低密度的TiAl基合金具有良好高温强度、抗蠕变和抗氧化等优点, 应用于航空、航天和车用发动机700~800 ℃工作的热端部件, 有利于通过结构减重提高工作效率[1 ,2 ] . 目前, 通过组织控制和合金化基本解决了TiAl合金的室温脆性问题[3 ,4 ] , 部分TiAl合金已具备了工程应用的条件. 但是, 研究[5 -8 ] 发现, TiAl合金在650~800 ℃含氧气氛中热暴露后再进行室温拉伸, 其断后伸长率降低到1.0%, 甚至0.5%以下, 又显现出室温脆性问题. 因此, 分析热暴露对TiAl合金表面及基体的影响, 揭示热暴露降低TiAl合金室温拉伸塑性的机理, 一直是改善和保持TiAl合金可靠性研究中的重要内容.
研究[5 ] 表明, 锻造Ti-48Al-1V-0.2C合金在775 ℃空气或10- 6 Pa真空中热暴露100 h后, 室温塑性均从1.5%以上降低至0.5%以下, 其塑性降低的原因是表面形成了一种具有立方晶体结构的脆性层, 而与热暴露中析出的Ti3 AlC相无关. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb在649 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性也降低50%, 在热暴露后拉断试样表面可见许多二次裂纹, 且消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复, 其拉伸塑性降低的主要原因是试样表面在热暴露过程中生成了脆性层, 进而导致空气中拉伸时表面产生微裂纹并扩展[6 ] . Ti-47A1-1.6Cr-0.9V-2.4Nb和Ti-47Al-2Mn-2Nb铸造合金分别以双态和全层片组织在600~1000 ℃热暴露后, 室温塑性均明显降低, 是因为表面脆化和湿气的共同作用. 但因实验证据不够充分, 这些机理解释都还不够确切[7 ] . 近年来, 对高Nb含量TiAl合金的研究[8 ] 也发现, 经过700和800 ℃的200 h热暴露后, 其室温塑性也从约1.5%降至0.37%和0.10%. 且有研究[9 ] 表明, 增加Al含量可改善TiAl合金的抗氧化性, 但现具有工程应用意义的TiAl合金中, Al含量均不能超过g -TiAl的化学配比, 而改变Cr, Nb, Mo等合金元素含量的作用不大.
值得注意的是, 韧性更高的层片组织热暴露后室温拉伸性能降低可能相对较少[10 ] , 且有研究[11 ] 在从不同方面分析铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金在700 ℃下热暴露2 h后拉伸塑性就会明显降低的现象时提出, 氧或氢的致脆作用易在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂. 对于g /a 2 界面取向一致的定向层片组织, 在沿层片方向载荷作用下, 具有优异的室温拉伸性能和断裂韧性[12 ,13 ] , 因表面氧化产生的脆性层裂纹向基体扩展的阻力也可能较大, 有希望在热暴露中更好地保持室温塑性. 因此, 本研究对铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金定向层片组织在750 ℃大气中进行48~300 h的热暴露, 实验评价其室温拉伸塑性随热暴露时间的变化, 探讨通过组织优化减少热暴露对室温塑性不利影响的可能性. 另外, 采用拉伸中途卸载、渗透染色后再继续加载至断裂的实验方法, 观察脆性层中可能出现的早期裂纹及其向基体扩展的路径, 以讨论脆性层的早期开裂是否形成裂纹源并引发拉伸试样的低塑性断裂, 进一步揭示TiAl合金热暴露致脆的微观机制, 并提出合理的解决途径.
1 实验方法
实验合金名义成分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr (原子分数, %), 简称TiAl合金. 采用水冷Cu坩埚真空感应悬浮炉熔炼2次得到母合金, 之后重熔浇注到固定模中得到直径40 mm, 长180 mm铸棒. 铸棒经1270 ℃, 180 MPa, 2.5 h热等静压和950 ℃, 12 h真空退火处理, 得到目标组织. 目标组织是由近层片组织构成的定向层片组织, 其中g 晶粒体积分数约5%, g -TiAl/a 2 -Ti3 Al层片近似平行于拉伸试样的轴向[13 ] . 由于该组织的层片取向一致特性, 合金在承受沿层片界面方向载荷作用时, 具有较好的室温拉伸强度和塑性, 且表现出良好、稳定的力学性能, 从而减少了性能波动对实验结果的影响.
采用电火花线切割在距铸棒边缘约0.5 mm处沿轴向切割毛坯试样, 制备标距直径5 mm, 长25 mm标准拉伸试样. 将部分拉伸试样在马弗炉大气环境中进行750 ℃, 48~300 h热暴露, 每个制度至少2个试样. 随后, 在Instron拉伸试验机上测试室温拉伸性能. 加载过程中采用位移控制, 位移速率为1 mm/min. 此外, 对室温拉伸塑性降低约50%的试样, 分别加载至200, 300, 400, 430, 450, 480和500 MPa后立即卸载, 随后采用Secotom-15精密切割机以0.005 mm/s的进刀速率沿轴向解剖试样, 观察表面脆性层微裂纹的形成和扩展. 再选取3根加载应力为500 MPa的试样, 采用DPT-5染色剂进行染色渗透, 以标记微裂纹的位置. 染色时间为24 h, 染色结束后不进行清洗和显像, 之后重新加载直至断裂, 以确定染色区标记的微裂纹与拉伸断裂的关系. 采用JSM6480L扫描电镜(SEM)的二次电子像(SE), 背散射电子像(BSE)以及能谱(EDS)观察断口和反应层形貌, 并采用EPMA-1600电子探针(EPMA)分析试样表面反应层各元素的含量.
2 结果与讨论
2.1 热暴露对室温拉伸性能的影响
图1为定向层片组织TiAl合金750 ℃热暴露不同时间后的室温拉伸性能. 如图1a所示, 与未热暴露试样相比, 48 h热暴露后, 拉伸强度降低约20 MPa, 随热暴露时间的增加, 拉伸强度并未继续降低, 即使时间增加至300 h, 拉伸强度也仅降低约30 MPa. 同时, 即使热暴露至300 h, 屈服强度仍基本未变, 这与一般双态组织和层片组织的表现相近[7 ] . 然而, 随热暴露时间增加, 室温拉伸塑性则发生了明显的变化. 因而, 本工作将重点分析热暴露对定向层片组织TiAl合金拉伸塑性的影响.
图1 在750 ℃热暴露不同时间后定向层片组织TiAl合金的室温拉伸性能
Fig.1 Strength (a) and plastic elongation (b) of TiAl alloy with directional lamellar microstructure after exposure for different times at 750 ℃
由图1b可见, 热暴露使合金室温拉伸塑性明显降低. 由于本研究合金是典型的双相TiAl合金, 在750 ℃温度下其组织相当稳定, 说明拉伸试样表面或近表面的性质发生了变化. 值得注意的是, 该材料热暴露后的室温拉伸塑性在0~48 h, 48~150 h和大于150 h 3个时间段表现出明显不同的下降程度, 但其暴露后室温拉伸塑性的水平明显高于已报导研究中各种合金的各种组织热暴露后的室温拉伸塑性, 表明其表面或近表面性质的变化具有特殊性.
