陳 霞，黃澤文

（西南交通大學(xué) 材料先進技術(shù)教育部重點實驗室，成都 610031）

長期熱暴露對含鎢鈮γ-TiAl合金疲勞及表面損傷容限的影響

陳 霞，黃澤文

（西南交通大學(xué) 材料先進技術(shù)教育部重點實驗室，成都 610031）

選取熱暴露（700 ℃，10000 h）前、后的Ti-44.5Al-5Nb-1W-1B（摩爾分數(shù)，%）（5-1-1合金），對其表面引入不同深度的缺口（0～800μm），研究熱暴露對該材料的疲勞性能及缺口損傷容限的影響，以Kitagawa-Takahashi線圖的形式對熱暴露引起的疲勞強化、長裂紋擴展門檻值以及合金在熱暴露影響下對表面損傷的容忍限度進行定量分析。結(jié)果表明：熱暴露導(dǎo)致的回火穩(wěn)態(tài)良性效應(yīng)大于合金顯微組織出現(xiàn)脆化的有害效應(yīng)，使得熱暴露后無缺口樣品出現(xiàn)疲勞強度提高，而α2層片分解和組織細化能適當提高疲勞長裂紋擴展門檻值。當在熱暴露后引入缺口而無回火效應(yīng)時，長期熱暴露導(dǎo)致的組織脆化成為控制性因素，材料的缺口敏感性增加，表現(xiàn)為出現(xiàn)短缺口效應(yīng)的尺寸范圍在熱暴露后明顯增大。

γ-TiAl合金；熱暴露；表面缺口；Kitagawa-Takahashi線圖；疲勞

TiAl合金具有低密度、高熔點以及較高的高溫比強度， 被認為是一種具有較好應(yīng)用前景的新一代高溫結(jié)構(gòu)材料［1-4］。但是，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、安裝和服役的時候，在承受應(yīng)力的情況下或者在遭受異物打擊時，極容易在表面和內(nèi)部形成微觀短裂紋和其他表面缺陷。研究發(fā)現(xiàn)［5］，當零件表面存在像微型缺口這樣的缺陷時，其疲勞極限不滿足傳統(tǒng)的線彈性斷裂力學(xué)理論和光滑樣品的高周疲勞極限設(shè)計準則。

因此，很有必要研究當TiAl合金材料表面存在微型缺口時，材料的疲勞行為，定量揭示材料對表面缺口的容忍限度，這關(guān)系到γ-TiAl合金在服役期間的安全可靠性。

此外，TiAl合金將在高溫大氣環(huán)境中長期服役，高溫大氣環(huán)境導(dǎo)致其內(nèi)部和表面均會發(fā)生一系列的組織變化［6］， 因此，在表、里組織變化的前提下研究TiAl合金的疲勞行為尤為必要。

本文作者選取一種高強度的 γ-TiAl合金，在700 ℃進行10000 h的大氣環(huán)境熱暴露。對其表面引入一系列的微型缺口，采用載荷階梯升值法測試該合金在交變載荷下抵抗表面微缺口啟裂的疲勞行為，研究并確定長期大氣熱暴露對該合金的疲勞和損傷容限的影響。

1 實驗

本研究中所用 γ-TiAl合金的名義成分為Ti-44Al-5Nb-1W-1B（摩爾分數(shù)，%），簡稱5-1-1合金。經(jīng)過二次等離子弧重熔和冷壁銅坩堝凝固工藝，在保護性氣氛下制成d 100 mm的鑄錠，隨后進行（150 MPa，1250 ℃， 4 h）的熱等靜壓處理，爐冷至室溫。采用線切割技術(shù)將鑄錠加工成10 mm×10 mm×70 mm條狀終形尺寸，所有樣品均作900 ℃，保溫24 h的穩(wěn)定化處理。α2+γ片層晶團如圖1（a）所示，其晶團平均尺寸約為110μm，在層片晶團之間晶界處分布著等軸的γ晶粒和殘留的β（B2+ω）晶粒。等軸γ晶粒約占8%，β（B2+ω）晶粒約占4%。在層片晶團內(nèi)，部分α2+γ片層較粗（見圖1（b））。

使用 SiC砂紙將試樣的最大受力面（缺口待加工面）及一個側(cè)面進行機械磨削和拋光，使其最終達到光潔度1μm。將材料分為無熱暴露（A組）和熱暴露（B組）兩組。無熱暴露組樣品直接在最大受力面中部引入表面貫穿型直線缺口，如圖2所示（深度h為0～800μm，寬度b為150μm），采用慢走絲線切割技術(shù)加工。熱暴露組樣品放入控溫 700 ℃的空氣熱處理爐中進行10000 h的熱暴露處理，隨后再加工上述的表面和貫穿型直線缺口。

