許正芳，徐向俊，林均品

(1.寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海 200940)(2.中原工學(xué)院，河南 鄭州 450007)(3.北京科技大學(xué) 新金屬材料國家重點實驗室，北京 100083)

在設(shè)計工程結(jié)構(gòu)件時，難免會存在一些幾何不連續(xù)處，如連接孔、結(jié)構(gòu)溝槽或彎角等，從材料力學(xué)角度來看，可將這些幾何不連續(xù)處視為缺口。在工件服役過程中，應(yīng)力通常會集中在這些缺口根部并容易誘發(fā)裂紋，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)件提前失效。高Nb-TiAl合金因具有優(yōu)越的高溫抗氧化性能以及瞬時高溫強(qiáng)度，已成為高溫高性能金屬間化合物的重要發(fā)展方向之一，被認(rèn)為是一種理想的航空航天用高溫結(jié)構(gòu)材料，主要用作航天飛機(jī)蒙皮、結(jié)構(gòu)件和渦輪發(fā)動機(jī)葉片等[1-4]。Kim等[5]研究認(rèn)為，大量難熔Nb元素的加入和Al含量的降低會使TiAl合金的缺口敏感性升高。從保證航空材料應(yīng)用時的安全性角度考慮，研究高Nb-TiAl合金的缺口敏感性具有重要的現(xiàn)實意義。

1 實 驗

采用真空自耗+真空自耗凝殼復(fù)合熔煉工藝制備高Nb-TiAl合金鑄錠，其名義化學(xué)成分為Ti-45Al-(8～9)Nb-(W、B、Y)(原子分?jǐn)?shù)，x/%)。鑄錠經(jīng)1 250 ℃/140 MPa/4 h熱等靜壓處理，再經(jīng)3次等溫鍛造熱加工獲得鍛態(tài)高Nb-TiAl合金坯料，其組織為細(xì)小均勻的雙態(tài)組織，如圖1所示。

圖1 鍛態(tài)高Nb-TiAl合金坯料的顯微組織Fig.1 Microstructure of as-forged high Nb containing TiAl alloy billet

以鍛態(tài)高Nb-TiAl合金坯料為研究對象進(jìn)行拉伸試驗，結(jié)合ANSYS有限元模擬，分析其缺口強(qiáng)化機(jī)理。從缺口類型和缺口根部半徑兩方面討論合金對缺口的敏感性。金屬材料對缺口敏感性的指標(biāo)[6]以缺口試樣的抗拉強(qiáng)度RmN與無缺口光滑試樣的抗拉強(qiáng)度Rm的比值來衡量，稱為缺口敏感度，并用NSR(notch sensitivity ratio)表示，如式(1)所示：

NSR=RmN/Rm

(1)

NSR越大，缺口敏感性越小。當(dāng)NSR≥1時，表明材料對缺口不敏感；當(dāng)NSR<1時，表明材料對缺口敏感。

采用機(jī)械加工制備V型和U型2種形狀的圓棒狀試樣，如圖2所示。試樣缺口根部半徑R分別為

圖2 缺口拉伸試樣的幾何尺寸Fig.2 Geometrical dimensions of notch tensile specimens

2、1、0.5 mm，缺口處直徑為5 mm，缺口外平直部分直徑為7 mm。用金相干磨砂紙進(jìn)行打磨以消除加工試樣表面的加工缺陷。無缺口試樣和圖2所示缺口試樣幾何外形相似，不同之處在于拉伸變形段為直徑7 mm的光滑區(qū)域。按照HB5214—1996標(biāo)準(zhǔn)在室溫下進(jìn)行缺口拉伸測試，拉伸設(shè)備為MTS-809型材料試驗機(jī)，應(yīng)變速率為10-3s-1。采用掃描電鏡觀察拉伸試樣的斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 拉伸性能

