（材料加工工程专业论文）加载速度对tial基合金的损伤及断裂行为的影响.pdf

摘要 t i a l 基金属问化合物作为涡轮增压器和航空用首选材料之一，具有十分广阔 的应用前景。而应变率对t i a l 基合金的断裂机制有着重要的作用，结合实际应用 场合，发动机涡轮叶片在发动机加速到停止的过程中，加载速度的变化对其性能 的影响不容忽视，因此有必要对加载速度对t i a l 基合金的损伤及断裂机理的影响 进行详细深入的研究。 本文通过室温拉伸实验和三点弯曲实验( 3 p b ) ，研究了加载速度对具有全层 和双态组织的t i a l 基合金断裂和损伤机理的影响。研究结果表明：加载速度越低， 双态组织的拉伸强度和全层组织的缺口断裂韧性就相应降低。对拉伸试验来说随 着速度的降低拉伸强度降低，这取决于微裂纹诱发的损伤积累。对全层组织的3 p b 试验来说，随着加载速度的降低缺口断裂韧性降低，这是由于加载速度慢时，主 裂纹有足够时间沿着强度较低的层问起裂并扩展。拉伸试验和缺口弯曲试验的断 裂机理不同，在拉伸试验中，断裂发生在由更多任意方向的沿层微裂纹积累所引 起的沿层裂纹的最薄弱面上；在缺口弯曲试验中，裂纹沿着局限于缺口根部中心 线上的高应力区起裂并扩展。全层组织试样具有较差的拉伸性能，但是具有较高 的断裂韧性，出现这种相反关系是由于两种试验时的断裂机理不同。在拉伸试验 时大层团晶粒引起严重的损伤和低的强度；然而在3 p b 试验中大层团形成更大的 分叉裂纹以及形成穿过主裂纹扩展的更大阻碍物。 通过本文的研究可以就加载速率对t i a l 合金断裂机理、损伤行为、断裂过程 以及断裂韧性的影响有更深入的认识，并能更准确的评价材料的性能及其演化， 更好的掌握影响性能的主要因素，最终有助于新材料的开发。 关键词：加载速度，t i a l 基合金，断裂机理，损伤机理，断裂韧性 a b s t r a c t t i a l 一b a s e da l l o y sa so n eo ft h em a t e r i a l sf b rt u r b o c h a r g e ra n da v i a t i o nh a v ev e r y m u c ha p p l i c a t i o np r o s p e c t e f k c to fs t r a i nr a t eo nf r a c t u r em e c h a n i s mo ft i a l 七a s e d a l l o y si ss i g n i n c a n t ，a n dc o m b i n i n gw i t ha c t u a la p p l i c a t i o nc o n d i t i o n ，e f k c to fl o a d i n g s p e e do nm e c h a n i c a lp r o p e n i e sd on o ti g n o r ed u “n gt h ea c c e l e r a t ea n ds t o po fe n g i n e t u r b i n e s o ，i ti sn e c e s s a r yt os t u d yc a r e f u l l ye f f 色c to f1 0 a d i n gs p e e do nd a m a g ea n d f r a c t u r eb e h a v i o ro ft i a l - b a s e da l l o y s a tr o o mt e n l p e r a t u r et h et e n s i l et e s t sa n d3 p bt e s t sw e r eu s e dt os t u d yt h ee f f e c to f t h el o a d i n gs p e e do nf r a c t u r ea n dd a m a g em e c h a n i s mo ft i a l _ b a s e da l l o y sw i t hf u l l y l a m e l l a r ( f l ) a n dd u p l e x ( d p ) m i c r o s t r u c t u r e 1 ti ss h o w nt h a t ：w i t hl o a d i n gs p e e d l o w e r i n g ，t h et e n s i l es t r e n g t ho fd pa l l o ya n dn o t c h f a c t u r et o u g h n e s so ff la 1 1 0 y sa r e d e c r e a s e d f o rt e n s i l et e s t st h es t r e n g t hd e c r e a s ew i t hl o w e r i n gl o a d i n gs p e e d ，w h i c h r e s u l t sf r o mt h es u s t a i n e da c c u m u l a t i o no fm i c r o c r a c k i n d u c e dd a m a g ea tl o w e r l o a d i n gs p e e d f o r3 p bt e s t s o fn o t c h e df ls p e c i m e n sf t a c t u r et o u g h n e s sd e c r e a s e d w “hl o a d i n gs p e e d1 0 w e r i n g ，w h i c ho f k r e dt h et i m en e c e s s a r yf o 。