简介概要

金属间化合物TiAl合金的缺口断裂机制研究

来源期刊：稀有金属2004年第5期

论文作者：陈剑虹张继王国珍曹睿

关键词：金属间化合物; TiAl; 驱动力; 拉伸应力; 韧化机制;

摘要：通过TiAl基合金两种组织的四点弯曲断裂实验,研究了TiAl基合金的缺口断裂机制.实验结果表明:缺口试样的断裂过程为几个沿层裂纹直接起裂于缺口根部,并沿着缺口根部的层间扩展;当遇到位向不利的晶粒时,裂纹便停止在这一晶粒前方,随着外加载荷的增加,即应力的增加,裂纹彼此连接并通过穿层裂纹而扩展;裂纹尖端超钝化、裂纹分叉、沿着层间偏转,形成显微裂纹区,裂纹停在障碍晶粒前的边界上为这种材料的韧化机制;裂纹扩展的驱动力是拉伸应力,缺口的存在增加了缺口前沿或者裂纹尖端的应力.

稀有金属 2004,(05),894-899 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.2004.05.019

金属间化合物TiAl合金的缺口断裂机制研究

陈剑虹张继王国珍

兰州理工大学省部共建有色金属新材料国家重点实验室,兰州理工大学材料科学与工程学院,兰州理工大学省部共建有色金属新材料国家重点实验室,兰州理工大学材料科学与工程学院,冶金部钢铁研究总院高温材料研究所,兰州理工大学省部共建有色金属新材料国家重点实验室,兰州理工大学材料科学与工程学院甘肃兰州730050 ,甘肃兰州730050 ,北京100081 ,甘肃兰州730050

摘要：

通过TiAl基合金两种组织的四点弯曲断裂实验 , 研究了TiAl基合金的缺口断裂机制。实验结果表明 :缺口试样的断裂过程为几个沿层裂纹直接起裂于缺口根部 , 并沿着缺口根部的层间扩展 ;当遇到位向不利的晶粒时 , 裂纹便停止在这一晶粒前方 , 随着外加载荷的增加 , 即应力的增加 , 裂纹彼此连接并通过穿层裂纹而扩展 ;裂纹尖端超钝化、裂纹分叉、沿着层间偏转 , 形成显微裂纹区 , 裂纹停在障碍晶粒前的边界上为这种材料的韧化机制 ;裂纹扩展的驱动力是拉伸应力 , 缺口的存在增加了缺口前沿或者裂纹尖端的应力。

关键词：

金属间化合物;TiAl;驱动力;拉伸应力;韧化机制;

中图分类号： V252

收稿日期：2003-09-05

基金：国家自然科学基金资助项目 ( 5 98710 15 );

Fracture Mechanisms of Intermetallic TiAl Alloys

Abstract：

Notch fracture mechanisms of a two-phase TiAl alloy were investigated by 4PB experiment of notched specimens. Results show that the fracture process of notched specimens of TiAl alloys may be described as that several inter-lamellar cracks initiate and extend directly from the notch root and propagate preferentially along the interfaces between lamellae and stop at various obstacles. With increasing applied load, cracks connect with each other and propagate further by translamellar cracks. The toughening mechanisms could be occured. The crack tip blunted, crack bifurcation, the deflection of the main crack by the lamellae takes place, a diffuse zone of micro-cracks is formed, and crack stopped by a barrier made by a grain with a lamellar interface orientation unfavorable for crack propagation. The dirving force of crack propagation is tensile stress.

