a0 = 10. 0 mm，最后用钼丝对线切割缺口处进行 简单打磨处理． 试验在经改装的高温蠕变持久试验机 上进 行，其 载 荷 误 差 小 于 1% ，温 度 量 程 为 25 ～ 1000 ℃，采用试验机自带电炉加热和保温，在试样的 上中下 3 个位置捆绑热电偶以控制温度，温度精度为 ± 1 ℃ ． 为了接近发动机涡轮盘的实际工作条件，试验 温度为750 ℃，应力比 Ｒ 为 0. 1． 由于高铌 TiAl 合金的 室温脆性及高温断裂韧度试验的难操作性，试验采用 始终预制疲劳裂纹的方法直至合金断裂，即试验先选 用较小的疲劳最大载荷开始疲劳变形，间隔 1 h 后，若 设备电位值没有开始升高则升高疲劳最大载荷 Pmax， 每次增加载荷 100 N，直至电位值开始升高后不再增加 载荷，然后保持该疲劳最大载荷继续疲劳变形直至试 样断裂，裂纹失稳扩展时临界值 PQ即为此时的疲劳最 大载荷． 预制疲劳裂纹的加载波形如图 2 所示． 图中 Pmax为裂纹萌生时的最大疲劳载荷． 最后通过扫描电 镜进行断口分析，测得预制疲劳裂纹的长度 af，从而得 到裂纹开始失稳扩展时的长度 a ( a = a0 + af ) ． 图 1 紧凑拉伸试样的尺寸( 单位: mm) Fig． 1 Dimension of the compact tension specimen ( unit: mm) 图 2 预制疲劳裂纹的加载波形图 Fig． 2 Loading waveform for prefabricating the fatigue crack 2 试验结果 2. 1 显微组织及高温拉伸性能 图 3( a) 为铸态 Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y 合金的显微组织扫描电镜照片． 该合金的显微组织为 近片层组织，由 γ /α2层片团和少量分布于层片团间的 等轴 γ 相组成，片层团平均尺寸约为 70 μm，片层团界 ·380·
余龙等：高铌TA!合金的高温断裂韧性 ·381 面呈锯齿形.图3(b)为经热处理后Ti-45A1一7Nb一 团组成，片层团平均尺寸约为100m,片层团界面呈 0.2W-0.2Hf-0.3B0.15C合金的显微组织扫描电镜 锯齿形.2种组织高铌Ti1合金在750℃时的拉伸性 照片.该合金的显微组织为全片层组织，由Y/α，层片 能如表1所示. 0,8 100um 100 pm 图3试验合金的显微组织扫描电镜像.(a)近片层高铌TiA合金：(b)全片层高铌TiAl合金 Fig.3 SEM images of the tested alloys:(a)nearly lamellar high Nb-containing TiAl alloy:(b)fully lamellar high Nb-containing TiAl alloy 表1试样在750℃时的拉伸性能 Table 1 Tensile properties of the specimens at 750C 合金成分 显微组织屈服强度，o,/MPa 抗拉强度，.MPa延伸率，8/% 断面收缩率，中/% Ti-45A18Nb0.2W-0.2B-0.1Y 近片层 586 795 1.1 3.1 Ti45A-7Nb-0.2W-0.2Hf-0.3B-0.15C全片层 638 745 2.2断裂韧性 因此具有近片层组织的Ti-45Al-8Nb-0.2W- 图4为近片层Ti-45Al-8Nb-0.2W0.2B0.1Y 0.2B-0.1Y合金在750℃时的有效平面应变断裂韧性 合金紧凑拉伸试样断裂后的宏观断口形貌.该合金裂 Kic =Ko=19.54 MPa-m'R 纹失稳扩展时的临界值P。=2000N.从图4(a)和(b) 图5为全片层Ti-45A-7Nb-0.2W-0.2Hf-0.3B- 中可以看出，裂纹前沿线并非直线，而呈现弧形.