p r o p a g a t i o no ft h e m a i nc r a c kt h r o u g hm o r es e c t o r so fl o wr e s i s t a n c ei n t er l a m e l l a rc r a c k st h ef r a c t u r e m e c h a n i s mi sd i f f e r e n tb e t w e e nt e n s “et e s ta n d3 p bt e s t f r a c t u r ei nt e n s i l et e s t s h a p p e n so na na r b i t r a r i l y1 0 c a t e dw e a k e s ts e c t i o ns e r i o u s l yd a m a g e db ya c c u m u l a t i o n o fl a r g ei n t e r l a m e l l a rm i c r o c r a c k s f r a c t u r ei n3 p bn o t c h e ds p e c i m e n sd e v e l o p sb y s t r e t c h i n go fab i f h r c a t e dc r a c kt h r o u g hah i g hn o r m a ls t r e s sr e g i o nc o n s t r a i n e dt oa s t r i pi nl i n ew i t ht h ec e n t e r l i n e t h ei n v e r s eb e h a v i o ro ff lt i a la l l o ys h o w i n gi n f 色r i o r t e n s i l ep r o p e r t i e sb u ts u p e r i o rf r a c t u r et o u g h n e s s ，w h i c hr e s u l t e df r o mt h ed i f 琵r e n t f r a c t u r em e c h a n i s m so ft h e s et w ot y p e so ft e s t s l a 增el a m e l l a rg r a i n sc a u s es e r i o u s d a m a g ea n dl o ws t r e n g t hi nt e n s i l es p e c i m e n s ，h o w e v e rf o r mi a r g e l yb i f u r c a t e dc r a c k t i pa n df b r ml a r g eo b s t a c l e sn e c e s s a r i l y t ob eb y p a s s e db yt h em a i nc r a c k e f f b c to fl o a d i n gs p e e do nd a m a g ea n df t a c t u r eb e h a v i o ro ft i a l b a s e da l l o y sa r e c a r e f u l l ys t u d i e di nt h i sp a p e r b yt h i sw o r k ，m a t e r i a l sp r o p e r t i e sa n de v o l u t i o nc o u l d b ea p p r a i s e dm o r ea c c u r a t e ly ，a n dt h em a i nf a c t o r so fi n f l u e n c i n gp e r f o r m a n c ea r e c l a r i f i e d ， w h i c hc o u l dp r o m o t ed e v e l o p m e n to ft h en e wm a t e “a la n dt h en e w m i c r o s t r u c t u r ef i n a h yi nt h en e a rf u t u r e k e yw o r d s ：t i a l - b a s e da l l o y s ；l o a d i n gs p e e d ；f r a c t u r em e c h a n i s m ；d a m a g em e c h a n i s m ； f r a c t u r et o u g h n e s s i i 兰州理工大学 学位论文原创性声明 本人郑重声明：所呈交的论文是本人在导师的指导下独立进行研究所取 得的研究成果。