750 ℃热暴露48 h后, 室温拉伸塑性从加工态的2.81%±0.10%降低到2.20%±0.11%. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb合金双态组织在650 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性从1.8%降低到0.9%[6 ] , 原因是拉伸时在试样表面形成的脆性层中会产生微裂纹, 并提供了2方面的证据, 一是在热暴露后拉断试样表面发现了许多二次裂纹, 二是消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复. 铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金的层片组织在700 ℃下热暴露2 h后, 其塑性均有明显的降低, 热暴露后拉伸塑性值分别为0.1%和0.4%, 其塑性降低的原因是高温下扩散进基体的氧或氢在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂[11 ] . 这些研究均提出了不同的热暴露致脆机理, 但在实验证据和分析讨论中均指向表面脆化致使拉伸早期易出现表面微裂纹, 在继续拉伸加载过程中, 这些微裂纹向基体扩展而产生缺口致脆效应. 由于与其他合金相比, 该组织TiAl合金750 ℃热暴露48 h后的室温拉伸塑性仍保持2.20%, 则其表面脆化的程度较小, 或诱发的裂纹在基体中扩展阻力较大, 使其难以产生缺口效应.
热暴露时间在48~150 h时, 该组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍保持2%以上, 即继续增加热暴露时间拉伸塑性并未继续降低, 这表明热暴露后, 该组织保持室温塑性的时间更长, 热暴露致其脆化的程度更小. 另一方面, 与其它研究中相同或相近条件热暴露实验结果相比, 定向层片组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍明显高于层片无择优取向的TiAl合金[5 ,7 ,14 ] . 这些研究对塑性降低原因的分析中也都提到表面脆化的影响, 只是致脆机理不一致, 主要有表面析出不同类型的脆性相[8 ] 和氧扩散进入基体形成富氧脆性层[14 ] . 但这些脆性层本身不会对TiAl合金的拉伸塑性产生明显影响, 只有萌生出微裂纹并形成缺口效应时才危及拉伸塑性. 750 ℃热暴露150 h以内, 该组织TiAl合金保持更好的塑性, 这可能与表面脆化的程度一直较低或者是其对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大有关.
热暴露超过150 h后, 室温拉伸塑性呈现进一步的降低, 热暴露200和300 h后, 拉伸塑性降到了1.58%±0.03%和1.03%±0.21%, 说明表面脆化的程度呈现拐点加剧或者对表面裂纹扩展的阻力下降.
本研究中TiAl合金只以Cr和V进行合金化, 从成分角度看, 其抗氧化性并不优于含Nb或W的TiAl合金[15 ] . 热暴露后, 因氧化而出现表面脆化的程度较低或者对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大, 均可能主要取决于其组织所具有的特定层片取向. 因而, 本研究从定向层片组织TiAl合金热暴露后表面层的组成和形貌以及表面裂纹扩展阻力两方面对其热暴露致脆的原因进行分析, 进而揭示这种组织形态抵抗热暴露致脆的能力较强的机制.
2.2 表面反应层组成及拉断试样表面微裂纹
图2为750 ℃, 200 h热暴露试样的截面形貌. 由图可见, 表面反应层完整, 未发生脱落, 同时, 基体组织也未见变化. BSE观察和EDS线扫描结果表明, 外侧反应层富Ti, Al和O, 是TiO2 和Al2 O3 混合氧化层, 混合氧化层厚度为(15.43±3.72) μm. 介于混合氧化层和基体之间呈亮白色的区域富Ti, 贫Al, 为贫Al层, 厚度为(4.83±0.87) μm. 采用EPMA对贫Al层进行点扫描分析, 结果见表1. 可见, 靠近外侧氧化层区域成分接近Ti∶Al∶O=5∶3∶2(原子分数, 下同); 中间区域Ti∶Al≈2∶1, 但O含量较高, 约为5%; 靠近基体的区域Ti∶Al≈2∶1, 并未检测到O. 参考其它研究对TiAl合金热暴露后表面脆性相的鉴定和分析结果[5 ,16 ] , 本研究合金介于基体和外侧氧化层之间的富O, 贫Al层也是一种脆性的硬化层. 此外, 对比经800 ℃, 200 h空气中热暴露的Ti-45Al-5Nb-B-C合金[8 ] 和本工作750 ℃, 200 h热暴露的TiAl合金表面反应层组成和厚度可知, 尽管Ti-45Al-5Nb-B-C合金热暴露的温度更高, 但其外侧混合氧化层和过渡层的厚度仅为5和1 mm, 均明显小于本研究合金的混合氧化层和中间脆性层的厚度. 可见, 相同或相近条件的热暴露后, 本研究用合金更易形成表面氧化层和脆性层. 然而, 该材料却能保持更好的室温拉伸塑性, 这可能与其基体定向层片组织特征有利于减弱表面裂纹所致的缺口脆化效应有关.
图2 750 ℃, 200 h热暴露后定向层片组织TiAl合金表面反应层的形貌
Fig.2 Morphology of surface reaction layer of TiAl alloy with directional lamellar microstructure after exposure at 750 ℃ for 200 h
图3 750 ℃, 200 h热暴露后TiAl合金拉断试样断口附近的微裂纹形貌
Fig.3 Morphology of microcrack near fracture surface for TiAl alloy with directional lamellar microstructure exposed at 750 ℃ for 200 h (The arrow indicates the microcrack)
将750 ℃, 200 h热暴露后定向层片组织TiAl合金拉伸试样沿轴向解剖, 其形貌如图3所示. 可见, 在其截面上观察到大量垂直于表面的微裂纹, 这些微裂纹由表面脆性层诱发, 部分微裂纹已经扩展进入基体, 其中距断口约100 μm处的微裂纹扩展进入基体的深度达到500 mm, 这与经649 ℃热暴露16 h的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金拉断试样表面观察到现象一致, 但Ti-48Al-2Cr-2Nb合金室温拉伸塑性则从1.8%降低到0.9%[6 ] , 而该材料750 ℃, 200 h热暴露后仍然保持1.58%的塑性. 显然, 观察和分析拉断试样表面微裂纹特征, 尚不足以解释定向层片组织热暴露后室温拉伸塑性得到更好保持这一现象.
2.3 微裂纹的产生及其与室温拉伸断裂的关系
对热暴露试样在一系列应力条件下进行室温加载, 卸载后沿轴向解剖试样, 观察不同应力卸载试样表面微裂纹的形成以及微裂纹在基体内部的扩展行为, 同时对卸载试样进行染色渗透标记微裂纹后再加载拉断, 则有可能解释上述现象.