这是 0.15C合金紧凑拉伸试样断裂后的宏观断口形貌特 由于试样中心部分处于平面应变状态，裂纹易于扩展， 征.该合金裂纹失稳扩展时的临界值P。=3000N,其 而试样两侧表面处于平面应力状态，裂纹扩展较慢. 裂纹前沿线呈现弧形.从图5(b)中用同样的测量方 因此，裂纹开始失稳扩展时的长度α并不等于试样表 法测得预制疲劳裂纹a,=2.46mm,所以该合金开始失 面观察的裂纹长度.为了准确测量预制疲劳裂纹长 稳扩展时裂纹的长度a=12.46mm.根据式(1)计算 度，将断口沿试样宽度方向分成五等分，测量中间4个 得到K。=31.58MPa·mP.此外该合金满足以下条件： 点的裂纹长度，再取平均值即得到该合金预制疲劳裂 纹长度ar从图4(b)中测得a,=2.10mm,所以该合 (1)2.5 =6.13mm<B,a,W-a(B= Ao. 金开始失稳扩展时裂纹的长度a=12.10mm. 10mm,a=12.46mm,W-a=7.54mm), 对于紧凑拉伸试样其临界应力场强度因子K。的 (2)P/P。=1<1.1. 表达式为四： 因此具有全片层组织的Ti-45Al-7Nb-0.2W- 696()-s5(合)产， 0.2Hf0.3B0.15C合金在750℃时的有效平面应变 断裂韧性Ke=K。=3L.58 MPa*m. 657(）)-100(）)+689()产] 2.3断口形貌 图4(c)和(d)为近片层Ti-45A1-8Nb-0.2W- (1) 0.2B-0.1Y合金紧凑拉伸试样的断口高倍扫描电镜 计算求得K。=19.54MPa·mn.此外该合金满足以下 像.图4(C)为疲劳裂纹萌生区附近的断口形貌.从图 条件： 中可观察到大量亮白的圆环，这是疲劳裂纹扩展过程 =2.78mm<B,a,W-a(B= 中细小的γ晶发生断裂后形成的，说明近片层组织高 铌TA!合金的疲劳裂纹主要在等轴y晶粒中萌生扩 10.0mm,a=12.10mm,W-a=7.90mm): 展.图4()为疲劳裂纹稳态扩展区的断口形貌，图中 (2)Pmm/P。=1<1.1. 显示出明显的河流花样，这是裂纹在沿片层及穿片层
余 龙等: 高铌 TiAl 合金的高温断裂韧性 面呈锯齿形． 图 3 ( b) 为经热处理后 Ti--45Al--7Nb-- 0. 2W--0. 2Hf--0. 3B--0. 15C 合金的显微组织扫描电镜 照片． 该合金的显微组织为全片层组织，由 γ /α2层片 团组成，片层团平均尺寸约为 100 μm，片层团界面呈 锯齿形． 2 种组织高铌 TiAl 合金在 750 ℃ 时的拉伸性 能如表 1 所示． 图 3 试验合金的显微组织扫描电镜像． ( a) 近片层高铌 TiAl 合金; ( b) 全片层高铌 TiAl 合金 Fig． 3 SEM images of the tested alloys: ( a) nearly lamellar high Nb-containing TiAl alloy; ( b) fully lamellar high Nb-containing TiAl alloy 表 1 试样在 750 ℃时的拉伸性能 Table 1 Tensile properties of the specimens at 750 ℃ 合金成分 显微组织 屈服强度，σs /MPa 抗拉强度，σb /MPa 延伸率，δ /% 断面收缩率，ψ/% Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y 近片层 586 795 1. 1 3. 1 Ti--45Al--7Nb--0. 2W--0. 2Hf--0. 3B--0. 15C 全片层 638 745 — 2 2. 2 断裂韧性 图 4 为近片层 Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y 合金紧凑拉伸试样断裂后的宏观断口形貌． 该合金裂 纹失稳扩展时的临界值 PQ = 2000 N． 