除了文中特别加以标注引用的内容外，本论文不包含任何其 他个人或集体已经发表或撰写的成果作品。对本文的研究做出重要贡献的个 人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律后果 山本人承担。 作者签名：( 智m 镊瞧加戽f 月a 日 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位沦文的规定，同意学 校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查 阅和借阅。本人授权兰州理工大学可以将本学位论文的全部或部分内容编入 有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本 学位论文。 本学位论文属于 1 、保密口，在年解密后适用本授权书。 2 、不保密团。 ( 请在以上相应方框内打“”) 日期：乒明，年石月。日 日期：口6 年一6 月口2 日 1 1 工程背景 第1 章绪论 随着航空航天技术的不断发展，为了提高发动机的热效率和减轻部件的自重， 对发动机的结构材料提出了更高的要求。金属间化合物是指以金属元素或类金属 元素为主，所构成的二元合金系中出现的中间相化合物。按照其使用途径可以分 为两类：一类是结构材料，这类材料主要是利用它的强度、刚度、硬度、密度、 耐热性和抗高温蠕变等特征；另一类是功能材料，主要是利用其特殊的光学、电 学、声学和热学等方面的性能。而由于金属问化合物晶体中金属键与共价键共存， 使其有可能同时兼有金属的韧性及陶瓷的高温性能，即高的比强度、比模量、良 好的抗氧化性、抗蠕变性及优良的高温强度、刚度以及低的密度，并且，还具有 一定的室温韧性，塑性和抗裂纹扩展性，使之优于目前的金属及其合金，成为一 类很有发展前途的高温结构材料。金属问化合物所具有的特性，使其作为一科，理 想的、有待开发的新型航空航天剧高温结构材料。t i a l 基金属问化合物具备以上 提出的特点，并且t i a l 基合金作为高温结构材料的最大优势在于，在具有良好的 高温性能的前提下，密度很低【2 _ “。故t i a l 金属间化合物作为交通工具涡轮增压器 和航空用首选材料，日本的m i t s u b i s h i 公司1 6 1 已经成功地把t i a l 金属问化合 物应用在汽车的涡轮机的叶片上。因此，t i a l 金属间化合物具有重要的应用前景。 具有实用化前景的t i a l 基台由于其晶体结构的特征，在室温属于一种脆性材 料，常发生解理断裂，难以在热加工过程中发生塑性变形，这阻碍了n a l 基合金 的实用化。为此，材料界学者针对t i a l 基合金的热加工和室温脆性作了大量研究 【7 。10 1 ，而论文的研究是基于断裂力学和损伤力学，并将两者与断裂物理结合起来， 就加载速度对t i a l 基合金断裂行为的影响进行了深入的研究。 1 2 研究现状 1 2 1 前言 以往的一些断裂模型是基于合金钢提出来的18 1 。对于t i a l 金属问化合物的 断裂模型究竟如何? 其临界事件是什么? 断裂韧性由什么决定如何衡量? 这些问 题都有待于进一步研究。 t i a l 基金属间化合物具有低密度、良好的高温强度、抗蠕变和抗氧化能力。 但是它的缺点是抗损伤能力差、较低的室温塑性，较低的断裂韧性和高裂纹扩展速 率，这些缺点增加了失效的可能性2 3 1 。就t i a l 基合金的显微组织而言，根据不同 的热处理方式可得到4 种类型的典型组织：1 ) 等轴近y 组织：非均匀的粗大晶粒并 伴有少量的的0 【2 粒子( n g ) ，2 ) 双态组织：2 + y 层状组织加等量的细小y 晶粒复 合组织( d p ) ，3 ) 近层组织：仪2 + y 片层状组织加少量的细小y 晶粒( n l ) ，4 ) 全 层组织，全部是层片状2 + y 组织晶粒( f l ) 。其中双态组织和全层组织最具典型。y 和仳2 的晶体学结构分别是l 1 0 和d o l 9 i 卜孙。尤其是层状的t i a l 合金在高温下表现 出一种很好的平衡性能，例如抗蠕变能力和断裂能力，因此被视作一类很有前途 的材料【3 一】。在断裂方面，大量的实验和分析表明层状取向的变化和晶粒边界对层 状t i a l 合金有很大的影响。层状t i a l 合金以两种形式出现：1 ) 全层组织或者双 态组织。2 ) 多孪晶合成晶体( 简称p s t ) 【2 4 ，2 5 1 。y a m a g u c h i l 7 】发展了p s t 晶体， 这是由定向生长而得到的具有单一取向的全片层晶体，片层由大量y 孪生片和d ： 组成，p s t 晶体只有一个板条团组成，没有板条团界存在。