余龙
, 张敏
YU Long, ZHANG Min
中图分类号: TG146.2
通讯作者:
收稿日期: 2014-06-27
修回日期: 2014-06-27
接受日期: 2014-08-13
网络出版日期: --
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作者简介:
余 龙, 男, 1988年生, 博士生
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摘要
利用SEM原位观察技术研究了近片层Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y合金在750 ℃疲劳蠕变交互作用下的裂纹萌生及扩展行为, 循环实验采用在最大拉应力保载的梯形波. 结果表明, 裂纹主要在片层团界面萌生, 裂纹萌生方式包括蠕变空洞和疲劳微裂纹. 片层团界面处的微裂纹先通过吞并蠕变空洞或在裂纹尖端应力集中作用下沿片层团界面进行扩展, 然后相互连接长大; 当裂纹扩展受到不同取向的片层团界面阻碍时, 受阻的裂纹开始沿试样厚度方向扩展, 且附近伴随出现垂直于载荷方向的微裂纹; 最终受阻的裂纹相互连接直至合金断裂. 将实验结果与该合金在相同条件下疲劳变形和蠕变变形的原位观察结果进行了比较. 结合实验结果建立了高铌TiAl合金在疲劳蠕变交互作用下裂纹萌生及扩展示意模型.
关键词：
Abstract
TiAl-based alloys appear as potential competitors to steels and superalloys applied in aerospace and automotive industries due to their low density, high specific strength and stiffness and good oxidation resistance at elevated temperatures. As a new generation of TiAl-based alloys, high Nb-containing TiAl alloys have become a promising high temperature structural material due to their better high temperature strength and oxidation resistance than ordinary TiAl alloys. TiAl-based alloy components such as low pressure turbine blade and compressor impeller often serve in near steady conditions for a duration of time once peak operating conditions are achieved at high temperature. The components suffer not only from rapidly induced damage from start-up and shutdown cycles, but also from creep damage under sustained loading periods. Moreover, the possible interaction damage between fatigue and creep must be considered. Thus, the study of fatigue-creep interaction for TiAl-based alloys is of great practical importance. Large numbers of researches were focused on the fatigue or creep properties of TiAl-based alloys, however, the fatigue-creep interaction behavior was rarely reported. Therefore, the crack initiation and propagation behavior of a nearly lamellar Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y alloy in fatigue-creep interaction was observed at 750 ℃. The cyclic loading tests were carried out using a mini servo-hydraulic fatigue machine in a SEM chamber. The entire process of crack initiation and propagation was observed. The load cycling was trapezoidal by applying a dwell time at the maximum tension stress. The results indicated that micro-cracks mainly occurred at internal grain boundaries in the form of creep void or fatigue micro-crack. The micro-cracks firstly extended along the grain boundary by absorbing the creep voids or the stress concentration around crack tips, then connected with each other forming a longer crack. As the crack was frustrated by grain boundaries of other orientations, the crack began to grow in the thickness direction. Meanwhile, the micro-cracks perpendicular to loading direction emerged. Eventually, the frustrated cracks interconnected resulting in fracture. Compared to the in situ SEM observations in fatigue deformation, the dwell time resulted in the increase of probability of grain boundary crack initiation and the changes of crack propagation path. Thus, the fracture mode transform from transcrystalline to intercrystalline and the fatigue lifetime significantly decreased. The model of the crack initiation and propagation behaviors of high Nb-containing TiAl alloys in fatigue-creep interaction was presented in this work.