从图 4( a) 和( b) 中可以看出，裂纹前沿线并非直线，而呈现弧形． 这是 由于试样中心部分处于平面应变状态，裂纹易于扩展， 而试样两侧表面处于平面应力状态，裂纹扩展较慢． 因此，裂纹开始失稳扩展时的长度 a 并不等于试样表 面观察的裂纹长度． 为了准确测量预制疲劳裂纹长 度，将断口沿试样宽度方向分成五等分，测量中间 4 个 点的裂纹长度，再取平均值即得到该合金预制疲劳裂 纹长度 af ． 从图 4( b) 中测得 af = 2. 10 mm，所以该合 金开始失稳扩展时裂纹的长度 a = 12. 10 mm． 对于紧凑拉伸试样其临界应力场强度因子 KQ的 表达式为［13］: KQ = pQ BW1 [ 2 ( 29. 6 a W ) 1 2 ( － 185. 5 a W ) 3 2 + ( 655. 7 a W ) 5 2 ( － 1017. 0 a W ) 7 2 ( + 638. 9 a W ) ] 9 2 ． ( 1) 计算求得 KQ = 19. 54 MPa·m1 /2 ． 此外该合金满足以下 条件: ( 1) ( 2. 5 KQ σ ) s 2 = 2. 78 mm ＜ B，a，W － a ( B = 10. 0 mm，a = 12. 10 mm，W － a = 7. 90 mm) ; ( 2) Pmax /PQ = 1 ＜ 1. 1． 因此 具 有 近 片 层 组 织 的 Ti--45Al--8Nb--0. 2W-- 0. 2B--0. 1Y 合金在 750 ℃时的有效平面应变断裂韧性 KIC = KQ = 19. 54 MPa·m1 /2 ． 图 5 为全片层 Ti--45Al--7Nb--0. 2W--0. 2Hf--0. 3B-- 0. 15C 合金紧凑拉伸试样断裂后的宏观断口形貌特 征． 该合金裂纹失稳扩展时的临界值 PQ = 3000 N，其 裂纹前沿线呈现弧形． 从图 5( b) 中用同样的测量方 法测得预制疲劳裂纹 af = 2. 46 mm，所以该合金开始失 稳扩展时裂纹的长度 a = 12. 46 mm． 根据式( 1) 计算 得到 KQ = 31. 58 MPa·m1 /2 ． 此外该合金满足以下条件: ( 1) ( 2. 5 KQ σ ) s 2 = 6. 13 mm ＜ B，a，W － a ( B = 10 mm，a = 12. 46 mm，W － a = 7. 54 mm) ， ( 2) Pmax /PQ = 1 ＜ 1. 1． 因此 具 有 全 片 层 组 织 的 Ti--45Al--7Nb--0. 2W-- 0. 2Hf--0. 3B--0. 15C 合金在 750 ℃ 时的有效平面应变 断裂韧性 KIC = KQ = 31. 58 MPa·m1 /2 ． 2. 3 断口形貌 图 4( c) 和( d) 为 近 片 层 Ti--45Al--8Nb--0. 2W-- 0. 2B--0. 1Y 合金紧凑拉伸试样的断口高倍扫描电镜 像． 图 4( c) 为疲劳裂纹萌生区附近的断口形貌． 从图 中可观察到大量亮白的圆环，这是疲劳裂纹扩展过程 中细小的 γ 晶发生断裂后形成的，说明近片层组织高 铌 TiAl 合金的疲劳裂纹主要在等轴 γ 晶粒中萌生扩 展． 图 4( d) 为疲劳裂纹稳态扩展区的断口形貌，图中 显示出明显的河流花样，这是裂纹在沿片层及穿片层 ·381·
·382· 工程科学学报，第38卷，第3期 b 500m 图4近片层组织T45A-8Nb0.2W0.2B-0.1Y合金的断口形貌.(a)宏观形貌：(b)区域A的形貌：(c)区域B的形貌（裂纹萌生区）： ()区域C的形貌（裂纹稳定扩展区） Fig.4 Fracture morphologies of the nearly lamellar Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.IY alloy:(a)macroscopic morphology:(b)morphology of Region A:(c)morphology of Region B(crack initiation area):(d)morphology of Region C (steady state crack propagation area) 扩展时形成的.