750 ℃, 200 h热暴露后, 未加载试样表面并未观察到微裂纹. 将热暴露试样加载至一系列设定应力, 卸载试样截面形貌观察表明, 当应力低于430 MPa时, 均未观察到微裂纹; 应力为430 MPa时, 观察到少量垂直于表面的微裂纹, 微裂纹仅只贯穿贫Al层和部分氧化物层, 并未扩展进入基体(图4a); 当应力增加到450 MPa时, 观察到较多的微裂纹, 其中大部分微裂纹贯穿贫Al层和部分混合氧化物层, 少数微裂纹完全贯穿整个反应层, 甚至扩展进入基体(图4b). 根据微裂纹张开距离可以看出, 位于基体和贫Al层界面处的微裂纹宽度更大. 可见, 微裂纹优先起源于反应层内部, 且位于贫Al层, 并非外侧氧化物表面. 同时, 产生微裂纹的临界应力为430 MPa, 略低于基体的屈服强度.
图4 定向层片组织TiAl合金热暴露室温加载和卸载后的截面形貌
Fig.4 Morphologies of microcrack initiating at Al-depleted layer and running through surface reaction layer when unloaded at 430 MPa (a) and microcrack running through surface reaction layer followed by propagating into the substrate when unloaded at 450 MPa (b) of TiAl alloy
图5 500 MPa卸载后TiAl合金的截面微裂纹形貌
Fig.5 Morphology of microcrack propagating into the substrate unloaded at 500 MPa of TiAl alloy
图5为热暴露后500 MPa卸载试样截面形貌. 可以看出, 当应力进一步增加到500 MPa (略低于该热暴露试样的抗拉强度)时, 观察到大量垂直于表面并贯穿整个表面反应层的微裂纹, 较多微裂纹已扩展进入基体. 微裂纹径向深度的统计结果表明, 微裂纹最大深度约108 mm, 在基体的扩展深度约85 mm. 对500 MPa卸载试样染色渗透之后重新加载至拉断, 其断裂强度仅为484 MPa, 比一次加载至断裂试样的抗拉强度低38 MPa. 图6为该试样的断口形貌. 观察发现, 断口表面存在2个染色剂渗透区, 说明加载应力为500 MPa试样表面已经产生了足以使染色剂渗透的微裂纹. 更重要的是, 染色剂渗透深度较大的区域正是室温拉伸断裂起源. 事实上, 一次加载至500 MPa时, 在试样表面反应层和基体外侧已经存在深度约108 mm的裂纹, 卸载后再次加载时, 这些微裂纹起到尖锐缺口的作用, 在微裂纹尖端产生较大程度的应力集中和应变集中, 约束了材料的塑性变形, 在后续的加载过程中, 微裂纹进一步扩展, 最终导致热暴露试样在较低的应力下以较低的塑性变形提前断裂. 由此可见, 正是起源于贫Al脆性层并已扩展进入基体的微裂纹导致了最终的拉伸断裂.
图6 500 MPa卸载、染色和二次加载至拉断后TiAl合金的断口形貌
Fig.6 Fractography of TiAl alloy unloaded at 500 MPa followed by dye-penetrating and reloading until fracture
图7 450 MPa卸载TiAl合金的微裂纹尖端形貌
Fig.7 Morphologies of microcrack deflecting along the lamellae interface (a) and ligament forming in the lamellar zone (b) with the lamellar interface parallel to the surface for TiAl alloy unloaded at 450 MPa
图7为450 MPa卸载试样的裂纹尖端形貌. 由图可见, 微裂纹在基体内部的扩展路径曲折, 微裂纹发生了偏转并沿层间扩展(图7a), 同时还形成了韧带(图7b). 裂纹偏转和韧带的形成有利于抑制裂纹的扩展, 从而延缓断裂的发生. 有研究[17 ] 指出, 当层片界面垂直于裂纹扩展方向时, 层片团通过裂纹分叉、裂纹偏转和薄板韧化机制, 使该类层片组织表现出最高的裂纹扩展抗力. 而对于无择优取向的组织, 基体表层不可避免存在层片界面垂直于拉伸方向和试样表面的层片团, 这类层片团的裂纹扩展抗力较低. 例如, 层片组织Ti-46Al-2W合金700 ℃热暴露1 h后, 表面并未观察到反应层, 但在氧致脆化或氢致脆化的作用下, 裂纹更倾向于在层片界面平行于裂纹扩展方向的层片团内扩展, 从而导致其室温拉伸塑性明显降低[11 ] . 对于层片界面平行于外表面的定向层片组织, 由于起源于贫Al层的微裂纹在基体内部的扩展方向垂直于层片界面, 微裂纹扩展抗力最大, 其长大至临界裂纹尺寸所需的外加应力更高. 因而, 有利于延缓热暴露试样室温拉伸断裂的发生, 从而降低热暴露致脆效应, 最终, 定向层片组织TiAl合金在热暴露后表现出比其它无择优取向特征的TiAl合金更好的室温拉伸塑性.
由此可见, 定向层片组织在热暴露后更好地保持其室温拉伸塑性, 其实质正是由于这种定向层片组织材料具有更高的裂纹扩展抗力. 因此, 通过组织优化, 形成层片界面平行于外表面的定向层片组织, 则可能有效抑制热暴露对TiAl合金的致脆效应.
3 结论
(1) 对于定向层片组织铸造TiAl合金, 当拉伸载荷与层片界面平行时, 在750 ℃大气中热暴露48~150 h后, 其室温拉伸塑性仍大于2.0%, 200和300 h后分别保持1.5%和1.0%, 热暴露致其脆化的程度远小于双态组织和其它层片组织.
(2) 随热暴露时间的增加, 定向层片组织铸造TiAl合金室温拉伸塑性也会进一步降低, 呈现出与一般双态组织和层片组织相似的热暴露致脆现象, 但层片组织的择优取向可显著延缓热暴露致脆现象的发生和发展.
(3) 热暴露后, 定向层片组织拉伸试样表面氧化层和基体之间同样存在贫Al层, 在拉伸中明显呈现脆性. 在较低应力水平下, 脆性层诱发微裂纹, 微裂纹在后续加载过程中向基体扩展, 形成使试样断裂的主裂纹. 这种微裂纹在拉伸试样中相当于尖锐缺口, 约束了材料的塑性变形, 是TiAl合金热暴露致脆的主要机制.
(4) 拉伸试样中层片界面平行于外表面时, 有利于抑制因脆性层诱发的微裂纹在后续加载过程中向基体扩展而形成的缺口效应, 从而使定向层片组织铸造TiAl合金可在热暴露后保持良好的室温拉伸塑性.
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1992
... 低密度的TiAl基合金具有良好高温强度、抗蠕变和抗氧化等优点, 应用于航空、航天和车用发动机700~800 ℃工作的热端部件, 有利于通过结构减重提高工作效率[1 ,2 ] . 目前, 通过组织控制和合金化基本解决了TiAl合金的室温脆性问题[3 ,4 ] , 部分TiAl合金已具备了工程应用的条件. 但是, 研究[5 -8 ] 发现, TiAl合金在650~800 ℃含氧气氛中热暴露后再进行室温拉伸, 其断后伸长率降低到1.0%, 甚至0.5%以下, 又显现出室温脆性问题. 因此, 分析热暴露对TiAl合金表面及基体的影响, 揭示热暴露降低TiAl合金室温拉伸塑性的机理, 一直是改善和保持TiAl合金可靠性研究中的重要内容. ...
