趙振興，孫紅亮，黃澤文

(西南交通大學(xué) 材料先進(jìn)技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，成都 610031)

由于以γ-TiAl金屬間化合物為基的高溫合金(簡稱TiAl合金)具有輕質(zhì)、高強(qiáng)和較為穩(wěn)定的高溫性能，TiAl合金正在發(fā)展成為一種優(yōu)良的航空航天領(lǐng)域輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料[1-4]。該類合金在室溫下屬于半脆性材料，對 缺陷和裂紋的形成敏感。在零件的加工、搬運(yùn)、裝配過程中，即在承受應(yīng)力的情況下，均有可能在TiAl合金表面或內(nèi)部形成應(yīng)力集中微區(qū)甚至微裂紋[5-7]；還有可能在高速氣流中受到外來異物的沖擊，形成損傷。因此，合金的表面狀態(tài)對合金的性能產(chǎn)生很大的影響，選擇合理的表面處理工藝能夠提高TiAl合金的力學(xué)性能[8-9]。目前，研究表面處理工藝對TiAl合金力學(xué)性能的影響大多集中于未熱暴露處理或短期熱暴露處理的TiAl合金，而經(jīng)過表面處理的TiAl合金在長期高溫?zé)岜┞斗圻^程中的力學(xué)性能變化特點(diǎn)尚無系統(tǒng)的研究報(bào)道。

本文作者選取一種高強(qiáng)度的γ-TiAl合金，采用噴丸和電解拋光兩種常用的表面處理工藝，研究γ-TiAl合金在700 ℃經(jīng)過長期大氣熱暴露10000 h后疲勞性能的變化。

1 實(shí)驗(yàn)

本實(shí)驗(yàn)所用 γ-TiAl合金的名義成分為Ti-44Al-5Nb-1W-1B(摩爾分?jǐn)?shù)，%，以下簡稱511合金)，由英國伯明翰大學(xué)材料系提供。經(jīng)過二次等離子弧重熔和冷壁銅坩堝凝固工藝，在保護(hù)性氣氛下制成d 96 mm的鑄錠。隨后在氬氣保護(hù)下進(jìn)行熱等靜壓處理(1310 ℃，150 MPa，4 h)，爐冷至室溫，再進(jìn)行900 ℃保溫5 h的組織穩(wěn)定化處理，以期得到致密的近片層組織。

將鑄錠加工成拉伸和疲勞試樣，再進(jìn)行機(jī)械磨削+噴丸和機(jī)械磨削+電解拋光處理。噴丸工藝采用直徑為0.4~0.5 mm的氧化鋯陶瓷球，噴射壓力為5×105Pa，噴射覆蓋率為100%。電解拋光采用的電解液為59%甲醇+35%正丁醇+6%高氯酸(體積分?jǐn)?shù))，溫度為-30~-25 ℃，電壓為20 V，電解時(shí)間約為10 min。加工完成后，將試樣清洗干凈，置于空氣流通爐中，在700 ℃下熱暴露處理10000 h，整個(gè)過程的溫度由熱電偶控制。

采用圓柱形拉伸試樣，拉伸測試部分尺寸為 d 3.99 mm×23 mm。拉伸試驗(yàn)在WDW3100型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，應(yīng)變速率為0.7×10-4s-1。得到應(yīng)力-應(yīng)變曲線并求出抗拉強(qiáng)度，條件屈服強(qiáng)度以及斷裂時(shí)的塑性伸長率。

疲勞試樣為10 mm×10 mm×70 mm的長方體試樣。疲勞性能測試在室溫下采用四點(diǎn)彎曲模式，在PLG-100型微機(jī)控制高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上完成，試驗(yàn)采用應(yīng)力比R為0.1(R=σmin/σmax)，試驗(yàn)頻率為105 Hz左右，測試跨距20 mm，不同狀態(tài)的表面作為最大受力面。