A、B兩組光滑試樣的S-N高周疲勞（HCF）強度測試實驗是在 PLG-100型微機控制高頻疲勞試驗機上采用四點彎曲模式完成。室溫條件下，采用應(yīng)力比，試驗頻率f =100 Hz左右，逐個測定每一樣品在交變疲勞應(yīng)力下的最大斷裂應(yīng)力（maxσ）和相應(yīng)的疲勞失效周次（N）。當樣品在經(jīng)歷107周次仍然不斷裂時，把這時的最大應(yīng)力定義為該規(guī)范的條件疲勞強度。當有若干樣品在107周次不斷裂時，選取其中較低的那個應(yīng)力值定為該規(guī)范的條件疲勞強度。

材料的顯微組織變化，缺口根部的啟裂裂紋均采用掃描電鏡背散射電子（Back scattered electron， BSE）成像技術(shù)進行觀察。

圖1 合金5-1-1在未熱暴露時的顯微組織Fig. 1 Microstructures of alloy 5-1-1 before thermal exposure: （a） Low magnification， BSE image； （b） High magnification，BSE image showing β（B2+ω） grains at grain boundary

疲勞長裂紋擴展速率（FCPR）實驗是在室溫下采用80 mm×10 mm×10 mm的貫穿型單邊缺口試樣在四點彎曲條件下進行，疲勞測試采用 R=0.1使用線切割的方法預(yù)制一條貫穿型缺口，深度為2～2.5 mm，寬度為150μm，并在交變壓應(yīng)力的作用下，預(yù)先使缺口頂端出現(xiàn)少量的裂紋（預(yù)制的裂紋長度一般為0.2～0.5 mm）。為了確定裂紋擴展的門檻值和長裂紋擴展行為，采用載荷階梯升值法，從一個明顯低于門檻值的載荷（應(yīng)力強度因子范圍ΔK）開始，每次升值為前值的5%，每一載荷停留的交變周數(shù)至少為7.2×104，直到一個ΔKth門檻值出現(xiàn)，在該載荷幅度下裂紋首次出現(xiàn)可檢測到的穩(wěn)定擴展。然后，保持此載荷幅值不變繼續(xù)循環(huán)加載，進行隨后的裂紋擴展實驗，直到一個預(yù)定的裂紋長度后停止。實驗采用直流電壓降（Direct current potential drop）的方法自動監(jiān)測裂紋的啟裂和擴展。

缺口樣品的高周疲勞極限試驗是在 PLG-100型微機控制高頻疲勞試驗機上采用四點彎曲模式完成。室溫條件下，采用應(yīng)力比，試驗頻率f=95 Hz左右的階梯升疲勞應(yīng)力法，其加載示意圖如圖2所示。樣品從低的應(yīng)力（約為光滑樣品疲勞極限的 80%）開始測試，樣品在經(jīng)受一個單位周次（5×105）后如果不斷裂，則對疲勞應(yīng)力升高一個值，比如10 MPa，再進行下一個單位周次的測試。依次類推，直到樣品在某個應(yīng)力水平上斷裂，該應(yīng)力水平記錄為該缺口樣品的條件疲勞極限，也稱為疲勞強度。

圖 2 引入的單邊缺口及四點彎曲高周疲勞試樣加載示意圖Fig. 2 Schematic diagram of single edge notch and S-N fatigue specimen under four-point bending

2 結(jié)果與分析

2.1 熱暴露對組織的影響

圖3 5-1-1合金熱暴露10000 h后背散射電子掃描圖像Fig. 3 BSE images of alloy 5-1-1 after exposure at 700 ℃for 10000 h: （a） Decomposition of α2→α2+γ and coarsening of ω particles within β blocks； （b） Decomposition of α2→β（B2+ω）