... 研究[5 ] 表明, 锻造Ti-48Al-1V-0.2C合金在775 ℃空气或10- 6 Pa真空中热暴露100 h后, 室温塑性均从1.5%以上降低至0.5%以下, 其塑性降低的原因是表面形成了一种具有立方晶体结构的脆性层, 而与热暴露中析出的Ti3 AlC相无关. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb在649 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性也降低50%, 在热暴露后拉断试样表面可见许多二次裂纹, 且消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复, 其拉伸塑性降低的主要原因是试样表面在热暴露过程中生成了脆性层, 进而导致空气中拉伸时表面产生微裂纹并扩展[6 ] . Ti-47A1-1.6Cr-0.9V-2.4Nb和Ti-47Al-2Mn-2Nb铸造合金分别以双态和全层片组织在600~1000 ℃热暴露后, 室温塑性均明显降低, 是因为表面脆化和湿气的共同作用. 但因实验证据不够充分, 这些机理解释都还不够确切[7 ] . 近年来, 对高Nb含量TiAl合金的研究[8 ] 也发现, 经过700和800 ℃的200 h热暴露后, 其室温塑性也从约1.5%降至0.37%和0.10%. 且有研究[9 ] 表明, 增加Al含量可改善TiAl合金的抗氧化性, 但现具有工程应用意义的TiAl合金中, Al含量均不能超过g -TiAl的化学配比, 而改变Cr, Nb, Mo等合金元素含量的作用不大. ...
... 热暴露时间在48~150 h时, 该组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍保持2%以上, 即继续增加热暴露时间拉伸塑性并未继续降低, 这表明热暴露后, 该组织保持室温塑性的时间更长, 热暴露致其脆化的程度更小. 另一方面, 与其它研究中相同或相近条件热暴露实验结果相比, 定向层片组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍明显高于层片无择优取向的TiAl合金[5 ,7 ,14 ] . 这些研究对塑性降低原因的分析中也都提到表面脆化的影响, 只是致脆机理不一致, 主要有表面析出不同类型的脆性相[8 ] 和氧扩散进入基体形成富氧脆性层[14 ] . 但这些脆性层本身不会对TiAl合金的拉伸塑性产生明显影响, 只有萌生出微裂纹并形成缺口效应时才危及拉伸塑性. 750 ℃热暴露150 h以内, 该组织TiAl合金保持更好的塑性, 这可能与表面脆化的程度一直较低或者是其对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大有关. ...
... 图2为750 ℃, 200 h热暴露试样的截面形貌. 由图可见, 表面反应层完整, 未发生脱落, 同时, 基体组织也未见变化. BSE观察和EDS线扫描结果表明, 外侧反应层富Ti, Al和O, 是TiO2 和Al2 O3 混合氧化层, 混合氧化层厚度为(15.43±3.72) μm. 介于混合氧化层和基体之间呈亮白色的区域富Ti, 贫Al, 为贫Al层, 厚度为(4.83±0.87) μm. 采用EPMA对贫Al层进行点扫描分析, 结果见表1. 可见, 靠近外侧氧化层区域成分接近Ti∶Al∶O=5∶3∶2(原子分数, 下同); 中间区域Ti∶Al≈2∶1, 但O含量较高, 约为5%; 靠近基体的区域Ti∶Al≈2∶1, 并未检测到O. 参考其它研究对TiAl合金热暴露后表面脆性相的鉴定和分析结果[5 ,16 ] , 本研究合金介于基体和外侧氧化层之间的富O, 贫Al层也是一种脆性的硬化层. 此外, 对比经800 ℃, 200 h空气中热暴露的Ti-45Al-5Nb-B-C合金[8 ] 和本工作750 ℃, 200 h热暴露的TiAl合金表面反应层组成和厚度可知, 尽管Ti-45Al-5Nb-B-C合金热暴露的温度更高, 但其外侧混合氧化层和过渡层的厚度仅为5和1 mm, 均明显小于本研究合金的混合氧化层和中间脆性层的厚度. 可见, 相同或相近条件的热暴露后, 本研究用合金更易形成表面氧化层和脆性层. 然而, 该材料却能保持更好的室温拉伸塑性, 这可能与其基体定向层片组织特征有利于减弱表面裂纹所致的缺口脆化效应有关. ...
3
1994
... 研究[5 ] 表明, 锻造Ti-48Al-1V-0.2C合金在775 ℃空气或10- 6 Pa真空中热暴露100 h后, 室温塑性均从1.5%以上降低至0.5%以下, 其塑性降低的原因是表面形成了一种具有立方晶体结构的脆性层, 而与热暴露中析出的Ti3 AlC相无关. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb在649 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性也降低50%, 在热暴露后拉断试样表面可见许多二次裂纹, 且消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复, 其拉伸塑性降低的主要原因是试样表面在热暴露过程中生成了脆性层, 进而导致空气中拉伸时表面产生微裂纹并扩展[6 ] . Ti-47A1-1.6Cr-0.9V-2.4Nb和Ti-47Al-2Mn-2Nb铸造合金分别以双态和全层片组织在600~1000 ℃热暴露后, 室温塑性均明显降低, 是因为表面脆化和湿气的共同作用. 但因实验证据不够充分, 这些机理解释都还不够确切[7 ] . 近年来, 对高Nb含量TiAl合金的研究[8 ] 也发现, 经过700和800 ℃的200 h热暴露后, 其室温塑性也从约1.5%降至0.37%和0.10%. 且有研究[9 ] 表明, 增加Al含量可改善TiAl合金的抗氧化性, 但现具有工程应用意义的TiAl合金中, Al含量均不能超过g -TiAl的化学配比, 而改变Cr, Nb, Mo等合金元素含量的作用不大. ...
... 750 ℃热暴露48 h后, 室温拉伸塑性从加工态的2.81%±0.10%降低到2.20%±0.11%. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb合金双态组织在650 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性从1.8%降低到0.9%[6 ] , 原因是拉伸时在试样表面形成的脆性层中会产生微裂纹, 并提供了2方面的证据, 一是在热暴露后拉断试样表面发现了许多二次裂纹, 二是消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复. 铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金的层片组织在700 ℃下热暴露2 h后, 其塑性均有明显的降低, 热暴露后拉伸塑性值分别为0.1%和0.4%, 其塑性降低的原因是高温下扩散进基体的氧或氢在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂[11 ] . 这些研究均提出了不同的热暴露致脆机理, 但在实验证据和分析讨论中均指向表面脆化致使拉伸早期易出现表面微裂纹, 在继续拉伸加载过程中, 这些微裂纹向基体扩展而产生缺口致脆效应. 由于与其他合金相比, 该组织TiAl合金750 ℃热暴露48 h后的室温拉伸塑性仍保持2.20%, 则其表面脆化的程度较小, 或诱发的裂纹在基体中扩展阻力较大, 使其难以产生缺口效应. ...