采用AMBIOS XP-2型臺階儀對熱暴露前后兩種表面狀態(tài)試樣的表面粗糙度進(jìn)行測試，每組任選4根試樣，每根試樣上測4個(gè)點(diǎn)，測試距離為5 mm，然后取平均值。使用HXD-1000TM型數(shù)字式顯微硬度計(jì)對熱暴露前后表面噴丸處理的試樣表層顯微硬度進(jìn)行測試，壓頭載荷約為3 N，加載時(shí)間為15 s。在掃描電鏡上分別采用二次電子和背散射電子成像技術(shù)觀察試樣顯微組織。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 熱暴露對511合金顯微組織的影響

511合金經(jīng)過熱等靜壓和穩(wěn)定化處理后，其顯微組織為近片層組織(NL)。圖1所示為511合金熱暴露前后顯微組織的背散射電子圖像。由圖1(a)可見，該合金由大量的α2+γ片層晶團(tuán)(L)和分布于晶團(tuán)之間的等軸γ晶粒以及分布在晶界的呈白亮色的B2+ω相組成。此外由于添加了B元素，在顯微組織中還能觀察到少量分布在晶團(tuán)中呈棒狀或長條狀的硼化物，大量的研究表明該硼化物為TiB相，其在熱力學(xué)上是穩(wěn)定的相，不會因?yàn)闊岜┞抖a(chǎn)生變化。

經(jīng)過10000 h熱暴露后，該合金組織發(fā)生了3種變化。第一種變化為α2+γ晶團(tuán)內(nèi)的α2層片出現(xiàn)平行分解(見圖1(b)和(c))。粗大的α2層片沿著平行層片方向分解，形成由若干細(xì)小的α2-γ相間層片構(gòu)成的條束結(jié)構(gòu)，這表明在α2+γ晶團(tuán)內(nèi)的α2層片上發(fā)生了α2→γ相變。第二種變化為在α2層片上發(fā)生原地分解，這是含鎢合金的典型分解特征(見圖1(d))。α2層片在原地分解為β(B2+ω)相，其特征在以前的研究中[10-13]有具體描述。第三種變化為在B2+ω等軸晶內(nèi)部出現(xiàn)了ω相以顆粒狀形式析出并聚集長大的現(xiàn)象，如圖1(c)和(d)中的箭頭所示。早期的研究表明[14]，在熱暴露條件下ω相會從β相中沉淀下來并且越來越粗大，粗大到一定程度ω相又會逆向轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪唷?/p>

表1所列為511合金熱暴露前后顯微組織的相關(guān)參數(shù)。從表1中可以看出，511合金在熱暴露時(shí)，其α2+γ層片晶團(tuán)的平均尺寸沒有大的變化，一直保持在110 μm左右。α2層片的厚度明顯降低(約為56%)，但總的體積分?jǐn)?shù)卻變化不大，表明α2→γ相變發(fā)生是有限的。等軸γ晶粒較為穩(wěn)定，其體積分?jǐn)?shù)無明顯變化，B2+ω相的體積分?jǐn)?shù)稍有增加(本研究中所給出的誤差范圍為標(biāo)準(zhǔn)方差)。

2.2 熱暴露對511合金表面粗糙度的影響

表面粗糙度采用Ra表征，其值取自被測試的一定長度表面的高低起伏幅度的平均值。表2所列為4組試樣的表面粗糙度測試結(jié)果(每個(gè)數(shù)據(jù)均是4次測試結(jié)果的平均值)。由表2可以看出，熱暴露后經(jīng)過噴丸和電解拋光處理過的試樣表面粗糙度均出現(xiàn)不同程度的增加，但是電解拋光處理的試樣表面粗糙度增加的幅度更大，約為熱暴露前的2倍。

圖1 在700 ℃熱暴露10000 h前后511合金顯微組織的背散射電子圖像 Fig.1 Back scattered SEM images of alloy 511 before((a),(b)) and after((c),(d)) exposure at 700 ℃ for 10000 h