h i n u i 【4 ，9 做了大量的 实验指出p s t 的拉伸变形是角度m 的函数，这个角度是层边界和拉伸轴之间的夹 角，同时屈服强度也依赖于角度m 最大的拉伸变形发生在m = 3 1 0 。因此说明了p s t 晶体的屈服强度和伸长率具有各向异性的特点。但是层状的t i a l 合金具有拉伸性 能和断裂韧性的反常关系，即随着晶粒的增大断裂韧性增大，而它的拉伸性能则 减小i 7 2 6 。同时k s c h a n 也指出延性与韧性之间的矛盾是由于它们对团尺寸或晶 粒尺寸的反向决定关系决定的。由于它们的反向决定关系，显微组织对某种性能 有利时，可能引起其它性能上的不满意的结果【2 ”。为了降低这种相反关系的影响， m y a m a g u c h i 找到了一种采用定向凝固工艺( 简称d s ) 的方法，这种方法很好地 控制了层间距，团尺寸和层的取向，从而获得很好性能( 拉伸性能和断裂韧性) 的平衡组织。但是这种定向凝固工艺最大的困难是层状结构不是在液态中形成的， 而是在固态中形成的。如何控制固态凝固的时间是d s 工艺成功的关键。为此国内 外同行进行了大量的研究工作，他们的基本思想是：控制从液体中形核时d 相的取 向。因为y 和饯2 之间的位向存在这样的关系，即( 1 1 1 ) ，( 0 0 0 1 ) 。，旦旺的取向决定了， 层状结构的取向也就决定了。 1 2 2t i a l 基合金断裂机理的研究 脆性材料在断裂过程中常常分为裂纹的形核和裂纹的扩展两个阶段。目前对 脆性材料比较成熟的有两种形核理论，主要是s t r o h 的裂纹萌生理论和c o t t r e l l 的 裂纹萌生理论。s t r o h 理论【1 4 j 是建立在位错塞积的基础上，认为在位错塞积处有较 大的应力集中，裂纹在应力集中作用下形核。而c o t t f e l l 理论【j 5 】的基本点是合金在 变形过程中，交互滑移面相遇时，发生反应生成一个新的位错。因为反应后的能 量比反映前的能量低，所以此反应能够自动进行。j h c h e n 和r c a o l 28 】的研究 发现t i a i 合金的断裂机理如下：对于层状组织，大多数裂纹都产生于层间，层间 是最薄弱环节：而双态组织裂纹般起裂于y 晶粒或者层间。裂纹优先沿着层间 扩展，一旦裂纹在层间上起裂，裂纹很容易沿层间扩展，裂纹扩展的驱动力是拉 伸应力，而不是塑性应变。当裂纹前端出现层的方向与裂纹扩展方向垂直或者倾 斜一大角度时，裂纹一般会停止。关于t i a l 合金的各种断裂方式和断裂机理，国 内外大量的学者进行了大量深入的研究： k ，s c h a n 【36 】研究发现等轴y 合金和层 状显微结构的断裂过程有着明显的不同。等轴y 合金一般是晶间断裂和解理断裂， 在等轴y 合金中，首先显微裂纹和主裂纹的连接，然后扩展，最终导致断裂；而 在层状显微结构中，裂尖断裂过程主要由裂纹的偏转，显微裂纹扩展区的形成， 裂尖前韧带的形成，主要裂纹与显微裂纹的连接及其通过近尖韧带的断裂最终导 致宏观上的断裂。k i m 和k s c h a n 【2 圳指出：双态组织中断裂机理是塑性变形诱 发晶粒边界分层和解理，而层状组织中则是沿层界面分离而开裂。陈国良发现： 单相与双相的断裂特点相似，在韧性转变温度以下以解理断裂为主，从韧脆转变 温度开始沿晶断裂越来越明显。p m h a z z l e d j n e 及m e n d i r a t t a m ”j 指出断裂的驱 动力是拉伸应力和塑性应变。另外hi n u i 【9 】，a k i y a m a 【4 5 1 和h u a n g 、t a n g 4 6 1 也指出 大部分的塑性变形或者显微屈服作为断裂起裂的首要条件。但是j hc h e n 和r c a o 旧“1 在研究t i 4 6 3 a 1 2 v 1 c r 合金时，通过大量实验证明：裂纹沿层间起裂并 扩展，层间是最薄弱环节。沿层强度比穿晶强度低，而且沿晶裂纹在弹性变形阶 段产生。而目当拉伸应力足够大的时候就可以引起起裂并扩展，也就是断裂的驱 动力是拉伸应力而不是塑性应变。 1 2 3t i a l 基合金韧化机理的研究 尽管层状t i a l 合金有低的拉伸性能，但是它有高的k 】c 值。这种高的k l c 值 与层状合金在裂尖有一种持续高的塑性应变能力有关，这种高的塑性应变不会引 起晶粒边界分层和滑移带开裂。国内外大量学者研究层状t i a l 合金时发现：层状 t i a l 合金具有高断裂韧性的本质原因在于它有曲折的裂纹路径，已滑移和未滑移 之间形成大量的剪切带。c t l i u p8 j 的研究表明：层状结构中控制断裂韧性的三种 途径是团尺寸、层间距、合金化元素。k i m 吲认为同时加入c r 和n b 对提高t i a l 合金性能最有效。贺连龙1 47 j 研究表明，t i a l 合金中加入少量的s i 可使电子云对 称化，从而提高室温延性及断裂韧性行为。这方面的研究工作已经做了很多，但 是由于合金元素影响此类合金的性能，使一种性能提高的同时以牺牲另一种性能 为代价，因此在这方面还要进一步的研究。所以，显微结构在层状t i a l 合金的断 裂韧性中扮演着重要的角色。 ， 在目前的t i a l 合金中，出现了内在韧化机制和外在韧化机制。内在韧化机制 来源于基体的滑移和韧性相韧化；而外在韧化机制来源于裂纹偏转，韧性相架桥， 剪切带韧化，显微裂纹屏蔽，孪晶韧化及裂纹扩展的奇异性。目前主要的韧化方 式有韧性相调节及钝化；韧性相架桥；剪切韧带的韧化；孪晶韧化； 微裂纹韧化；裂尖松弛韧化。这些韧化机制具体见文献 2 5 ，3 7 ，4 3 】。 j h c h e n 和r c a o 【3 2 】认为t i a l 合金的韧化现象为：形成很多显微裂纹 区，裂尖钝化，裂纹的沿层偏转，裂纹分叉。而所有这些现象都是降低 了裂纹起裂及扩展的驱动力，也即拉伸应力，这在一定程度上就提高了t i a l 合金 的韧性。同时在实验中并没有发现剪切带的韧化机制。 1 2 4 影晌断裂的因素 除了对断裂机理和韧化机理的关注之外，国内外对影响断裂的一些因素也进行 了较多研究。 1 2 4 1 加载速率和环境的影响 p a r r i n i l 4 ，通过在2 0 到8 0 0 对一种新的合金t i 一4 8 6 a l 一1 9 c r - 1 9 n b 一1 b 的 压缩试验研究指出：在4 0 0 时，这种材料的屈服应力是温度的不规则函数，而这 种不规则性和应变强化有关。应变强化在这种反常的行为中扮演着关键的作用。 在7 0 0 以上，材料的变形机理发生变化，它变得非常软。通过t e m 观察发现这 种现象与普通位错的移动有关系。通过层状合金的t e m 照片可以看出在层状合金 中有大量的普通位错存在，所以在层的交界处一些力学性质和变形机理发生激烈 的变化。在层状结构中屈服强度和加工硬化比非层状结构中明显的高。k s c h a n 和y m k i m 4 0 l 己得出：t i a l 基合金的断裂及韧化机制为加载率、温度和环境的 函数。另外ksc h a n 通过对t i 一4 7 a l 一2 6 n b 一2 ( c r + v ) 两相合金的研究表明：在 8 0 0 下t i a l 的裂纹扩展抗力随着加载率的增加而减小，这取决于剪切韧带韧化 对应变率的反作用。这方面的研究由于其复杂性并没有得到令人满意的结论。 王瑜等【4 1j 对t i 一4 7 a 1 1 5 c r o 5 m n 一2 8 n b 合金在高应变速率下的拉伸性 能进行了研究，主要是对比了双态和全层组织在不同的应变速率下的抗拉强度6 n 和延伸率6 ，在他们的实验结果中表明：在室温下，当应变速率由5 1 0 4 s 。1 高至 8 0 0 s 。1 时，两种组织的拉伸断裂方式未发生明显变化，都是以穿层解理( 包括穿层 解理和沿层片界面开裂) 为主，局部区伴有沿晶开裂；室温高应变速率( 7 0 8 0 0 s 。1 ) 条件下，具有双态和全层组织的t i 一4 7 a l 一1 5 c r 一0 ，5 m n 一2 8 n b 合金的延伸率 都接近于零，其比低应变速率( 5 x 1 0 4 s 1 ) 下的高，其中双态组织的g b 又比全 层组织的高；环境因素不是该合金动态脆性的主要原因。在郑瑞廷等人【39 】的研究 中也发现：在一定的显微组织下，应变率降低，会导致室温塑性的增加。并且当 应变率降低时，试样中容易萌生微裂纹而导致伪塑性的出现。微裂纹多数在软取 向的晶粒中出现。z h o u 【5 3 】通过动态拉伸行为的研究表明，拉伸强度与断裂应变随 应变速率发生变化；随着应变速率的增加，拉伸强度与断裂应变逐渐增加。b a n e i s 5 4 】 着手研究半静态及动态压缩下的变形行为，结果表明开裂行为强烈决定于应变率， 在半静态应变率( 5 x 1 0 。s 。1 ) 时仅仅沿着压缩轴方向发现大的裂纹，然而在动态加载 率( 2 4 1 0 3s o ) 时压缩试样上出现了大密度的沿层裂纹，很明显高应变率降低了裂 纹起裂与扩展能力。 k s c h a n 和ym k i m l ”j 研究t i 4 7 a 1 2 6 n b 2 ( c r + v 1t i a l 合金指出在8 0 0 4 时应变率和环境影响应力一应变行为和断裂行为。相比之下，在室温的条件下，拉 伸性能和断裂行为不受环境的影响。对于在空气中的压缩实验，应力一应变行为在 一定的测试条件下对应变率和测试温度不敏感。断裂表面的研究表明在室温的条 件下低的拉伸塑性和沿着7 丫和y 2 交界面的分层有关。( 1 ) 应力- 应变行为。在应 变率是1 1 0 。3 s 。1 的时候，在室温下应力应变曲线在空气和真空中没有什幺不同。 在此应变率的条件下，在空气和氩气环境中应力一应变曲线在8 0 0 0 c 时非常相似， 暗示了在应变率为1 1 0 。3 s o 的条件下环境不会影响层状合金的拉伸性能。但是在 8 0 0 。c 空气环境下的试验结果表明应变率对层状t i a l 合金的影响是非常明显的， 随着应变率的降低合金的拉伸性能增加的。同样在氩气环境中也得到相似的试验 结果。( 2 ) 断裂行为。在2 5 0 c 时，层状t i a l 合金的k 阻力曲线在空气和真空中 进行比较可以得出：测试环境不会影响准静态裂纹扩展。另外在这两种实验下从 o0 0 4 2 m m s 到0 0 4 2 m m s 加载时，可以看出随着加载速度的增加，层状t i a l 合金 的抵抗裂纹扩展的能力是下降的。