Keywords：
实验所用材料为高铌TiAl合金, 其名义成分 (原子分数, %)为Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y, 采用自耗-凝壳-自耗工艺制备, 合金锭的成分均匀, Al的成分偏差为0.16 (原子分数, %), Nb的成分偏差为0.07 (原子分数, %). 疲劳蠕变交互作用实验在岛津SEM-SERVO高温拉伸疲劳试验机上进行, 利用其液压伺服系统采集应变与周次的关系曲线, 利用其自带的SEM进行显微组织的实时观察和拍照. 这种测试方法已被广泛应用于研究材料的裂纹萌生及扩展行为[24-26]. 仪器的温度和位移精度分别为±1 ℃和10-3 mm, 且所有实验均在真空下进行, 避免了高温氧化对合金力学性能的影响. 实验所用试样均用线切割的方法直接从合金锭中切取, 试样形状及尺寸见图1 (试样的形状及尺寸参照仪器给定要求制得), 然后将上下表面及侧面仔细打磨抛光. 本工作采用的是含保载时间、载荷控制的拉-拉循环实验, 其加载波形示意图如图2所示. 实验温度T=750 ℃, 最大应力smax=0.8s0.2=468.8 MPa (s0.2为屈服强度), 应力比R=0.1, 载荷加载速率υ=50 N/s, 保载时间Δt=10 s. 通过在最大拉伸应力处进行一定时间的保持, 可以在循环实验中对合金产生明显的蠕变损伤, 从而研究该合金的疲劳蠕变交互作用行为; 通过原位观察技术得到高铌TiAl合金在疲劳蠕变交互作用行为中的裂纹萌生及扩展过程.
图1 试样形状尺寸
Fig.1 Dimension of specimen (unit: mm, and the thickness of specimens is approximately 1.0 mm)
图2 疲劳蠕变交互作用加载波形图
Fig.2 Waveform of fatigue-creep interaction tests (Δt—dwell time at the maximum tension stress, smax—maximum tension stress, smin—minimum tension stress)
图3为Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y铸态合金显微组织的SEM像. 可以看到, 合金的显微组织为近片层组织(NL组织), 由g /a2层片团和少量分布于层片团间的等轴g相组成, 片层团平均尺寸约为70 mm, 片层团界呈锯齿形. 该合金在750 ℃时的高温拉伸性能为: 屈服强度s0.2=586 MPa, 抗拉强度sb=795 MPa, 延伸率d=1.1 %.
图3 Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y铸态合金的SEM像
Fig.3 SEM image of Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y cast alloy
图4 Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y铸态合金在循环变形时平均应变随周次的变化曲线
Fig.4 Mean strain curve of Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y cast alloy in cycling with smax=468.8 MPa, stress ratio R=0.1 and Δt=10 s at 750 ℃ (stage I—primary decelerated stage, stage II—steady-state stage, stage III—tertiary accelerated stage)
图4为Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y合金在循环变形时平均应变随循环周次的变化曲线. 将平均应变变化曲线对时间进行一阶求导, 即可得到蠕变速率随时间的变化曲线, 如图5所示. 从图4和5中可以看出, 合金在此条件下循环变形时, 平均应变变化曲线具有典型蠕变曲线特征, 即包括初始减速增长阶段(Stage I), 稳态增长阶段(Stage II)和加速增长阶段(Stage III). 当合金在最大拉应力处进行一定时间的保载时, 保载时间引起静态蠕变损伤从而使合金平均应变具有典型蠕变特征. 此外, 合金在此条件下循环变形时, 平均应力sm=258.5 MPa, 而由正的平均应力引起的循环蠕变损伤对合金的平均应变行为也具有一定影响[27,28]. 此时合金的损伤过程不仅包含疲劳损伤, 而且还有蠕变损伤以及随之而来的疲劳蠕变交互作用.