因此，近片层组织高铌TA1合金的疲的断口形貌.此时裂纹具备了穿片层扩展的能力，裂 劳裂纹扩展方式包括沿片层、穿片层及沿Y晶、穿Y晶 纹主要以穿片层和沿片层混合方式进行扩展.从 4种.图4(b)中显示裂纹萌生区的断口形貌光亮平 图5(d)中还观察到在片层团界面处萌生了少量的二 坦，裂纹失稳扩展区形貌较平坦，而稳态扩展区的断口 次裂纹，说明裂纹在稳态扩展区发生偏转.因此，全片 起伏程度最大.在裂纹萌生区，裂纹尖端强度相对较 层组织高铌T!合金的疲劳裂纹主要以沿片层和穿 低，裂纹主要选择在Y相中扩展，加之裂纹萌生初期扩 片层的混合方式进行扩展，且在裂纹扩展过程中伴随 展速率较慢，在不断循环过程中裂纹持续发生张开闭 有二次裂纹的萌生.图5(b)显示全片层组织的断口 合从而挤压断口，使晶粒细小的Y相极易发生磨损，从 具有大量的解理台阶面.与图4(b)相比，全片层组织 而形成光亮表面；在裂纹稳态扩展区，裂纹扩展的速率 的断口形貌呈现凹凸不平的特征，这是由于不同组织 加快，裂纹尖端的强度也相应地增大，裂纹以沿片层和 中裂纹萌生及扩展方式不同引起的.全片层组织中裂 穿片层方式扩展的几率变大，从而能形成起伏较大的 纹会优先选择与加载方向垂直的片层团以沿片层的方 断裂面：在裂纹失稳扩展区，裂纹尖端强度达到临界 式进行扩展，形成光亮平滑的解理面，从而造成曲折的 值，从而导致材料的快速断裂，最终形成较平坦的断口 裂纹扩展路径：而近片层组织中由于片层团界面处存 形貌 在等轴Y晶，Y晶粒的尺寸较片层团细小且塑性较大， 图5(c)和(d)为全片层Ti-45l-7Nb-0.2W- 裂纹极易在Y晶处萌生及扩展，从而形成较平坦的 0.2H0.3B0.15C合金紧凑拉伸试样断口的高倍扫 断面 描电镜像.图5(c)为疲劳裂纹萌生区附近的断口形 貌.裂纹在有利取向片层（垂直于加载方向）间萌生并 3分析讨论 主要以沿片层扩展为主.图5(d)为裂纹稳态扩展区 全片层组织高铌TiAI合金比近片层组织在高温
工程科学学报，第 38 卷，第 3 期 图 4 近片层组织 Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y 合金的断口形貌 . ( a) 宏观形貌; ( b) 区域 A 的形貌; ( c) 区域 B 的形貌( 裂纹萌生区) ; ( d) 区域 C 的形貌( 裂纹稳定扩展区) Fig． 4 Fracture morphologies of the nearly lamellar Ti--45Al--8Nb--0. 2W--0. 2B--0. 1Y alloy: ( a) macroscopic morphology; ( b) morphology of Ｒegion A; ( c) morphology of Ｒegion B ( crack initiation area) ; ( d) morphology of Ｒegion C ( steady state crack propagation area) 扩展时形成的． 因此，近片层组织高铌 TiAl 合金的疲 劳裂纹扩展方式包括沿片层、穿片层及沿 γ 晶、穿 γ 晶 4 种． 图 4( b) 中显示裂纹萌生区的断口形貌光亮平 坦，裂纹失稳扩展区形貌较平坦，而稳态扩展区的断口 起伏程度最大． 在裂纹萌生区，裂纹尖端强度相对较 低，裂纹主要选择在 γ 相中扩展，加之裂纹萌生初期扩 展速率较慢，在不断循环过程中裂纹持续发生张开闭 合从而挤压断口，使晶粒细小的 γ 相极易发生磨损，从 而形成光亮表面; 在裂纹稳态扩展区，裂纹扩展的速率 加快，裂纹尖端的强度也相应地增大，裂纹以沿片层和 穿片层方式扩展的几率变大，从而能形成起伏较大的 断裂面; 在裂纹失稳扩展区，裂纹尖端强度达到临界 值，从而导致材料的快速断裂，最终形成较平坦的断口 形貌． 