k s c h a n 对t i 一2 4 a 1 1 l n b 合金的研究也表明 在相划低的应变率( 1 l o s 。或者更小) 的条件卜，拉伸性能对测试环境很敏感， 而在卉r 对较高的应变率的条件下( 1 1 0 s 1 ) 在6 0 0 0 c 时，拉伸性能对测试环境 不敏感。 1 2 4 2 取向的影响 近年来对层状t i a l 的层取向方面的研究非常多，因为通过大量的研究，人们 发现t i a l 合金的性能强烈的依赖于微结构，而层状结构作为t i a l 合金典型组织， 其取向性有着重要的研究价值。 陆永浩和张永刚【3 3 j 通过对t i 4 9 a l ( a t ) 合金的研究，并且对裂纹与晶内片层 和晶界的交互作用的原位观察，研究了全层状组织t i a l 基合金的断裂机理。结果 表明：裂纹萌发和扩展不仅依赖于片层与拉伸轴的相对取向，还受晶粒取向的影 响。纵向交叉晶界有利于断裂韧性的提高，而横向的晶界则不利于材料断裂韧性 的提高。当层取向与拉伸轴成较大角度时( 软取向) ，平行于层的沿层裂纹通过主裂 纹与沿层微裂纹之间的剪切连接而扩展。而当拉伸轴平行片层时( 硬取向) ，主裂 纹通过裂尖前显微裂纹的形核、扩展及连接扩展，滑移带分离、沿着a 2 基平面的 断裂及孪晶诱发的显微裂纹是三种显微裂纹的形核方式，也即这时穿层裂纹占绝 大数。 1 2 4 3 晶粒边界的影响 陆永浩和张永刚【”】对t i 4 9 a l ( a t ) 合金的研究，通过s e m 原位拉伸技术和晶 体压缩实验研究了全层t i a l 基合金晶界断裂行为。研究表明，在全层状组织结构 的断裂行为中，晶界具有双重作用。一方面裂纹首先萌发于晶界区，其扩展方式 取决于晶界两侧片层的取向。另一方面，不同类型的晶界对裂纹扩展的阻力不同， 因而对全层状t i a l 基合金韧性的作用不同。对于层状组织来讲，当主裂纹穿越纵 向晶界时，主裂纹尖端受阻于晶界并在相邻晶粒内引发微裂纹，在晶界附近形成 韧带剪切区，在韧带区内萌发微裂纹。随着载荷的上升，微裂纹沿着晶界长大， 扩展，由于全层组织的晶界具有内锁特征，因而沿着晶界是一个微裂纹不断激发 和连接的过程。当主裂纹附近存在横向晶界时，裂纹尖端将首先沿横向晶界的晶 粒边界沿晶断裂p ”。由于沿晶强度低于穿晶强度。所以纵向晶界有助于断裂韧性 的提高，而横向晶界对合金韧性不利。对于等轴晶粒，若塑性区大于晶粒尺寸的 一半，意味着在裂纹扩展的过程中，总有横向晶界位于塑性区内部，则裂纹扩展 导致沿晶断裂的可能性增大，断裂的韧性值降低；而当纵向晶界处于塑性区内时， 则纵向晶界的微裂纹可能会对裂纹起阻碍作用。当塑性区尺寸小于二分之一晶粒 尺寸时，则沿晶断裂的可能性变小，断裂韧性值上升；但晶粒尺寸继续增大，纵 向晶界密度降低，纵向晶界对材料的韧化作用减弱，断裂韧性值下降，显然在某 一晶粒尺寸( 约为塑性区2 倍) 时其断裂韧性达一极大值。b a s i m k i n 删研究 t i 一4 7 9 a 1 2 c r 一2 n b 时发现：微裂纹一般在层团边界和三个层团的交界处产生，原 因是这些地方由于弹性和塑性的各向异性产生了比较人的应变不协调而产生。而 且2 0 的微裂纹在边界处产生，】5 的微裂纹产生于v v 等轴晶粒边界，5 的微 裂纹产生于0 【2 - 丫相交界处。在y 一7 等轴晶粒边界处，横断面和拉伸轴之间的角度在 o 。一3 8 0 ”这个范围内。于是他基于在品粒边界孪晶应变变形的协调性，提出了一个 参数f ，这个参数与晶粒边界微裂纹形核，材料所受的应力状态和单个晶粒的取向 有关。大量的试验数据表明这个参数能够或多或少地预测晶粒边界微裂纹的起裂。 k s c h a n 和ym k i m 【”观察到：在层状结构中，室温下的断裂是沿着y y 界面分 离，很少沿y 0 1 2 分离的：而在8 0 0 时，一般沿着a 2 仪2 分离的 c h a n 【3 7 j 指出在一层团内部或者a 2 层内部优先的断裂方式是沿层断裂，几乎没 有阻力；但是如果两个层团边界的层位向有很大的角度时，团边界显示出一定的 抗力，阻碍裂纹的扩展，如图1 1 所示。 蚴细l 蜘8 嘲 圈1 1 团尺寸为6 4 0 m m 的二元t j 4 6 5 aj 层状结构的k 阻力曲线【3 7 】 6 1 2 ，4 4 层间距和团尺寸的影响 层状t i a l 合金的断裂行为被两个重要的参数控制：团尺寸和层间距。c t l i u i ”j 通过对t i 4 7 a i 2 c r 一2 n b 的研究表明在室温的条件下，层状t i a i 合金的拉伸 性能主要受团尺寸的控制，随着团尺寸的减小，塑性增加。相反，对于屈服强度 来说它主要对层问距敏感。层状t i a l 合金的起裂韧性k 。c 和裂纹扩展韧性k s 都是 随着层问距减小而增大的。但是裂纹扩展韧性k s 以一种复杂的方式受团尺寸的影 响。在韧带的模型中，k s 随着团尺寸的增大而增大，这就预测了在最大的团尺寸 时k 。最大。层间距影响k ，c 和k s 主要是通过影响穿晶微裂纹和韧带的尺寸。一个 小的层间距将阻碍显微裂纹的产生，使显微裂纹连接成主要穿晶裂纹变得很困难。 