... 将750 ℃, 200 h热暴露后定向层片组织TiAl合金拉伸试样沿轴向解剖, 其形貌如图3所示. 可见, 在其截面上观察到大量垂直于表面的微裂纹, 这些微裂纹由表面脆性层诱发, 部分微裂纹已经扩展进入基体, 其中距断口约100 μm处的微裂纹扩展进入基体的深度达到500 mm, 这与经649 ℃热暴露16 h的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金拉断试样表面观察到现象一致, 但Ti-48Al-2Cr-2Nb合金室温拉伸塑性则从1.8%降低到0.9%[6 ] , 而该材料750 ℃, 200 h热暴露后仍然保持1.58%的塑性. 显然, 观察和分析拉断试样表面微裂纹特征, 尚不足以解释定向层片组织热暴露后室温拉伸塑性得到更好保持这一现象. ...
3
1995
... 研究[5 ] 表明, 锻造Ti-48Al-1V-0.2C合金在775 ℃空气或10- 6 Pa真空中热暴露100 h后, 室温塑性均从1.5%以上降低至0.5%以下, 其塑性降低的原因是表面形成了一种具有立方晶体结构的脆性层, 而与热暴露中析出的Ti3 AlC相无关. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb在649 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性也降低50%, 在热暴露后拉断试样表面可见许多二次裂纹, 且消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复, 其拉伸塑性降低的主要原因是试样表面在热暴露过程中生成了脆性层, 进而导致空气中拉伸时表面产生微裂纹并扩展[6 ] . Ti-47A1-1.6Cr-0.9V-2.4Nb和Ti-47Al-2Mn-2Nb铸造合金分别以双态和全层片组织在600~1000 ℃热暴露后, 室温塑性均明显降低, 是因为表面脆化和湿气的共同作用. 但因实验证据不够充分, 这些机理解释都还不够确切[7 ] . 近年来, 对高Nb含量TiAl合金的研究[8 ] 也发现, 经过700和800 ℃的200 h热暴露后, 其室温塑性也从约1.5%降至0.37%和0.10%. 且有研究[9 ] 表明, 增加Al含量可改善TiAl合金的抗氧化性, 但现具有工程应用意义的TiAl合金中, Al含量均不能超过g -TiAl的化学配比, 而改变Cr, Nb, Mo等合金元素含量的作用不大. ...
... 图1为定向层片组织TiAl合金750 ℃热暴露不同时间后的室温拉伸性能. 如图1a所示, 与未热暴露试样相比, 48 h热暴露后, 拉伸强度降低约20 MPa, 随热暴露时间的增加, 拉伸强度并未继续降低, 即使时间增加至300 h, 拉伸强度也仅降低约30 MPa. 同时, 即使热暴露至300 h, 屈服强度仍基本未变, 这与一般双态组织和层片组织的表现相近[7 ] . 然而, 随热暴露时间增加, 室温拉伸塑性则发生了明显的变化. 因而, 本工作将重点分析热暴露对定向层片组织TiAl合金拉伸塑性的影响. ...
... 热暴露时间在48~150 h时, 该组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍保持2%以上, 即继续增加热暴露时间拉伸塑性并未继续降低, 这表明热暴露后, 该组织保持室温塑性的时间更长, 热暴露致其脆化的程度更小. 另一方面, 与其它研究中相同或相近条件热暴露实验结果相比, 定向层片组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍明显高于层片无择优取向的TiAl合金[5 ,7 ,14 ] . 这些研究对塑性降低原因的分析中也都提到表面脆化的影响, 只是致脆机理不一致, 主要有表面析出不同类型的脆性相[8 ] 和氧扩散进入基体形成富氧脆性层[14 ] . 但这些脆性层本身不会对TiAl合金的拉伸塑性产生明显影响, 只有萌生出微裂纹并形成缺口效应时才危及拉伸塑性. 750 ℃热暴露150 h以内, 该组织TiAl合金保持更好的塑性, 这可能与表面脆化的程度一直较低或者是其对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大有关. ...
4
2005
... 低密度的TiAl基合金具有良好高温强度、抗蠕变和抗氧化等优点, 应用于航空、航天和车用发动机700~800 ℃工作的热端部件, 有利于通过结构减重提高工作效率[1 ,2 ] . 目前, 通过组织控制和合金化基本解决了TiAl合金的室温脆性问题[3 ,4 ] , 部分TiAl合金已具备了工程应用的条件. 但是, 研究[5 -8 ] 发现, TiAl合金在650~800 ℃含氧气氛中热暴露后再进行室温拉伸, 其断后伸长率降低到1.0%, 甚至0.5%以下, 又显现出室温脆性问题. 因此, 分析热暴露对TiAl合金表面及基体的影响, 揭示热暴露降低TiAl合金室温拉伸塑性的机理, 一直是改善和保持TiAl合金可靠性研究中的重要内容. ...
... 研究[5 ] 表明, 锻造Ti-48Al-1V-0.2C合金在775 ℃空气或10- 6 Pa真空中热暴露100 h后, 室温塑性均从1.5%以上降低至0.5%以下, 其塑性降低的原因是表面形成了一种具有立方晶体结构的脆性层, 而与热暴露中析出的Ti3 AlC相无关. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb在649 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性也降低50%, 在热暴露后拉断试样表面可见许多二次裂纹, 且消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复, 其拉伸塑性降低的主要原因是试样表面在热暴露过程中生成了脆性层, 进而导致空气中拉伸时表面产生微裂纹并扩展[6 ] . Ti-47A1-1.6Cr-0.9V-2.4Nb和Ti-47Al-2Mn-2Nb铸造合金分别以双态和全层片组织在600~1000 ℃热暴露后, 室温塑性均明显降低, 是因为表面脆化和湿气的共同作用. 但因实验证据不够充分, 这些机理解释都还不够确切[7 ] . 近年来, 对高Nb含量TiAl合金的研究[8 ] 也发现, 经过700和800 ℃的200 h热暴露后, 其室温塑性也从约1.5%降至0.37%和0.10%. 且有研究[9 ] 表明, 增加Al含量可改善TiAl合金的抗氧化性, 但现具有工程应用意义的TiAl合金中, Al含量均不能超过g -TiAl的化学配比, 而改变Cr, Nb, Mo等合金元素含量的作用不大. ...
... 热暴露时间在48~150 h时, 该组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍保持2%以上, 即继续增加热暴露时间拉伸塑性并未继续降低, 这表明热暴露后, 该组织保持室温塑性的时间更长, 热暴露致其脆化的程度更小. 另一方面, 与其它研究中相同或相近条件热暴露实验结果相比, 定向层片组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍明显高于层片无择优取向的TiAl合金[5 ,7 ,14 ] . 这些研究对塑性降低原因的分析中也都提到表面脆化的影响, 只是致脆机理不一致, 主要有表面析出不同类型的脆性相[8 ] 和氧扩散进入基体形成富氧脆性层[14 ] . 但这些脆性层本身不会对TiAl合金的拉伸塑性产生明显影响, 只有萌生出微裂纹并形成缺口效应时才危及拉伸塑性. 750 ℃热暴露150 h以内, 该组织TiAl合金保持更好的塑性, 这可能与表面脆化的程度一直较低或者是其对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大有关. ...