图5 Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y铸态合金在循环变形时平均应变速率随时间的变化曲线
Fig.5 Mean strain rate curve of Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y cast alloy in cycling with smax=468.8 MPa, R=0.1 and Δt=10 s at 750 ℃
图6 Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y铸态合金在循环变形时的原位观察SEM像
Fig.6 In situ SEM images of Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y cast alloy in cycling with smax=468.8 MPa, R=0.1 and Δt=10 s at 750 ℃ (C1~C6 show different cracks, Δw—decrease of specimen width, N—number of cycle, Nf—number of cycle to failure) (a) N=648 cyc, N/Nf=46.5% (b) N=883 cyc, N/Nf=63.3% (c) N=1093 cyc, N/Nf=78.4% (d) N=1269 cyc, N/Nf=91.0% (e, f) N=1392 cyc, N/Nf=99.8%
图6为Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y在合金循环变形时的原位观察SEM像. 图6a~f与图4和5中的位置相对应. 当合金平均应变进入加速增长阶段(Stage III)后, 由图6a和b可以观察到, 大量蠕变空洞在片层团界面处产生, 且萌生处的片层团界面取向与外加应力方向之间角度较大. 随着循环周次的增加, 蠕变空洞通过自身逐渐长大或连接其他空洞的方式沿片层团界面形成微裂纹. 此外, 少量的疲劳微裂纹也会直接在片层团界面处形成. 由图6a和b还可以观察到, 在片层团界面处的微裂纹通过吞并蠕变空洞(如图6b中裂纹C1和裂纹C3)或在裂纹尖端应力集中的作用下(如图6b中裂纹C2)进行扩展, 且其扩展方向沿试样表面片层团界面. 当循环周次N=1093 cyc时(图6c), 裂纹C2与裂纹C1, C3相互连接起来从而形成尺寸更大的裂纹C4; 与此同时, 大尺寸裂纹C4的扩展受到了其他片层团界面的阻碍. 从图6c中还可以观察到, 合金在受阻裂纹附近萌生了新的微裂纹, 且其方向垂直于外加应力方向. 当N=1269 cyc时(图6d), 此时裂纹C4主要沿着试样厚度方向进行扩展. 合金在断裂前, 如图6e和f所示, 垂直于外加应力方向的微裂纹数量和大小增加, 且在其作用下受阻裂纹C4和C5相互连接形成裂纹C6, 最终使合金发生失稳断裂. 合金断裂前发生明显的颈缩现象, 合金的断裂方式为沿晶断裂, 合金的循环寿命Nf=1395 cyc (合金断裂时间tr=19.38 h).
图7 保载时间Δt=60 s时Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y铸态合金在循环变形断裂前的原位观察SEM像
Fig.7 In situ SEM image of Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y cast alloy before fracture in cycling with smax=468.8 MPa, R=0.1 and Δt=60 s at 750 ℃
图7为Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y合金在循环变形时试样断裂前的原位观察SEM像. 合金的Nf=251 cyc (tr=6.97 h). 与Δt=10 s时相比, 合金的表面裂纹类型也包括蠕变空洞、沿片层团界面的微裂纹和垂直于外加应力方向的微裂纹, 裂纹扩展方向包括沿试样表面片层团和试样厚度方向, 说明其裂纹的萌生及扩展方式与Δt=10 s时相同. 但Δt的增加使合金在疲劳蠕变交互作用时产生垂直于外加应力方向的微裂纹数量增多, 且使合金的循环寿命降低.
疲劳蠕变交互作用的本质是疲劳损伤和蠕变损伤的相互关系. 疲劳的主要损伤形式是裂纹在晶内扩展, 而蠕变的主要损伤形式是空洞在晶界形核和长大. 当疲劳和蠕变损伤同时发生时, 一种损伤对另一种损伤的发展过程将产生一定的影响, 从而加速或减缓总损伤, 进而影响合金循环寿命[29]. 图8为Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y合金在进行不含保载时间的疲劳变形时, 试样在断裂前后的表面形貌. 可以看出, 主裂纹沿垂直于外加应力方向进行扩展; 当主裂纹扩展至719 mm时合金发生断裂, 合金断裂前没有明显的颈缩现象, 其断裂方式为穿晶断裂, Nf =4192 cyc (tr=46.58 h). 此外, 在主裂纹附近观察到垂直于外加应力方向的微裂纹, 如图8c所示. 与相同条件下Δt=10 s的原位观察结果相比, 保载时间的加入使合金在片层团界面处萌生裂纹的几率明显增大, 裂纹扩展方式发生明显转变, 合金的断裂方式由穿晶断裂变为沿晶断裂, 合金的循环寿命显著降低.