表1為高Nb-TiAl合金光滑試樣和缺口試樣的拉伸強(qiáng)度、延伸率以及缺口敏感度。從表1來看，對于V型缺口試樣，當(dāng)缺口角度為60°、半徑R≥1 mm時，其抗拉強(qiáng)度RmN大于光滑試樣的抗拉強(qiáng)度Rm，缺口敏感度NSR大于1，對缺口不敏感；R=0.5 mm時，V型缺口試樣的抗拉強(qiáng)度RmN在光滑試樣的抗拉強(qiáng)度Rm附近浮動，NSR=0.98～1.03，可見高Nb-TiAl合金V型缺口試樣在R=0.5 mm時產(chǎn)生缺口敏感性。U型缺口試樣在半徑R≥0.5 mm時，NSR均大于1，對缺口不敏感。U型缺口試樣在R=1 mm時，其NSR已與R=2 mm的V型缺口試樣相當(dāng)，因此未對R=2 mm的U型缺口試樣進(jìn)行拉伸測試。

表1 高Nb-TiAl合金的拉伸試驗結(jié)果

Table 1 Tensile test results of high Nb containing TiAl alloy

從表1可見，當(dāng)缺口類型相同時，隨缺口根部半徑的減小缺口敏感性增大；在相同的缺口半徑條件下，V型缺口試樣的抗拉強(qiáng)度低于U型缺口試樣，其缺口敏感性相對較大。V型缺口試樣在R=0.5 mm時可產(chǎn)生缺口敏感。

2.2 斷口形貌

圖3和圖4分別為高Nb-TiAl合金無缺口試樣和缺口試樣拉伸后的斷口形貌。對比分析缺口試樣和光滑試樣的斷口形貌，發(fā)現(xiàn)缺口的存在并沒有改變合金的斷裂模式，仍然以穿晶解理為主要斷裂模式。不同之處在于光滑試樣裂紋從邊上某一部位萌生然后向其他地方擴(kuò)展，整個斷裂面光滑平整；缺口試樣裂紋從四周萌生，然后向中間擴(kuò)展，四周斷口呈階梯狀，整個斷裂面凹凸起伏較大，裂紋萌生之處均為穿晶解理斷裂。從缺口試樣的斷口形貌(圖4c)可以看出，有缺口存在時拉伸斷口更容易萌生二次微裂紋。

圖3 高Nb-TiAl合金無缺口試樣的斷口形貌Fig.3 Fracture morphologies of unnotched specimen of high Nb containing TiAl alloy:(a)macromorphology; (b)micromorphology

圖4 高Nb-TiAl合金缺口試樣的典型斷口形貌Fig.4 Typical fracture morphologies of notched specimen of high Nb containing TiAl alloy：(a)macromorphology; (b,c)micromorphologies

2.3 ANSYS有限元模擬

采用ANSYS有限元分析軟件計算了高Nb-TiAl合金U型試樣和V型試樣缺口根部的應(yīng)力集中系數(shù)Kt。計算結(jié)果顯示，對于V型缺口試樣，根部半徑為2 mm時，應(yīng)力集中系數(shù)很小，為1.066；根部半徑為1 mm時，應(yīng)力集中系數(shù)為1.50，缺口根部存在較大的應(yīng)力集中；根部半徑為0.5 mm時，應(yīng)力集中系數(shù)為1.96，應(yīng)力集中十分明顯。顯然，隨著缺口根部半徑的減小，應(yīng)力集中系數(shù)增大，則缺口敏感度NSR減小，缺口敏感性增大，試樣易于斷裂，當(dāng)R=0.5 mm時應(yīng)力集中已很大，可能會出現(xiàn)缺口敏感。結(jié)合表1數(shù)據(jù)可知，在R=0.5 mm時，V型缺口試樣出現(xiàn)了對缺口敏感的情況，因此在設(shè)計缺口零部件時要考慮到缺口尺寸對使用安全性的影響，在設(shè)計含有V型缺口的零部件時缺口根部半徑要滿足R≥1 mm的條件。對于U型缺口零部件，在R≥0.5 mm時，其缺口敏感度NSR均大于1，對缺口不敏感。