... 图2为750 ℃, 200 h热暴露试样的截面形貌. 由图可见, 表面反应层完整, 未发生脱落, 同时, 基体组织也未见变化. BSE观察和EDS线扫描结果表明, 外侧反应层富Ti, Al和O, 是TiO2 和Al2 O3 混合氧化层, 混合氧化层厚度为(15.43±3.72) μm. 介于混合氧化层和基体之间呈亮白色的区域富Ti, 贫Al, 为贫Al层, 厚度为(4.83±0.87) μm. 采用EPMA对贫Al层进行点扫描分析, 结果见表1. 可见, 靠近外侧氧化层区域成分接近Ti∶Al∶O=5∶3∶2(原子分数, 下同); 中间区域Ti∶Al≈2∶1, 但O含量较高, 约为5%; 靠近基体的区域Ti∶Al≈2∶1, 并未检测到O. 参考其它研究对TiAl合金热暴露后表面脆性相的鉴定和分析结果[5 ,16 ] , 本研究合金介于基体和外侧氧化层之间的富O, 贫Al层也是一种脆性的硬化层. 此外, 对比经800 ℃, 200 h空气中热暴露的Ti-45Al-5Nb-B-C合金[8 ] 和本工作750 ℃, 200 h热暴露的TiAl合金表面反应层组成和厚度可知, 尽管Ti-45Al-5Nb-B-C合金热暴露的温度更高, 但其外侧混合氧化层和过渡层的厚度仅为5和1 mm, 均明显小于本研究合金的混合氧化层和中间脆性层的厚度. 可见, 相同或相近条件的热暴露后, 本研究用合金更易形成表面氧化层和脆性层. 然而, 该材料却能保持更好的室温拉伸塑性, 这可能与其基体定向层片组织特征有利于减弱表面裂纹所致的缺口脆化效应有关. ...
1
2013
... 研究[5 ] 表明, 锻造Ti-48Al-1V-0.2C合金在775 ℃空气或10- 6 Pa真空中热暴露100 h后, 室温塑性均从1.5%以上降低至0.5%以下, 其塑性降低的原因是表面形成了一种具有立方晶体结构的脆性层, 而与热暴露中析出的Ti3 AlC相无关. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb在649 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性也降低50%, 在热暴露后拉断试样表面可见许多二次裂纹, 且消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复, 其拉伸塑性降低的主要原因是试样表面在热暴露过程中生成了脆性层, 进而导致空气中拉伸时表面产生微裂纹并扩展[6 ] . Ti-47A1-1.6Cr-0.9V-2.4Nb和Ti-47Al-2Mn-2Nb铸造合金分别以双态和全层片组织在600~1000 ℃热暴露后, 室温塑性均明显降低, 是因为表面脆化和湿气的共同作用. 但因实验证据不够充分, 这些机理解释都还不够确切[7 ] . 近年来, 对高Nb含量TiAl合金的研究[8 ] 也发现, 经过700和800 ℃的200 h热暴露后, 其室温塑性也从约1.5%降至0.37%和0.10%. 且有研究[9 ] 表明, 增加Al含量可改善TiAl合金的抗氧化性, 但现具有工程应用意义的TiAl合金中, Al含量均不能超过g -TiAl的化学配比, 而改变Cr, Nb, Mo等合金元素含量的作用不大. ...
1
2009
... 值得注意的是, 韧性更高的层片组织热暴露后室温拉伸性能降低可能相对较少[10 ] , 且有研究[11 ] 在从不同方面分析铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金在700 ℃下热暴露2 h后拉伸塑性就会明显降低的现象时提出, 氧或氢的致脆作用易在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂. 对于g /a 2 界面取向一致的定向层片组织, 在沿层片方向载荷作用下, 具有优异的室温拉伸性能和断裂韧性[12 ,13 ] , 因表面氧化产生的脆性层裂纹向基体扩展的阻力也可能较大, 有希望在热暴露中更好地保持室温塑性. 因此, 本研究对铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金定向层片组织在750 ℃大气中进行48~300 h的热暴露, 实验评价其室温拉伸塑性随热暴露时间的变化, 探讨通过组织优化减少热暴露对室温塑性不利影响的可能性. 另外, 采用拉伸中途卸载、渗透染色后再继续加载至断裂的实验方法, 观察脆性层中可能出现的早期裂纹及其向基体扩展的路径, 以讨论脆性层的早期开裂是否形成裂纹源并引发拉伸试样的低塑性断裂, 进一步揭示TiAl合金热暴露致脆的微观机制, 并提出合理的解决途径. ...
3
2003
... 值得注意的是, 韧性更高的层片组织热暴露后室温拉伸性能降低可能相对较少[10 ] , 且有研究[11 ] 在从不同方面分析铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金在700 ℃下热暴露2 h后拉伸塑性就会明显降低的现象时提出, 氧或氢的致脆作用易在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂. 对于g /a 2 界面取向一致的定向层片组织, 在沿层片方向载荷作用下, 具有优异的室温拉伸性能和断裂韧性[12 ,13 ] , 因表面氧化产生的脆性层裂纹向基体扩展的阻力也可能较大, 有希望在热暴露中更好地保持室温塑性. 因此, 本研究对铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金定向层片组织在750 ℃大气中进行48~300 h的热暴露, 实验评价其室温拉伸塑性随热暴露时间的变化, 探讨通过组织优化减少热暴露对室温塑性不利影响的可能性. 另外, 采用拉伸中途卸载、渗透染色后再继续加载至断裂的实验方法, 观察脆性层中可能出现的早期裂纹及其向基体扩展的路径, 以讨论脆性层的早期开裂是否形成裂纹源并引发拉伸试样的低塑性断裂, 进一步揭示TiAl合金热暴露致脆的微观机制, 并提出合理的解决途径. ...
... 750 ℃热暴露48 h后, 室温拉伸塑性从加工态的2.81%±0.10%降低到2.20%±0.11%. 铸造Ti-48A1-2Cr-2Nb合金双态组织在650 ℃空气中暴露16 h后, 室温拉伸塑性从1.8%降低到0.9%[6 ] , 原因是拉伸时在试样表面形成的脆性层中会产生微裂纹, 并提供了2方面的证据, 一是在热暴露后拉断试样表面发现了许多二次裂纹, 二是消除表面反应层后室温拉伸塑性可以恢复. 铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金的层片组织在700 ℃下热暴露2 h后, 其塑性均有明显的降低, 热暴露后拉伸塑性值分别为0.1%和0.4%, 其塑性降低的原因是高温下扩散进基体的氧或氢在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂[11 ] . 这些研究均提出了不同的热暴露致脆机理, 但在实验证据和分析讨论中均指向表面脆化致使拉伸早期易出现表面微裂纹, 在继续拉伸加载过程中, 这些微裂纹向基体扩展而产生缺口致脆效应. 由于与其他合金相比, 该组织TiAl合金750 ℃热暴露48 h后的室温拉伸塑性仍保持2.20%, 则其表面脆化的程度较小, 或诱发的裂纹在基体中扩展阻力较大, 使其难以产生缺口效应. ...