表1 511合金熱暴露前后顯微組織的相關(guān)參數(shù) Table1 Microstructure parameter and error range of alloy 511 before and after thermal exposure

表2 不同表面狀態(tài)試樣的表面粗糙度 Table2 Average surface roughness(Ra) of samples with different surface conditions

2.3 熱暴露前后噴丸處理的511合金表層硬度變化

圖2所示為熱暴露前后噴丸處理的511合金的表層顯微硬度變化。顯然，試樣經(jīng)表面噴丸處理后，表層產(chǎn)生了局部加工硬化，硬化層厚度約為200 μm，表層比心部的維氏硬度值增加了約120 HV0.3。這種表面硬化是由噴丸引入的表面殘余壓應(yīng)力以及塑性變形促生的形變強(qiáng)化所致。而經(jīng)過10000 h熱暴露后，由噴丸引入的表面殘余壓應(yīng)力逐漸被釋放，塑性變形引起的強(qiáng)化逐漸緩解，511合金表層維氏硬度增加值降低到50 HV0.3，表面硬化層厚度也逐漸減薄，只有100 μm左右。

2.4 熱暴露前后511合金的表面形貌

圖3所示為兩種表面狀態(tài)試樣在熱暴露前后的表面微觀形貌。經(jīng)過噴丸處理的試樣，由于噴丸的強(qiáng)力撞擊，在試樣表面產(chǎn)生了一些凹坑、破損和微裂紋。試樣表層產(chǎn)生了塑性變形，合金的表面形成了殘余壓應(yīng)力。電解拋光后試樣表面相對噴丸試樣表面更加光滑，無微裂紋等明顯缺陷，表面發(fā)生了一定程度的鈍化(如圖3(b)中箭頭所示)，組織結(jié)構(gòu)清晰可見。硼化物自身為脆化相，電解拋光時(shí)表層部分條狀硼化物被拋掉了，留下了一些孤立的微型孔洞。

經(jīng)過10000 h熱暴露后，噴丸處理的511合金表面凹坑、破損和微裂紋被氧化物覆蓋，幾乎消失不見，且有部分氧化物發(fā)生脫落；而電解拋光處理的表面層片組織結(jié)構(gòu)依然可見，整個(gè)511合金表面被氧化物所覆蓋，且電解拋光被腐蝕掉的硼化物遺留下的孔也消失不見。

圖2 熱暴露前后噴丸試樣表層顯微硬度變化 Fig.2 Microhardness profiles of shot peened samples before and after thermal exposure

圖3 不同表面狀態(tài)試樣的SEM像 Fig.3 SEM images of samples with different surface conditions: (a) Shot peened surface; (b) Electropolished surface; (c) Shot peened surface after exposure; (d) Electropolished surface after exposure

2.5 熱暴露對511合金拉伸性能的影響

在室溫下對不同表面狀態(tài)的511合金進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。圖4所示為不同表面狀態(tài)試樣拉伸測試的性能參數(shù)，每組數(shù)據(jù)均是兩次測試的平均值。從圖4可以看出，在511合金熱暴露前，經(jīng)電解拋光處理試樣的拉伸強(qiáng)度比經(jīng)噴丸處理試樣的稍高(約為5%)，但是電解拋光處理試樣的室溫塑性卻不到噴丸試樣的一半。經(jīng)過熱暴露10000 h后，經(jīng)過電解拋光和噴丸處理試樣的拉伸強(qiáng)度均有不同程度的衰減，但電解拋光處理試樣的拉伸強(qiáng)度依然高于噴丸處理試樣的，屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度均高約10%。這表明電解拋光相對于噴丸能夠更好地保持合金511的強(qiáng)度。因此，511合金在經(jīng)歷熱暴露時(shí)，提高表面光潔度比提高表面強(qiáng)化更能夠減少拉伸性能的熱暴露衰減。