图 5( c) 和( d) 为 全 片 层 Ti--45Al--7Nb--0. 2W-- 0. 2Hf--0. 3B--0. 15C 合金紧凑拉伸试样断口的高倍扫 描电镜像． 图 5( c) 为疲劳裂纹萌生区附近的断口形 貌． 裂纹在有利取向片层( 垂直于加载方向) 间萌生并 主要以沿片层扩展为主． 图 5( d) 为裂纹稳态扩展区 的断口形貌． 此时裂纹具备了穿片层扩展的能力，裂 纹主要以穿 片 层 和 沿 片 层 混 合 方 式 进 行 扩 展． 从 图 5( d) 中还观察到在片层团界面处萌生了少量的二 次裂纹，说明裂纹在稳态扩展区发生偏转． 因此，全片 层组织高铌 TiAl 合金的疲劳裂纹主要以沿片层和穿 片层的混合方式进行扩展，且在裂纹扩展过程中伴随 有二次裂纹的萌生． 图 5( b) 显示全片层组织的断口 具有大量的解理台阶面． 与图 4( b) 相比，全片层组织 的断口形貌呈现凹凸不平的特征，这是由于不同组织 中裂纹萌生及扩展方式不同引起的． 全片层组织中裂 纹会优先选择与加载方向垂直的片层团以沿片层的方 式进行扩展，形成光亮平滑的解理面，从而造成曲折的 裂纹扩展路径; 而近片层组织中由于片层团界面处存 在等轴 γ 晶，γ 晶粒的尺寸较片层团细小且塑性较大， 裂纹极易在 γ 晶处萌生及扩展，从而形成较平坦的 断面． 3 分析讨论 全片层组织高铌 TiAl 合金比近片层组织在高温 ·382·
余龙等：高铌TA!合金的高温断裂韧性 ·383· (a) 201um F00)m 图5全片层组织Ti45A-7Nb0.2W0.2Hf0.3B0.15C合金断口形貌.(a)宏观形貌：(b)区域A的形貌：()区域B的形貌（裂纹萌生 区)：()区域C的形貌（裂纹稳定扩展区） Fig.5 Fracture morphologies of the fully lamellar Ti-45Al-7Nb-0.2W-0.2Hf-0.3B-0).15C alloy:(a)macroscopic morphology:(b)morphology of Region A:(c)morphology of Region B (crack initiation area):(d)morphology of Region C (steady state crack propagation area) 下具有更高的断裂韧性，这与不同组织高铌TA1合金 构团，由于，与Y片层相界面两侧在晶体结构与晶体 的裂纹萌生抗力（萌生区）、裂纹扩展抗力（稳定扩展 学位向上存在的差异，可以阻碍滑移带和解理裂纹越 区)以及裂纹失稳扩展时裂纹尖端塑性区的大小（失 过界面网：且片层相界面上存在的大量错配位错，使 稳扩展区)有关.试验测得近片层组织疲劳裂纹开始 得某些应力状态下的界面滑移比晶内滑移更易于发 萌生时的最大疲劳载荷P=2000N明显低于全片层 生回，从而使裂纹在，与Y的相界面受阻并发生裂纹 组织的最大疲劳载荷P=3000N,说明全片层组织比 尖端钝化.受阻的裂纹需通过提高应力，以剪切的方 近片层组织具有更高的裂纹萌生抗力.断口分析表明 式撕裂片层组织才能进一步扩展.断口分析表明全片 在裂纹萌生区，全片层组织高铌T!合金的裂纹只能 层组织在裂纹扩展过程中会产生二次裂纹，这些二次 在有利取向片层（垂直于加载方向）间萌生，而缺口的 裂纹对主裂纹的扩展起屏蔽作用，使裂纹尖端应力场 根部存在有利取向的片层数量有限，因此全片层表现 强度因子下降，从而使主裂纹继续扩展时需要的外应 出较大的裂纹萌生抗力：而在相对低的外加应力条件 力更大，提高了裂纹扩展阻力：二次裂纹的产生以及全 下，近片层组织高铌T!