Keyword：

intermetallic; TiAl; driving force; tensile stress; toughening mechanisms;

Received： 2003-09-05

γ-TiAl金属间化合物在高温下由于具有高的比强度、蠕变强度、低密度, 逐渐作为气体涡轮发动机中的一种候选材料, 尤其作为低压涡轮叶片的候选材料。但是其室温塑性、室温断裂韧性很低, 抗裂纹扩展抗力很低, 这些缺点一直阻碍着γ-TiAl的应用 ^[1,2] 。既然TiAl基合金是脆性材料, 在设计航天飞机蒙皮、结构件及涡轮发动机的叶片等零部件时必须考虑断裂的问题, 并且断裂的问题在缺口的作用下变得更加敏锐, 它严重降低了延性与强度。在工程部件中, 缺口是很难避免的, 因为一些缺口形状几何尺寸是零部件必不可少的部分。缺口产生三向应力度及其弹性约束和塑性约束, 将使得缺口根部的塑性应变更大, 进一步引起应力强化。 Mendirtta ^[3] 通过研究缺口几何尺寸和试验温度对全层组织和双态组织的影响得出: 塑性应变和拉伸应力控制着断裂是否发生, 首先塑性应变要足以使它起裂, 而高的应力使得它扩展。然而在Chen等 ^[4,5,6,7] 的工作中指出断裂发展的驱动力是拉伸应力。本文结合两种组织的四点弯曲单缺口、双缺口、无缺口试样的力学实验及断口的观察和分析, 并结合拉伸的材料属性与试验的宏观参数 (断裂载荷与实际的试样尺寸) 进行了较为准确的有限元分析, 将两者有机的结合来探讨TiAl基合金全层组织和双态组织的缺口弯曲断裂机制。

1 实验方法

所用的材料是由北京钢铁研究总院提供的γ-TiAl合金铸锭, 该组织的名义成分为Al 46.3, V 2.0, Cr 1.0, Ni 0.5, B 0.1和余量为Ti。经过在1290 ℃温度下进行6 h的真空处理, 然后在950 ℃温度下再进行12 h的真空热处理得到双态组织, 如图1 (a) 所示, 在γ晶粒的边界上分布着平均晶粒尺寸为160 μm的γ/α₂层团。经过在1360 ℃温度下进行30 min的真空热处理, 然后在950 ℃温度下进行12 h的真空热处理形成近全层组织, 如图1 (b) 所示, γ/α₂层团的晶粒尺寸为80 μm×320 μm。

试样为四点弯曲 (4PB) 单缺口、双缺口及无缺口试样, 双缺口试样与单缺口试样尺寸为6 mm×6 mm×60 mm, 缺口深度为2 mm, 根半径为0.25 mm, 夹角为45°, 双缺口间间距为19 mm, 四点弯曲上面两个加载点的距离为52 mm, 下面两个支撑点的间距为38.1 mm。四点弯曲 (4PB) 断裂实验在SHIMADZU AG-10T万能拉伸机上进行, 实验温度为室温, 自动记录载荷-位移曲线。将双缺口试样中未断缺口进行截剖, 磨制成金相试样, 在扫描电子显微镜SEM-520下观察缺口根部的变形损伤及微裂纹情况, 同时通过已断缺口的断口观察确定其断裂机制。

并且用ABAQUS有限元软件计算缺口前沿的应力应变分布。计算模型都采用8节点平面应变减积分单元 (CPE8R) , 对于单缺口弯曲试样节点数为6737, 单元数为2186。双缺口弯曲试样节点数为13511, 单元数为4394。

2 结果及讨论

两种组织的缺口 (单缺口和双缺口) 与无缺口试样在四点弯曲下的宏观实验参数见表1所示。

从表1可知, 不论单缺口试样还是双缺口试样, 近全层组织的净截面上的断裂功 (断裂时的能量密度) 都高于双态组织对应值, 这就意味着晶粒尺寸较大的近全层组织的缺口断裂韧性高于晶粒尺寸较小的双态组织, 这与文献 [ 7] 的观点是一致的。