圖4 4種表面狀態(tài)試樣的室溫拉伸性能 Fig.4 Tensile properties of samples with four surface conditions obtained at room temperature

2.6 熱暴露對511合金疲勞性能的影響

圖5 所示為511合金在兩種表面狀態(tài)下熱暴露前后的室溫四點(diǎn)彎曲應(yīng)力-壽命(S-N)疲勞曲線。從圖5中可以看出，4種狀態(tài)的511合金試樣的S-N疲勞測試點(diǎn)非常分散，疲勞曲線都較為平緩，曲線漸近線斜率較小，符合典型的半脆性材料疲勞曲線的特征。

圖5 4種狀態(tài)的試樣室溫下四點(diǎn)彎曲S-N疲勞曲線 Fig.5 S-N curves of samples with four surface conditions obtained at room temperature

表3所列為4種狀態(tài)的試樣在1×107周次時(shí)的條件疲勞強(qiáng)度(σFL)及相應(yīng)的分析數(shù)據(jù)。從表3中可以看出，在未熱暴露時(shí)，電解拋光試樣的條件疲勞強(qiáng)度σFL高于噴丸試樣的σFL。這也許是由電解拋光試樣有較高的拉伸強(qiáng)度所致，也和其表面光潔度較高有關(guān)。噴丸 和電解拋光試樣在室溫下的條件疲勞強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的比值相差不大。經(jīng)過10000 h熱暴露后，噴丸和電解拋光試樣的疲勞極限均明顯下降，但噴丸試樣的下降幅度明顯大于電解拋光試樣的。使得電解拋光試樣的條件疲勞強(qiáng)度依然高于噴丸處理試樣的。值得注意的是電解拋光試樣室溫下的條件疲勞強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的比值在經(jīng)過熱暴露后反而增加了，出現(xiàn)大于1的現(xiàn)象。

表3 各表面狀態(tài)的試樣在1×107周次時(shí)的條件疲勞強(qiáng)度和相應(yīng)的數(shù)據(jù)分析 Table3 S-N fatigue strength at 1×107 cycles and related data analysis for samples with different surface conditions

3 分析與討論

從表3和圖5可知，在4種狀態(tài)的試樣中，除了少數(shù)試樣外，絕大多數(shù)試樣在疲勞時(shí)均是在σmax＜σ0.1的受力條件下進(jìn)行疲勞。當(dāng)試樣最大受力面承受的交變最大應(yīng)力σmax未超過該屈服應(yīng)力時(shí)(即σmax＜σ0.1)，最大受力面上不易出現(xiàn)局部區(qū)域塑性變形，在所謂軟位向上啟動位錯(cuò)滑移和孿生從而導(dǎo)致微裂紋萌生變得較為困難[15-18]。在這樣的情況下，最大受力面的表面質(zhì)量就變得極為關(guān)鍵。表面上任何缺陷都有可能成為應(yīng)力集中點(diǎn)，導(dǎo)致在該局部區(qū)域出現(xiàn)σmax＞σ0.1的實(shí)際受力狀態(tài)，從而引發(fā)在這些缺陷處出現(xiàn)微裂紋萌生和擴(kuò)展。噴丸處理能夠引起表層局部塑性變形，引入表層殘余壓應(yīng)力，一定程度上提高疲勞性能，但是由于噴丸強(qiáng)烈撞擊高強(qiáng)度511合金引入的表面凹坑容易成為應(yīng)力集中點(diǎn)，使得這種噴丸工藝容易在該合金表面留下缺陷，局部區(qū)域出現(xiàn)微裂紋的幾率增大，疲勞試樣不再存在微裂紋萌生階段的幾率增大。而電解拋光處理使試樣表面變得非常光潔，其表面粗糙度不到噴丸處理的1/3，盡可能地減少了表面存在應(yīng)力集中的可能性，從而使得該表面存在一個(gè)微裂紋萌生的階段，繼而有效改善了試樣的疲勞裂紋萌生抗力。因此，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：在熱暴露前，電解拋光處理比噴丸處理更能改善511合金的拉伸和疲勞性能。