2.4 分析與討論

對于脆性材料或低塑性材料進(jìn)行缺口試樣拉伸時，很難通過缺口根部極為有限的塑性變形使應(yīng)力重新分布，往往由彈性變形直接過渡到斷裂。本實驗中雙態(tài)組織高Nb-TiAl合金室溫拉伸延伸率約為2.2%，屬于半脆性材料的范疇，所以應(yīng)該對缺口敏感，而實驗結(jié)果卻并非如此。V型缺口試樣在R≥1 mm時，缺口敏感度NSR均大于1，對缺口不敏感，R=0.5 mm為產(chǎn)生缺口敏感的臨界值；U型缺口試樣在R=0.5 mm時已對缺口不敏感。對于這樣的實驗結(jié)果即高Nb-TiAl合金試樣對缺口不敏感，其機(jī)理可從缺口試樣斷口形貌進(jìn)行分析。高Nb-TiAl合金的斷裂機(jī)制是解理斷裂，而解理斷裂形成裂紋前材料要產(chǎn)生一定的塑性變形，可以推斷缺口試樣根部發(fā)生了一定程度的塑性變形，而塑性變形強(qiáng)化了晶粒，使應(yīng)力重新分布，在進(jìn)一步變形時引起解理應(yīng)力的提高，從而使缺口敏感度NSR大于1。已有研究表明[7]，在TiAl合金中只要產(chǎn)生0.8%的塑性變形就足以使應(yīng)力集中系數(shù)為2.4的缺口試樣應(yīng)力重新分布，而本實驗中合金室溫塑性延伸率達(dá)到了2.2%，根據(jù)有限元模擬結(jié)果，半徑R=0.5 mm時缺口根部應(yīng)力集中系數(shù)才達(dá)到2%，所以晶粒協(xié)調(diào)變形的能力變強(qiáng)，從而導(dǎo)致合金對缺口不敏感。

正如Milke等人[8]對TiAl合金的缺口敏感性研究結(jié)果一樣，在雙態(tài)組織高Nb-TiAl合金中，有相當(dāng)數(shù)量的γ晶粒，由于材料化學(xué)成分、相分布和晶粒間取向的不同，造成合金應(yīng)力分布不均勻，局部產(chǎn)生了應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致各個晶粒的塑性應(yīng)變和名義應(yīng)力存在很大的差別，這些承受大應(yīng)力和大應(yīng)變的晶粒就像材料中的缺陷一樣，裂紋將首先從這些地方開始萌生，從而大大降低合金宏觀解理所需的應(yīng)力和應(yīng)變，導(dǎo)致材料過早失效。對于相同的宏觀應(yīng)變，在一個小體積變形區(qū)域內(nèi)所包含的這種承受大變形和大應(yīng)力的晶粒一般比一個大體積變形區(qū)域內(nèi)的少，因此所測量的小體積的強(qiáng)度比大體積的強(qiáng)度高。由于缺口試樣變形主要集中在缺口根部區(qū)域，而光滑試樣在整個標(biāo)距范圍均為變形區(qū)域，所以缺口試樣的變形體積較光滑試樣的小，所測得的缺口試樣的名義應(yīng)力高于光滑試樣，從而使合金表現(xiàn)為對缺口不敏感。

金屬材料的缺口敏感性除與材料本身性能、應(yīng)力狀態(tài)(加載方式)有關(guān)外，還與缺口形狀、尺寸和實驗溫度有關(guān)。缺口根部半徑越小、缺口越深，材料對缺口的敏感性越大。缺口的存在主要是增加了缺口前端或裂紋尖端的應(yīng)力，使其提前達(dá)到晶粒開裂所需的應(yīng)力，導(dǎo)致裂紋提前開裂擴(kuò)展，但是并沒有改變其斷裂模式。對于高Nb-TiAl合金，在進(jìn)行缺口試樣拉伸時，很難通過缺口根部極為有限的塑性變形使應(yīng)力重新分布，往往直接由彈性變形過渡到斷裂。

3 結(jié) 論

(1)雙態(tài)組織高Nb-TiAl合金V型缺口試樣在缺口角度為60°、缺口根部半徑R≥1 mm時和U型缺口試樣在R≥0.5 mm時，對缺口不敏感。

(2)當(dāng)缺口類型相同時，隨著缺口根部半徑的減小，缺口敏感性增大；在相同的缺口根部半徑條件下，V型缺口比U型缺口敏感性大，V型缺口試樣在R=0.5 mm時，NSR在0.98～1.03之間，易于出現(xiàn)缺口敏感。

(3)缺口的存在并沒有改變高Nb-TiAl合金試樣的斷裂模式，但對于缺口試樣，裂紋是從四周萌生，然后向中間擴(kuò)展，四周斷口呈階梯狀，整個斷裂面凹凸起伏較大。