β/γ三相鈦鋁合金Ti-43Al-8.5V-Y的應變疲勞性能

梁澤芬 張俊喜 易湘斌 徐創文 李寶棟 唐林虎

（蘭州工業學院甘肅省高校綠色切削加工技術及其應用重點實驗室）

γ-TiAl合金具有優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使用環境的輕質高溫結構材料［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相穩定元素來細化傳統兩相TiAl基合金，形成的新型三相細晶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、研究院所和發動機公司組成聯合研究組對β/γ-TiAl開展了深 入 的 研 究［6，7］，發 展 了Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B合金，在高溫下獲得較高的β相體積分數，利用β相較易變形的特性，使合金能夠在常規設備上進行鍛造。 陳玉勇等通過添加適量的β相穩定元素V，使TiAl合金的凝固路線發生變化，獲得細小均勻的組織，具有優良的高溫變形性能，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， 導致室溫塑性降低，在應用溫度下長期服役，β相中易形成ω相，致使合金進一步脆化，由于細化組織高溫相分布連續，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在高溫下的循環應力-應變響應、疲勞壽命-應變關系和斷裂機理，具有重要理論與應用價值。

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行3次熔煉。 鑄錠依次進行均勻化退火（900℃/48h）和熱等靜壓處理 （HIP，1 200℃，4h，150MPa）；在始鍛溫度1 200℃、應變率0.5s-1下進行包套鍛（總變形量80%）， 最終加工成標距尺寸為φ6mm×25mm的圓柱試樣（圖1）。 該合金測定成分（原子分數）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廠生產的SDS100電液伺服動靜試驗機上進行。 試驗氣氛為大氣，試驗在常溫、550℃和700℃高溫下進行。采用軸向應變控制，應變比Rε=εmin/εmax=-1，用Epsilon3448高溫引伸計控制總應變。 選擇恒定的應變速率0.005s-1， 三角波， 總應變半幅△εt/2為0.20%、0.35% 、0.50%、0.65%、0.80%，試樣斷裂判定為失效，計算機自動采集峰值載荷和循環變形滯后環，以全面考察試驗材料的應變疲勞性能。

試驗完畢，用電火花線切割機床截取并制備金相試樣。 經粗磨、細磨、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場發射掃描電鏡上進行斷口分析和能譜分析。

2 試驗結果分析

2.1試樣相與顯微組織分析

圖2為試樣X射線衍射結果，合金除大量再結晶γ相外，還有體積分數約為30%的β相和少量的α2相。

圖2 Ti-43Al-8.5V-Y合金鍛態組織的X射線衍射譜

圖3為金相顯微鏡下看到的均勻、細小的近γ（NG）組織，呈現出大量動態再結晶γ晶粒、條帶狀β相、拉長的γ相、破碎的層片結構，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狀β相組織。

圖3 鍛態Ti-43Al-8.5V-Y的金相組織

2.2循環應力響應

不同總應變幅對應的合金循環應力響應曲線如圖4所示。 總應變幅△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；隨著總應變幅的增加，循環加載峰值應力隨之提高，循環周次則隨之下降； 合金的循環應力響應行為均表現為不同程度的循環硬化， 但變化趨勢與總應變幅密切相關；對于總應變幅為±0.80%和±0.65%的試樣，隨著應變幅的增加，其上升趨勢明顯，在最終斷裂前循環應力快速升高；當總應變幅低于±0.50%時，經過前100個循環硬化周期后，隨著總循環次數的增加，最大應力基本不變，處于循環穩定行為，在壽命的后半段，出現輕微的循環軟化，直至最終斷裂。 這種現象說明塑性應變的變化是一個漸進的過程， 塑性應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重，造成循環硬化。 隨著循環的進行，微裂紋的相互連接導致循環應力響應的有效面積減小，從而出現循環軟化現象。

圖4 550℃下循環應力峰值與循環周次的關系

2.3循環應力應變關系

圖5為合金在溫度550℃和700℃下的半壽命應力應變滯后回線。 由圖5可以看出，在拉伸和壓縮變形過程中，當載荷為零時，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，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變能也隨著溫度的升高而增加。

圖5 循環應力應變滯后回線（Δεt/2=0.80%）

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

圖6 550℃時Ti-43Al-8.5V-Y的ε-N曲線

2.4應變疲勞壽命公式

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

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

由此擬合出550℃下應變疲勞的Manson-Coffin關系式：

可以看出， 該材料的疲勞延性指數也不到0.5，過渡壽命很低，反映出在550℃尚未達到材料的韌脆轉變溫度，可見彈性應變對疲勞壽命起著主導作用，該溫度下材料塑性較差，應變疲勞壽命很短，650～700℃的應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生長， 在試樣左側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，形成亮白色區域；圖7b為裂紋穩定擴展區形貌，出現沿層斷裂臺階和二次裂紋，有明顯的脆性斷裂特征；圖7c為裂紋快速擴展區， 呈現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℃、 總應變半幅為0.35%和0.80%時的疲勞裂紋擴展區斷口形貌：在總應變半幅為0.35%時， 斷口由眾多解理小平面和少量韌窩構成，片狀的解理小面和淺韌窩被白色撕裂脊所隔離，為脆性準解理斷裂；當總應變半幅增至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［11］所述的β相V含量基本一致。由此認為，在等軸γ晶粒晶界間發現的呈條帶狀斷續分布的撕裂脊為β相，從而驗證了文獻［8］關于在高溫下β相可與γ再結晶晶粒共存的觀點。 圖8c為700℃、總應變半幅為0.80%時試樣的疲勞擴展區斷口，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合金疲勞擴展區斷口形貌

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，在高溫下則呈現明顯的沿晶斷裂形式，由于高溫下β相比γ晶粒的斷裂強度更低，導致材料在晶界處的β相處率先開裂。

3 結論

3.1Ti-43Al-8.5V-Y合金在550℃下應變疲勞壽命的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℃高應變幅作用下快速循環硬化， 具有明顯的脆性斷裂特征；在低應變幅作用下呈循環穩定特征， 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相強度較低， 引起的晶間脆斷是合金高溫應變疲勞破壞的主要原因。