典型的解理断裂形貌在所有试样的断口形貌上都可以发现。图2为单缺口近全层组织试样缺口根部前的3个典型区域, 许多裂纹直接从缺口根部起裂并扩展, 仅仅有一个裂纹起裂于离缺口根部40 μm距离处。 3个区域逐步在位向有力的地方起裂, 并在一定区域内扩展, 随着载荷的增加, 也即随着应力的增加, 逐步向位向不好、强度高的区域扩展, 最终相互贯通, 直至断裂。图3为单缺口双态组织试样缺口根部的断裂形态, 图3 (b) , (c) , (d) 分别是图3 (a) 中3个局部区域1, 2, 3的放大图。图3 (a) 所示的3个区域表明沿层裂纹直接从缺口根部起裂并扩展, 且被穿层裂纹所分离; 图3 (b) 和 (c) 中有几个起裂在韧带内部, 用箭头A, B表示, 然而这一起裂源是在距离很近的几个晶粒内发生起裂贯穿, 它不是构成整个试样断裂的中心, 这与钢中观察到的唯一的起裂源引发整个试件的解理断裂 ^[8,9] 是不同的。

图4为双缺口试样的断裂表面, 不难发现其断裂形态与单缺口试件的断裂形态相似, 也是从缺口根部直接起裂与扩展。在近全层组织试样 (NFL32) 中出现更多的是穿层断裂面, 同时也有少量的沿层面, 但是其沿层面是长条状分布的, 见图 (a) , 这是与图1的组织相一致的。而在双态组织试样 (DP32) 中分布着细小的沿层面, 并且沿层面的比例远远多于近全层组织, 并且断面比较平整。图5为近全层组织无缺口试样 (NFL33) 的断裂表面, 它与缺口试样的断裂形态是一致的, 也是起裂于受拉伸应力的一侧。

图1 TiAl 合金的显微组织双态组织 (a) 和近全层组织 (b)

Fig.1 Microstructures of duplex (a) and near fully lamellar TiAl alloy (b)

表1 4PB实验宏观实验参数

Table 1 Macro-parameters of 4PB tests at room temperature

No	缺口类型	w/J	w′/ (10^-3 J·mm^-2)	P_f/N	W/mm	B/mm	a/mm
NFL31	单缺口	0.332	13.293	1999.2	6.068	6.116	2
NFL32	双缺口	0.321	12.179	2146.2	6.141	6.292	2
NFL33	无缺口	0.626	33.389	1842.4	6.115	3.066	-
DP31	单缺口	0.199	7.804	1528.8	6.134	6.157	2
DP32	双缺口	0.243	9.554	1728.7	6.142	6.141	2

* No: 试样号码; NFL: 全层组织; DP: 双态组织; P_f: 断裂载荷; w: 断裂吸收功; w′: 单位截面上的断裂功 (断裂时的能量密度) ; W为试样宽度; B: 试样厚度; a: 缺口深度

图2 近全层组织单缺口试样 (NFL31) 的断裂表面

Fig.2 Fracture surface of single notch specimen for near fully lamellar microstructure (NFL31)

图3 双态组织单缺口试样 (DP31) 的断裂表面

Fig.3 Fracture surface of single notch specimen for duplex microstructure (DP31)

图4 双缺口试样的断裂表面, 近全层组织 (a) 和双态组织 (b)

Fig.4 Fracture surface of double notch specimens, for near fully-lamellar microstructure (NFL32) (a) , for duplex microstructure (DP32) (b)

图5 近全层组织无缺口试样 (NFL33) 的断裂表面

Fig.5 Fracture surface of specimen without notch for near fully-lamella microstructure (NFL33)

图6为双态组织双缺口试样DP32未断缺口卸载后剖面观察的结果, 不难发现, 沿着厚度各个面上裂纹形态并不一致, 同时也出现了在裂纹试样 ^[7] 中观察的结果, 裂纹尖端钝化、分叉、沿层间偏转及其形成显微裂纹区, 裂纹停在其障碍晶粒前方这些韧化机制。然而在近全层组织双缺口试样NFL32未断缺口的剖面上并没有出现微裂纹, 如图7所示。由图7可见, 离缺口根部很近的区域内位向很不利, 如箭头1, 2所示的晶粒及括号3, 4所示的区域, 而且结合图4 (a) 也可以发现近全层组织NFL32试样断裂缺口根部大部分以穿层面分布, 由于穿层应力远大于沿层应力, 在此时还没有达到穿层应力, 所以在未断缺口上就没有微裂纹产生。