熱暴露后，兩種表面處理方式的試樣表面均發(fā)生氧化，表面粗糙度均有所提高。已有的研究發(fā)現(xiàn)[13,17]，當(dāng)TiAl合金在高溫大氣環(huán)境中熱暴露后，表層容易出現(xiàn)脆性氧化層，導(dǎo)致TiAl合金的拉伸強(qiáng)度和疲勞性能下降。此外，長期大氣高溫?zé)岜┞稌?dǎo)致511合金組織中α2+γ晶團(tuán)中的α2層片發(fā)生α2→γ相變的平行分解和α2→β(B2+ω)相變的原地分解，會使富含氧的α2層片在分解轉(zhuǎn)變過程中將氧釋放，釋放的氧極有可能在片層組織中形成極為細(xì)小的氧化物，從而導(dǎo)致“釋氧脆化”現(xiàn)象。由表1可知α2層片的厚度降低了約56%，但整體含量卻變化不大，這表明α2層片平行分解的范圍較大，但分解量較少。

而B2+ω相為共生有序結(jié)構(gòu)，一般為亞微米-微米尺度，含有大量的Nb和W且為硬脆相，容易在晶界偏聚，導(dǎo)致脆性。在長期熱暴露條件下，ω相的析出和粗化對TiAl合金的力學(xué)性能非常不利[16]。在長期高溫?zé)岜┞哆^程中這種亞微米-微米尺度的共生有序相內(nèi)部相互轉(zhuǎn)化造成合金力學(xué)性能的衰減，在本研究中稱之為“B2+ω有序相生成脆化”現(xiàn)象。

對于噴丸處理試樣，隨著熱暴露的進(jìn)行，其引入的表面殘余壓應(yīng)力逐漸被釋放，噴丸帶來的優(yōu)勢逐漸減弱，對表面裂紋萌生的抑制作用逐漸弱化，加上表面氧化和內(nèi)部組織脆化，這導(dǎo)致其疲勞性能急劇下滑。相對于噴丸試樣，電解拋光試樣在熱暴露后的表面氧化不如噴丸試樣的嚴(yán)重，電解拋光試樣的表層組織結(jié)構(gòu)依然可見，即使在表面氧化后，其表面粗糙度仍然僅為噴丸試樣的40%左右(見表2)。因此，在經(jīng)歷同樣的熱暴露后，也沒有顯示出高于噴丸表面的熱暴露衰退。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：511合金在經(jīng)歷熱暴露時(shí)，提高表面光潔度比提高表面強(qiáng)化更能夠減少疲勞性能的熱暴露衰減。

4 結(jié)論

1) 電解拋光處理比噴丸處理更能提高Ti-44Al-5Nb-1W-1B合金的疲勞抗力。

2) 長期大氣高溫?zé)岜┞稌?dǎo)致TiAl合金表面發(fā)生氧化，內(nèi)部發(fā)生“釋氧脆化”和“B2+ω有序相生成脆化”，這些變化均會使合金的力學(xué)性能發(fā)生退化。

3) 長期大氣高溫?zé)岜┞哆^程中噴丸處理引入的表面殘余壓應(yīng)力逐漸被釋放，噴丸帶來的優(yōu)勢明顯減弱，對合金表面裂紋萌生的抑制作用明顯衰退，導(dǎo)致噴丸合金的疲勞性能大幅衰減。

4) 長期大氣高溫?zé)岜┞哆^程中電解拋光處理相對于噴丸處理能夠更好地保持含W和Nb的TiAl合金的疲勞性能。

致謝：

本文作者在試驗(yàn)過程中得到英國伯明翰大學(xué)材料系的試驗(yàn)支持，在此表示誠摯的感謝！

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