相反一个大的层间距使穿晶裂纹和显微裂纹连接成主要裂纹变得很容易，从而导 致小的韧带的尺寸和低的剪切带韧化。总之，层状t i a l 合金的断裂韧性通过层间 距和团尺寸的控制来达到目的的。理论的分析结果表明沿层变形主要是 1 1 1 t1 1 0 ，易滑移面上，而穿晶变形主要是在 1 1 1 ) 易滑移面上和 1 1 1 ) 显微孪晶 面上。 郑瑞廷和张永刚等【39 j 在显微组织应变率对全片层t i a l 合金室温塑性的影响 的研究中将团尺寸的影响扩展到三维角度，在他们的研究中不仅考虑团尺寸大小 对室温塑性的影响，而且考虑层团厚度的影响，发现在一定的应变速率下，晶粒 度的降低和片层厚度的增加都会导致全片层t i a l 合金室温塑性的增加并且具有 小晶粒度、厚片层显微组织全片层t ia 1 合金在较低的应变速率下会有较好的塑性， 这刺以后t i a l 合金断裂机理及韧化机理的研究有重要的意义。 1 2 5t i a l 基合金变形及断裂行为的数字化模拟研究 有关y t i a l 基合金的变形行为、韧化机理以及断裂机理的研究在上面已经做 了很详尽的介绍，但在模拟层状y t i a l 基合金的变形及断裂行为的研究却很少。 近几年在这方面也做了些工作，k a d 【5 5 ”】进行了层状v t i a l 基合金塑性变形的模 拟，他们发展了含有层状v 及d 2 相的单晶塑性模型，然后利用这些模型发展了位向 决定的层团变形模型。分析层状结构中裂纹的扩展一般根据线弹性断裂力学的理 论，a r a t a 【57 】用粘表面的框架分析了弹性层状结构中显微裂纹的形核及扩展，并集 中分析了含有不同位向层团结构中显微裂纹的形核，通过一薄的断裂阻抗层来分 离。同时发现在第二个层团中显微裂纹形核所需的驱动力与所设定非常薄的断裂 阻抗层( 另一侧层团的位向) 很敏感。接着a r a t a 【5 8 】分析了全层t i a l 合金的裂纹 扩展行为。裂纹扩展的分析采用了粘表面的理论，具体方法见文献【5 9 ，6 0 ，6 l 】。 n e e d e l e m a n 【6 0 ，6 l 】考虑了t i 3 a 1 相的优先断裂，t i a l 的变形根据各向同性的弹性一 粘塑性关系来决定，断裂通过材料的性能参数、粘表面的参数、加载历史来决定， 对于断裂的起裂、裂纹的扩展、扩展路径选择及裂纹停止等没有做额外的假定。 g r u j i c i c 【6 2 】用同样的方法对含p 相的层状t i a l 合金的裂纹扩展进行了模拟。 7 1 2 6t i a l 基合金损伤机理的研究 1 9 5 8 年，k a c h a n o v 在研究金属蠕变的过程中，第一次引入损伤的概念。他认 为微缺陷的扩展是导致金属蠕变损伤的主要原因。r a b o t n o v 在1 9 6 8 年对k a c h a n o v 提出的损伤变量进行了修正。1 9 8 6 年，k a c h a n o v 出版了第一本有关损伤的专著。 1 9 9 2 年，l e m a i t r e 出版了有关损伤的教程。美国应用力学评论杂志从1 9 8 8 年正式 开始将c d m 列入主题目录。至此，损伤力学己成为一门公认的固体力学新分支 【1 9 ，20 1 。 在对损伤演化机理认识的同时，损伤的定量就变得尤其重要。多年以来，人 们提出了一些关于损伤的定量研究方法。传统方法是通过材料弹性模量的减少来 确定损伤量。弹性模量是所施加应变的函数，但其测量方法较为复杂。另一个简 单有效的方法是用常规拉伸和压缩实验来测定损伤量，即通过压缩和拉伸时流变 应力的不同来定量损伤，w j p o o l e 和f j d o w d l e j 已经利用这种方法定量的测 定了损伤。损伤也可以用定量金相法测量，现代影像分析技术的出现已在很大程 度上提高了这种方法的适宜性。然而，这种方法要求非常精细的金相加工，为了 避免在抛光期问引入新的损伤或造成损伤的丢失，利用电阻变化或超声波技术做 损伤演化测定是很有利的，它具有非破坏性和允许变形期问进行同步测量的优点， 但它同时也需要灵敏度很高的设备和复杂的数据分析。密度法测量损伤也是种 实际可行的方法，但它只适用于损伤程度较大的材料1 4 ”。 设试样无损前的面积为a o ，损伤后的有效截面积为a ，设单位体积材料吸收 的能量为，则有损试样和无损试样直至拉断所吸收的能量分别为： 定义损伤变量d 为 = 喊z 肜= 刎， d 一卜罢小毒 m z ， 4呒 。 可见用能量来定义损伤变量和用有效面积来定义损伤变量是一致的，因此可 以通过测定材料损伤前后的静拉伸应力一应变( o - ) 曲线，计算出曲线所包围的 面积，并通过比较就可测量出损伤的程度。朱维斗等【4 9 l 用夏比冲击试验来评估低 周疲劳损伤程度，他们企图用材料的冲击韧性的变化来衡量其损伤的程度，从而 评估它们的性能劣化程度以及预测其剩余寿命，但并没有得到满意的结果，在一 定应变幅值下，冲击韧性并没有随疲劳周次的增加而有规律地降低，这其中的原 因也没有得到合理的解释。