图8 Δt=0 s时Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y铸态合金断裂前后的表面形貌
Fig.8 Specimen surface morphologies of Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y cast alloy in cycling with σmax=468.8 MPa and Δt=0 s at 750 ℃ before fracture, N/Nf=99.78 % (a), detail of region A in Fig.8a (b) and after fracture (c)
前期研究[30]表明, 高铌TiAl合金在750 ℃, 468.8 MPa条件下蠕变变形时, 当合金进入稳态蠕变阶段后片层团界面处开始出现大量蠕变空洞, 蠕变空洞不断长大或相互连接形成微裂纹; 随着蠕变变形的进行, 片层团界面处微裂纹的数量和尺寸不断增加; 当合金进入加速蠕变阶段时, 片层团界面处的微裂纹相互连接直至合金断裂. 而高铌TiAl合金在750 ℃, 468.8 MPa条件下疲劳蠕变交互作用时, 在裂纹扩展前期, 片层团界面处萌生的蠕变空洞和微裂纹沿片层团界面方向长大且发生相互连接; 在裂纹扩展后期, 试样表面微裂纹包括沿片层团界面的微裂纹和垂直于外加载荷方向的微裂纹, 且在垂直于外加应力方向的微裂纹作用下合金表面相邻片层团界面处的裂纹再次发生连接, 最终导致合金断裂. 结合合金在相同应力条件下疲劳变形和蠕变变形时的原位观察结果分析发现, 2种类型的微裂纹共存以及片层团界面处的裂纹发生再次连接是高铌TiAl合金在疲劳蠕变交互作用时裂纹萌生及扩展行为的典型特征.
图9 高铌TiAl合金在750 ℃疲劳蠕变交互作用下的裂纹萌生及扩展模型
Fig.9 Model of crack initiation and propagation behavior of high Nb-containing TiAl alloys in fatigue-creep interaction at 750 ℃ (a) micro-cracks and creep voids initiate at the internal grain boundary (b) micro-cracks and creep voids growing (c~e) crack propagation behavior
图9为高铌TiAl合金在疲劳蠕变交互作用下裂纹萌生及扩展过程的模型示意图. 当在合金循环变形过程中加入保载时间后, 即在疲劳蠕变交互作用下, 其裂纹主要在与拉应力方向呈大角度的片层团界面萌生, 萌生方式有2种: (1) 主要为蠕变空洞; (2) 疲劳微裂纹, 如图9a和b所示. 因为在高温下, 首先片层团界面强度比较低, 再加上变形过程中位错的运动受到片层团界面的阻碍, 在片层团界面处塞积, 产生局部高应力集中, 因此合金在片层团界面处更易于产生蠕变空洞或直接产生疲劳微裂纹.
随着循环周次的增加, 在片层团界面处的微裂纹首先通过吞并蠕变空洞或在裂纹尖端应力集中作用下沿着片层团界面方向进行长大, 如图9b所示. 随后这些裂纹之间相互连接并继续扩展直至其扩展受到其他取向的片层团界面阻碍, 与此同时, 在受阻裂纹附近出现垂直于外加载荷方向的微裂纹, 如图9c所示. 当合金进入失稳阶段后, 受阻的裂纹开始沿试样厚度方向进行扩展, 如图9d所示. 最终在垂直于外加应力方向的微裂纹的作用下受阻裂纹之间相互连接从而使合金发生断裂, 如图9e所示.
(1) Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y合金在疲劳蠕变交互作用过程中, 裂纹主要在片层团界面处萌生, 萌生方式有蠕变空洞和疲劳微裂纹. 片层团界面处的微裂纹先通过吞并蠕变空洞或在裂纹尖端应力集中作用下片层团方向进行扩展, 而后微裂纹相互连接长大; 当裂纹扩展受到不同取向的片层团界面阻碍时, 受阻的裂纹开始沿试样厚度方向扩展, 且附近伴随出现垂直于外加载荷方向的微裂纹; 最终受阻裂纹之间再次相互连接直至断裂.
(2) 与不含保载时间的疲劳变形相比, 保载时间的加入使合金在片层团界面处萌生裂纹的几率明显增大, 裂纹扩展方式发生明显转变, 合金的断裂方式由穿晶断裂变为沿晶断裂, 合金的循环寿命显著降低.
(3) 沿片层团界面的微裂纹和垂直于外加载荷方向的微裂纹共存以及片层团界面处的裂纹发生再次连接是高铌TiAl合金在疲劳蠕变交互作用时裂纹萌生及扩展行为的典型特征.
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