... 图7为450 MPa卸载试样的裂纹尖端形貌. 由图可见, 微裂纹在基体内部的扩展路径曲折, 微裂纹发生了偏转并沿层间扩展(图7a), 同时还形成了韧带(图7b). 裂纹偏转和韧带的形成有利于抑制裂纹的扩展, 从而延缓断裂的发生. 有研究[17 ] 指出, 当层片界面垂直于裂纹扩展方向时, 层片团通过裂纹分叉、裂纹偏转和薄板韧化机制, 使该类层片组织表现出最高的裂纹扩展抗力. 而对于无择优取向的组织, 基体表层不可避免存在层片界面垂直于拉伸方向和试样表面的层片团, 这类层片团的裂纹扩展抗力较低. 例如, 层片组织Ti-46Al-2W合金700 ℃热暴露1 h后, 表面并未观察到反应层, 但在氧致脆化或氢致脆化的作用下, 裂纹更倾向于在层片界面平行于裂纹扩展方向的层片团内扩展, 从而导致其室温拉伸塑性明显降低[11 ] . 对于层片界面平行于外表面的定向层片组织, 由于起源于贫Al层的微裂纹在基体内部的扩展方向垂直于层片界面, 微裂纹扩展抗力最大, 其长大至临界裂纹尺寸所需的外加应力更高. 因而, 有利于延缓热暴露试样室温拉伸断裂的发生, 从而降低热暴露致脆效应, 最终, 定向层片组织TiAl合金在热暴露后表现出比其它无择优取向特征的TiAl合金更好的室温拉伸塑性. ...
1
2010
... 值得注意的是, 韧性更高的层片组织热暴露后室温拉伸性能降低可能相对较少[10 ] , 且有研究[11 ] 在从不同方面分析铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金在700 ℃下热暴露2 h后拉伸塑性就会明显降低的现象时提出, 氧或氢的致脆作用易在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂. 对于g /a 2 界面取向一致的定向层片组织, 在沿层片方向载荷作用下, 具有优异的室温拉伸性能和断裂韧性[12 ,13 ] , 因表面氧化产生的脆性层裂纹向基体扩展的阻力也可能较大, 有希望在热暴露中更好地保持室温塑性. 因此, 本研究对铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金定向层片组织在750 ℃大气中进行48~300 h的热暴露, 实验评价其室温拉伸塑性随热暴露时间的变化, 探讨通过组织优化减少热暴露对室温塑性不利影响的可能性. 另外, 采用拉伸中途卸载、渗透染色后再继续加载至断裂的实验方法, 观察脆性层中可能出现的早期裂纹及其向基体扩展的路径, 以讨论脆性层的早期开裂是否形成裂纹源并引发拉伸试样的低塑性断裂, 进一步揭示TiAl合金热暴露致脆的微观机制, 并提出合理的解决途径. ...
1
2010
... 值得注意的是, 韧性更高的层片组织热暴露后室温拉伸性能降低可能相对较少[10 ] , 且有研究[11 ] 在从不同方面分析铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金在700 ℃下热暴露2 h后拉伸塑性就会明显降低的现象时提出, 氧或氢的致脆作用易在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂. 对于g /a 2 界面取向一致的定向层片组织, 在沿层片方向载荷作用下, 具有优异的室温拉伸性能和断裂韧性[12 ,13 ] , 因表面氧化产生的脆性层裂纹向基体扩展的阻力也可能较大, 有希望在热暴露中更好地保持室温塑性. 因此, 本研究对铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金定向层片组织在750 ℃大气中进行48~300 h的热暴露, 实验评价其室温拉伸塑性随热暴露时间的变化, 探讨通过组织优化减少热暴露对室温塑性不利影响的可能性. 另外, 采用拉伸中途卸载、渗透染色后再继续加载至断裂的实验方法, 观察脆性层中可能出现的早期裂纹及其向基体扩展的路径, 以讨论脆性层的早期开裂是否形成裂纹源并引发拉伸试样的低塑性断裂, 进一步揭示TiAl合金热暴露致脆的微观机制, 并提出合理的解决途径. ...
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2014
... 值得注意的是, 韧性更高的层片组织热暴露后室温拉伸性能降低可能相对较少[10 ] , 且有研究[11 ] 在从不同方面分析铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金在700 ℃下热暴露2 h后拉伸塑性就会明显降低的现象时提出, 氧或氢的致脆作用易在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂. 对于g /a 2 界面取向一致的定向层片组织, 在沿层片方向载荷作用下, 具有优异的室温拉伸性能和断裂韧性[12 ,13 ] , 因表面氧化产生的脆性层裂纹向基体扩展的阻力也可能较大, 有希望在热暴露中更好地保持室温塑性. 因此, 本研究对铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金定向层片组织在750 ℃大气中进行48~300 h的热暴露, 实验评价其室温拉伸塑性随热暴露时间的变化, 探讨通过组织优化减少热暴露对室温塑性不利影响的可能性. 另外, 采用拉伸中途卸载、渗透染色后再继续加载至断裂的实验方法, 观察脆性层中可能出现的早期裂纹及其向基体扩展的路径, 以讨论脆性层的早期开裂是否形成裂纹源并引发拉伸试样的低塑性断裂, 进一步揭示TiAl合金热暴露致脆的微观机制, 并提出合理的解决途径. ...
... 实验合金名义成分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr (原子分数, %), 简称TiAl合金. 采用水冷Cu坩埚真空感应悬浮炉熔炼2次得到母合金, 之后重熔浇注到固定模中得到直径40 mm, 长180 mm铸棒. 铸棒经1270 ℃, 180 MPa, 2.5 h热等静压和950 ℃, 12 h真空退火处理, 得到目标组织. 目标组织是由近层片组织构成的定向层片组织, 其中g 晶粒体积分数约5%, g -TiAl/a 2 -Ti3 Al层片近似平行于拉伸试样的轴向[13 ] . 由于该组织的层片取向一致特性, 合金在承受沿层片界面方向载荷作用时, 具有较好的室温拉伸强度和塑性, 且表现出良好、稳定的力学性能, 从而减少了性能波动对实验结果的影响. ...