金尧和孙训方1 2 2 】则对历来研究疲劳损伤的方法提出了 疑问，并建立了高周疲劳的损伤一硬化模型，引入硬化状态变量来表征加载历史 8 对疲劳损伤演化过程的影响，他们认为在两级( 或多级) 加载条件下，材料的损 伤演化和剩余寿命强烈地依赖于加载历史造成损伤和硬化状态，对一直以来人们 研究损伤的方法所暗含的损伤可以用唯一参量来表征的观点提出挑战。 i n u ie ta l 【9 j 通过研究p s t 晶体的拉伸变形时发现在拉伸和压缩实验时在屈服 强度并没有什幺不同。但j hc h e n 和r ，c a o 【2 副在研究t i 4 6 3 a l 一2 v - l c r 合金的 拉伸和压缩的性能时发现：拉伸和压缩的应力一应变曲线有明显的不同，拉伸性 能远低于压缩性能，因此我们认为拉伸试验测得差的机械性能是由于在很小载荷 下产生了大量显微裂纹引起的。并且压缩试验测得屈服强度为1 3 4 6 m p a 才是真实 值。拉伸应力一应变曲线与压缩时得应力一应变曲线得偏离处应力仅为1 0 0 m p a ， 这说明了在这么小的驱动力下就引起了显微裂纹的产生。拉伸性能与压缩性能弹 性模量存在差异，而这种差异存在的主要原因就是材料在拉伸时产生了微裂纹， 导致材料损伤，所得到的弹性模量并不是有效弹性模量。所有这些都说明了材料 在拉伸时发生了很大程度的损伤【2 8 3 “。基于此，朱浩【”j 进行了预损伤对材料的断 裂机理及性能影响的研究。 1 3 课题的提出 虽然前人对t i a i 基合金做了大量的研究工作，使我们对合金的断裂机理，韧 化机理以及影响它们的因素有了深入的认识和理解，对我们开展后续的t 作有了 很大的帮助。但是，以前的研究对于加载速度对t i a l 合金性能的影响没有给予更 多的关注，在室温下，加载速度到底对t i a l 合金的损伤及断裂性能有什么样的影 响，这个问题还不清楚。应变率对t i a l 基合金的断裂机制有着重要的作用，结合 实际应用场合，发动机涡轮叶片在发动机启动到加速和停l 匕的过程中，加载速度 的变化对其性能的影响不容忽视。朱浩1 3o 】的研究结果表明控制方式对t i a l 基合金 的损伤及断裂也有重要的影响，位移加载和载荷加载方式对其机理的影响完全不 一样；同时由于加载速度对t i a l 基合金的断裂机制有着重要的作用，因此有必要 就加载速度对t i a l 基合金的损伤及断裂机理进行详细深入的研究，本论文基于此 展开深入的研究。 1 4 本论文研究内容及意义 在了解以上研究现状的基础上，本文旨在研究加载速度对t i a l 基合金室温拉 伸断裂及损伤机理、弯曲断裂及损伤机理的影响。 1 4 1 研究内容 1 ) 研究不同加载速度对全层和双态组织拉伸试验和直缺口三点弯曲测宏观 断裂参数：断裂应力g f ，弹性模量e 、屈服强度6 。断裂韧性k i c 等的影响。 2 ) 研究全层和双态组织在两种控制方式、不同加载速度下的损伤及断裂机 9 理。 3 ) 研究全层和双态组织拉伸性能和弯曲性能之间存在相反关系的机理。 1 4 2 研究意义 通过本论文的研究可以揭示加载速度对t i a l 基合金损伤及断裂行为的影响， 更准确的评价材料的性能及其演化，更好的掌握影响性能的主要因素，最终有助 于新材料的开发。同时本论文的研究对于推动t i a l 合金在航空、航天、汽车界的 广泛使用有重要的理论和实际意义。 1 0 2 1 实验材料 第2 章实验与计算方法 本实验所用材料为北京钢铁总院提供的全层( f l ) 和双态( d p ) 组织t i a l 基合金， 它们的化学成分如表2 1 所示。其室温微观组织形貌如图2 1 所示。全层和双态组 织试样的化学成份相同，热处理工艺不同。全层组织试样是在真空条件下，1 3 6 0 保温3 小时，然后空冷，晶粒尺寸大约在6 0 0 1 0 0 0 u m ；双态组织试样是在真空 条件下，1 2 6 0 保温1 2 小时，然后空冷，晶粒尺寸大约在2 0 5 0u m 。 表2 1t j a l 基合金的化学成分( 原子百分含量) 图2 1 微观组织( a ) ( b ) 全层组织( c ) ( d ) 双态组织 ，。，。垫墼塑基尘丛垄鱼邀塑丝星墼墼垄堂星堕，。，。，一 2 2 试样 ( 1 ) 拉伸试样如图2 2 所示：单位( m m ) 。 图2 2 拉伸试样几何尺寸 ( 2 ) 弯曲试样 弯曲试样在t i a l 铸锭中的取样方式如图2 3 所示。 图2 3 圆饼铸锭中试样的取向 试样是由圆饼铸锭经c k x 一2 a j 型线切割机加工而成，其直缺口也是由线切割 而成，其缺口前端的半径p = 0 0 8 7 5 m m 。3 p b 弯曲试样如图2 4 所示：单位( m m ) 。 试样的高度w 和宽度b 相同均为6 m m 。 n f 1 21 2 l 一 一l _ p 3 6 图2 43 p b 弯曲试样几何尺寸及加载方式( p 为加载点) 2 3 宏观力学实验 1 2 2 3 1 拉伸实验 2 3 1 1 拉伸断裂实验 将线切割切成的试件在i n s t r o n1 3 4 1 拉伸机上进行试验。在位移加载速度分别 为v = o 0 0 0 7 5 、o 0 0 7 5 、0 0 7 5 、7 5 m m m m i n 和载荷加载速度v = 2 0 、2 0 0 、2 0 0 0 、 2 + 1 0 5 n m i n 下，测试t i a