合金可以在片层团界面处的 片层的扩展断面起伏程度更大说明裂纹在全片层组织 细小Y晶粒处萌生裂纹，因此近片层的裂纹萌生抗力 中具有曲折的扩展路径，曲折的扩展路径增加了裂纹 比全片层的低 扩展的实际距离，进而降低了裂纹扩展速率.而近片 大量研究结果表明全片层组织能够产生大的裂纹 层组织中在片层团界面处存在等轴y晶，由于y晶粒 尖端塑性应变，额外地增加了裂纹扩展的能量耗散，从 细小，塑性较大，裂纹极易在Y晶粒处萌生和扩展.因 而增大了裂纹扩展的抗力，使合金韧化4.此外，在 此，全片层组织合金表现出更高的裂纹扩展抗力. TiAl基合金中，，相为D0g型结构，Y相为Ll。型结 裂纹尖端塑性变形的主要作用是吸收塑性变形
余 龙等: 高铌 TiAl 合金的高温断裂韧性 图 5 全片层组织 Ti--45Al--7Nb--0. 2W--0. 2Hf--0. 3B--0. 15C 合金断口形貌. ( a) 宏观形貌; ( b) 区域 A 的形貌; ( c) 区域 B 的形貌( 裂纹萌生 区) ; ( d) 区域 C 的形貌( 裂纹稳定扩展区) Fig． 5 Fracture morphologies of the fully lamellar Ti--45Al--7Nb--0. 2W--0. 2Hf--0. 3B--0. 15C alloy: ( a) macroscopic morphology; ( b) morphology of Ｒegion A; ( c) morphology of Ｒegion B ( crack initiation area) ; ( d) morphology of Ｒegion C ( steady state crack propagation area) 下具有更高的断裂韧性，这与不同组织高铌 TiAl 合金 的裂纹萌生抗力( 萌生区) 、裂纹扩展抗力( 稳定扩展 区) 以及裂纹失稳扩展时裂纹尖端塑性区的大小( 失 稳扩展区) 有关． 试验测得近片层组织疲劳裂纹开始 萌生时的最大疲劳载荷 Pmax = 2000 N 明显低于全片层 组织的最大疲劳载荷 Pmax = 3000 N，说明全片层组织比 近片层组织具有更高的裂纹萌生抗力． 断口分析表明 在裂纹萌生区，全片层组织高铌 TiAl 合金的裂纹只能 在有利取向片层( 垂直于加载方向) 间萌生，而缺口的 根部存在有利取向的片层数量有限，因此全片层表现 出较大的裂纹萌生抗力; 而在相对低的外加应力条件 下，近片层组织高铌 TiAl 合金可以在片层团界面处的 细小 γ 晶粒处萌生裂纹，因此近片层的裂纹萌生抗力 比全片层的低． 大量研究结果表明全片层组织能够产生大的裂纹 尖端塑性应变，额外地增加了裂纹扩展的能量耗散，从 而增大了裂纹扩展的抗力，使合金韧化［14--16］． 此外，在 TiAl 基合 金 中，α2 相 为 D019 型 结 构，γ 相 为 L10 型 结 构［17］，由于 α2与 γ 片层相界面两侧在晶体结构与晶体 学位向上存在的差异，可以阻碍滑移带和解理裂纹越 过界面［18］; 且片层相界面上存在的大量错配位错，使 得某些应力状态下的界面滑移比晶内滑移更易于发 生［19］，从而使裂纹在 α2与 γ 的相界面受阻并发生裂纹 尖端钝化． 受阻的裂纹需通过提高应力，以剪切的方 式撕裂片层组织才能进一步扩展． 断口分析表明全片 层组织在裂纹扩展过程中会产生二次裂纹，这些二次 裂纹对主裂纹的扩展起屏蔽作用，使裂纹尖端应力场 强度因子下降，从而使主裂纹继续扩展时需要的外应 力更大，提高了裂纹扩展阻力; 二次裂纹的产生以及全 片层的扩展断面起伏程度更大说明裂纹在全片层组织 中具有曲折的扩展路径，曲折的扩展路径增加了裂纹 扩展的实际距离，进而降低了裂纹扩展速率． 而近片 层组织中在片层团界面处存在等轴 γ 晶，由于 γ 晶粒 细小，塑性较大，裂纹极易在 γ 晶粒处萌生和扩展． 因 此，全片层组织合金表现出更高的裂纹扩展抗力． 裂纹尖端塑性变形的主要作用是吸收塑性变形 ·383·