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2014
... 值得注意的是, 韧性更高的层片组织热暴露后室温拉伸性能降低可能相对较少[10 ] , 且有研究[11 ] 在从不同方面分析铸造Ti-46Al-2W和挤压变形Ti-46Al-5Nb-1W合金在700 ℃下热暴露2 h后拉伸塑性就会明显降低的现象时提出, 氧或氢的致脆作用易在弱取向的层片团中引发早期沿层片间开裂. 对于g /a 2 界面取向一致的定向层片组织, 在沿层片方向载荷作用下, 具有优异的室温拉伸性能和断裂韧性[12 ,13 ] , 因表面氧化产生的脆性层裂纹向基体扩展的阻力也可能较大, 有希望在热暴露中更好地保持室温塑性. 因此, 本研究对铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr合金定向层片组织在750 ℃大气中进行48~300 h的热暴露, 实验评价其室温拉伸塑性随热暴露时间的变化, 探讨通过组织优化减少热暴露对室温塑性不利影响的可能性. 另外, 采用拉伸中途卸载、渗透染色后再继续加载至断裂的实验方法, 观察脆性层中可能出现的早期裂纹及其向基体扩展的路径, 以讨论脆性层的早期开裂是否形成裂纹源并引发拉伸试样的低塑性断裂, 进一步揭示TiAl合金热暴露致脆的微观机制, 并提出合理的解决途径. ...
... 实验合金名义成分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr (原子分数, %), 简称TiAl合金. 采用水冷Cu坩埚真空感应悬浮炉熔炼2次得到母合金, 之后重熔浇注到固定模中得到直径40 mm, 长180 mm铸棒. 铸棒经1270 ℃, 180 MPa, 2.5 h热等静压和950 ℃, 12 h真空退火处理, 得到目标组织. 目标组织是由近层片组织构成的定向层片组织, 其中g 晶粒体积分数约5%, g -TiAl/a 2 -Ti3 Al层片近似平行于拉伸试样的轴向[13 ] . 由于该组织的层片取向一致特性, 合金在承受沿层片界面方向载荷作用时, 具有较好的室温拉伸强度和塑性, 且表现出良好、稳定的力学性能, 从而减少了性能波动对实验结果的影响. ...
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2002
... 热暴露时间在48~150 h时, 该组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍保持2%以上, 即继续增加热暴露时间拉伸塑性并未继续降低, 这表明热暴露后, 该组织保持室温塑性的时间更长, 热暴露致其脆化的程度更小. 另一方面, 与其它研究中相同或相近条件热暴露实验结果相比, 定向层片组织TiAl合金的室温拉伸塑性仍明显高于层片无择优取向的TiAl合金[5 ,7 ,14 ] . 这些研究对塑性降低原因的分析中也都提到表面脆化的影响, 只是致脆机理不一致, 主要有表面析出不同类型的脆性相[8 ] 和氧扩散进入基体形成富氧脆性层[14 ] . 但这些脆性层本身不会对TiAl合金的拉伸塑性产生明显影响, 只有萌生出微裂纹并形成缺口效应时才危及拉伸塑性. 750 ℃热暴露150 h以内, 该组织TiAl合金保持更好的塑性, 这可能与表面脆化的程度一直较低或者是其对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大有关. ...
... [14 ]. 但这些脆性层本身不会对TiAl合金的拉伸塑性产生明显影响, 只有萌生出微裂纹并形成缺口效应时才危及拉伸塑性. 750 ℃热暴露150 h以内, 该组织TiAl合金保持更好的塑性, 这可能与表面脆化的程度一直较低或者是其对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大有关. ...
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1993
... 本研究中TiAl合金只以Cr和V进行合金化, 从成分角度看, 其抗氧化性并不优于含Nb或W的TiAl合金[15 ] . 热暴露后, 因氧化而出现表面脆化的程度较低或者对表面裂纹扩展至产生缺口效应的阻力仍较大, 均可能主要取决于其组织所具有的特定层片取向. 因而, 本研究从定向层片组织TiAl合金热暴露后表面层的组成和形貌以及表面裂纹扩展阻力两方面对其热暴露致脆的原因进行分析, 进而揭示这种组织形态抵抗热暴露致脆的能力较强的机制. ...
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2007
... 图2为750 ℃, 200 h热暴露试样的截面形貌. 由图可见, 表面反应层完整, 未发生脱落, 同时, 基体组织也未见变化. BSE观察和EDS线扫描结果表明, 外侧反应层富Ti, Al和O, 是TiO2 和Al2 O3 混合氧化层, 混合氧化层厚度为(15.43±3.72) μm. 介于混合氧化层和基体之间呈亮白色的区域富Ti, 贫Al, 为贫Al层, 厚度为(4.83±0.87) μm. 采用EPMA对贫Al层进行点扫描分析, 结果见表1. 可见, 靠近外侧氧化层区域成分接近Ti∶Al∶O=5∶3∶2(原子分数, 下同); 中间区域Ti∶Al≈2∶1, 但O含量较高, 约为5%; 靠近基体的区域Ti∶Al≈2∶1, 并未检测到O. 参考其它研究对TiAl合金热暴露后表面脆性相的鉴定和分析结果[5 ,16 ] , 本研究合金介于基体和外侧氧化层之间的富O, 贫Al层也是一种脆性的硬化层. 此外, 对比经800 ℃, 200 h空气中热暴露的Ti-45Al-5Nb-B-C合金[8 ] 和本工作750 ℃, 200 h热暴露的TiAl合金表面反应层组成和厚度可知, 尽管Ti-45Al-5Nb-B-C合金热暴露的温度更高, 但其外侧混合氧化层和过渡层的厚度仅为5和1 mm, 均明显小于本研究合金的混合氧化层和中间脆性层的厚度. 可见, 相同或相近条件的热暴露后, 本研究用合金更易形成表面氧化层和脆性层. 然而, 该材料却能保持更好的室温拉伸塑性, 这可能与其基体定向层片组织特征有利于减弱表面裂纹所致的缺口脆化效应有关. ...
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1996
... 图7为450 MPa卸载试样的裂纹尖端形貌. 由图可见, 微裂纹在基体内部的扩展路径曲折, 微裂纹发生了偏转并沿层间扩展(图7a), 同时还形成了韧带(图7b). 裂纹偏转和韧带的形成有利于抑制裂纹的扩展, 从而延缓断裂的发生. 有研究[17 ] 指出, 当层片界面垂直于裂纹扩展方向时, 层片团通过裂纹分叉、裂纹偏转和薄板韧化机制, 使该类层片组织表现出最高的裂纹扩展抗力. 而对于无择优取向的组织, 基体表层不可避免存在层片界面垂直于拉伸方向和试样表面的层片团, 这类层片团的裂纹扩展抗力较低. 例如, 层片组织Ti-46Al-2W合金700 ℃热暴露1 h后, 表面并未观察到反应层, 但在氧致脆化或氢致脆化的作用下, 裂纹更倾向于在层片界面平行于裂纹扩展方向的层片团内扩展, 从而导致其室温拉伸塑性明显降低[11 ] . 对于层片界面平行于外表面的定向层片组织, 由于起源于贫Al层的微裂纹在基体内部的扩展方向垂直于层片界面, 微裂纹扩展抗力最大, 其长大至临界裂纹尺寸所需的外加应力更高. 因而, 有利于延缓热暴露试样室温拉伸断裂的发生, 从而降低热暴露致脆效应, 最终, 定向层片组织TiAl合金在热暴露后表现出比其它无择优取向特征的TiAl合金更好的室温拉伸塑性. ...
图1
表1