图8为DP32试样的有限元计算结果。从图6 (a) , (b) 测得残留裂纹长度为208 μm, 其尖端用A来表示, 而A处在断裂载荷时对应的应力、塑性应变及三向应力度分别为401.64 MPa, 0, 1.10, 这样的条件不能使其穿过下面的层团, 这就说明穿层晶粒的解理断裂应力大于401.64 MPa, 而A处的前沿能发生沿层开裂, 这在一定程度上说明沿层晶粒解理应力是401.64 MPa, 结合图4 (b) 和图6 (a) , (b) 都可以发现缺口根部产生的就是沿层裂纹, 从图8 (b) 知, 峰值应力在400 MPa时对应的载荷为654.28 N, 这进一步说明了双态双缺口试样DP32在载荷为654.28 N时有可能在缺口根部就产生了裂纹, 所以沿层晶粒的解理应力应该在400 MPa之下。

图6 双缺口双态组织试样 (DP32) 未断缺口沿厚度方向的金相剖面

Fig.6 Metallographic sections of the surviving notch of double notches specimen of duplex microstructure (DP32) along thichness direction

图7 双缺口近全层组织组织试样 (NFL32) 未断缺口沿厚度方向的金相剖面

Fig.7 Metallographic sections of the surviving notch of double notches specimen of near fully lamellar microstructure (NFL32) along thichness direction

图8 双缺口双态组织试样 (DP32) 的有限元计算结果

Fig.8 FEM results of double notches specimen of duplex microstructure (DP32)

(a) 断裂载荷下的正应力、塑性应变应变及三向应力度的分布; (b) 不同载荷下在缺口根部附近正应力的分布

前述实验结果分析表明, 许多裂纹直接起裂于缺口根部, 尽管几个裂纹起裂于缺口根部一定距离处, 但是没有出现唯一的起裂源引发整个试件的断裂, 而且在图6中金相剖面的观察也说明了裂纹直接起裂于缺口根部。在文献 [ 7] 和 [ 8] 中, 根据SEM下的原位观察研究及其预裂纹三点弯曲及其卸载观察, 作者认为在TiAl合金中裂纹的扩展是应力驱动, 是逐渐扩展的, 并不像钢中存在唯一起裂源引发整个试件的起裂及灾难性的断裂。在这个工作中, 当裂纹很短时, 应力由缺口建立的应力场控制; 随着外加载荷的增加, 在障碍裂纹尖端的应力进一步增加, 裂纹克服障碍晶粒进一步向前扩展, 直到裂纹扩展到一定程度裂纹尖端的应力由产生的裂纹构形所控制, 并且达到很高值, 这时不稳定扩展, 引起整个试件的断裂。

在卸载剖面上观察到的裂纹尖端特征说明了即使在缺口试样中也存在裂纹尖端钝化、分叉、偏转、形成显微裂纹区及其裂纹停在障碍晶粒前方的晶粒边界等韧化机制。这些现象的出现大大地减少了裂纹前的应力, 也就减少了裂纹扩展的驱动力, 因此也就提高了材料的韧性 ^[10,11] 。这种韧化机制与文献 [ 10, 12, 13] 中观察到的基本吻合。

缺口的存在主要增加了缺口前或者裂尖的应力, 缺口使应力提前达到晶粒开裂所需要的应力, 使裂纹提前开裂扩展, 从而使吸收功减少; 但是缺口的存在并没有改变其断裂形态。由有限元计算大概估计在块体缺口试样中沿层解理断裂应力大约为400 MPa。对于这种很容易产生裂纹的材料来说, 缺口的敏感度并不高, 结合本文的工作以及文献 [ 7] , 发现缺口试样与预裂纹试样的断裂机制并没有本质的差别, 因为对于这种材料即使预裂纹试样, 其裂纹尖端的半径仍然很大, 并不像钢试样中裂纹尖端半径仅仅为0.2 μm ^[8] 。