熱暴露后，用掃描電鏡的背散射電子模式觀察其組織的變化（見圖3）。由圖3可以看出，3種類型的組織分解變化。第一種為α2+γ晶團內(nèi)α2板條上出現(xiàn)平行分解（見圖3（a））。較寬的α2板條沿著平行板條方向分解，形成為由若干細小的α2+γ相間的板條構(gòu)成的條束結(jié)構(gòu)，這表明在α2+γ晶團內(nèi)的α2板條上發(fā)生了α2→γ相變。鑄造工藝的冷卻特點使得5-1-1合金中α2相的含量超過了平衡狀態(tài)下的含量。長期暴露在熱浴環(huán)境下，會使得處于亞穩(wěn)態(tài)的 α2相分解成細小的 α2和γ板條，從而消除多余的α2相，使得該合金回歸平衡。第二種變化為分布在晶界處的 β（B2+ω）晶粒中的ω顆粒長大、粗化（如圖3（a）箭頭所指）。第三種組織變化是，經(jīng)歷長時間熱暴露的α2板條，分解為β（B2+ω）小顆粒，如圖3（b）所示。本課題組早期的研究發(fā)現(xiàn)，第一和第三種變化導(dǎo)致 α2相分解而釋放氧氣，導(dǎo)致“釋氧脆化”現(xiàn)象［6］；而在β（B2+ω）等軸晶內(nèi)部出現(xiàn)ω顆粒長大粗化，以及 α2相轉(zhuǎn)變?yōu)椋˙2+ω）顆粒，導(dǎo)致B2+ω“相變脆化”［7-8］；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)棣孪啵?］。

但需要指出的是，長期熱暴露也會給樣品帶來一種類似回火的穩(wěn)態(tài)效應(yīng)。單個的樣品浸泡于700 ℃的空氣浴中達10000 h，樣品表面和內(nèi)部的應(yīng)力集中會部分釋放，組織中的偏聚會有所緩解，缺陷會適度鈍化。這些變化與組織脆化的不利效應(yīng)相反，屬于一種良性效應(yīng)。

2.2 疲勞強度

室溫條件下，5-1-1合金光滑試樣（缺口深度為0）無熱暴露組和熱暴露組的疲勞極限值分別是450 MPa和為500 MPa，如圖4所示。長時間的高溫?zé)岜┞秾?dǎo)致光滑樣品的疲勞極限有少量的增加（11%）。如前面所述， 雖然熱暴露導(dǎo)致合金顯微組織出現(xiàn)脆化，組織脆化會使得疲勞樣品的最大受力面上形成微裂紋的趨勢增加；但長期熱暴露也會給樣品帶來一種類似回火的穩(wěn)態(tài)效應(yīng)。樣品內(nèi)部應(yīng)力集中的釋放，組織中偏聚的緩解，缺陷的鈍化均有益于提高材料抵抗微裂紋萌生的抗力，這屬于一種良性效應(yīng)。S-N光滑疲勞樣品在10000 h的熱暴露中承受著這兩個相反效應(yīng)的作用?，F(xiàn)在的結(jié)果顯示，良性效應(yīng)大于組織脆化的有害效應(yīng)，從而使得光滑樣品的疲勞極限在熱暴露后有所增加。

圖4 光滑樣品熱暴露前、后的S-N疲勞曲線Fig. 4 S-N curves of smooth specimens before and after thermal fatigue exposure at 700 ℃ for 10000 h

2.3 疲勞裂紋擴展速率（FCPR）

對應(yīng)于一定的裂紋長度a，在裂紋擴展時，其裂紋尖端的應(yīng)力強度因子范圍ΔK在四點彎曲條件下可以由式（1）［10］求出：

其中，

式中：pΔ為載荷幅值；Y0為柔性函數(shù)（Compliance function），是貫穿型單邊缺口的幾何修正因子；B為試樣厚度；W為試樣寬度；a為裂紋長度。

由實驗可以得到疲勞裂紋前沿應(yīng)力強度因子與裂紋擴展速率的關(guān)系，如圖5所示。由圖5可知，A組試樣和 B組試樣的疲勞裂紋開始擴展的門檻值 ΔKth分別為5.06 MPa·m1/2和6.22 MPa·m1/2。顯然，在10000 h熱暴露后，長裂紋擴展門檻值有所提高，裂紋擴展速率也有所降低。

從實驗看出，10000 h的熱暴露不僅對合金5-1-1的疲勞強度有所提高，也對疲勞裂紋擴展速率有一定改善。推測起來，這和熱暴露導(dǎo)致粗大α2相分解成細小的α2和γ板條以及β（B2+ω）小顆粒有關(guān)。層片組織細化，增多層片界面，有助于減緩裂紋的擴展速率。從這個結(jié)果也可以發(fā)現(xiàn)，熱暴露引起的組織脆化對長裂紋似乎并無明顯的不良影響。

圖5 合金5-1-1熱暴露前、后的裂紋擴展速率Fig. 5 Fatigue crack growth rate of alloy 5-1-1 before and after thermal exposure at 700 ℃ for 10000 h

2.4 Kitagawa-Takahashi線圖

結(jié)合圖5的疲勞長裂紋擴展門檻值ΔKth可以構(gòu)建Kitagawa-Takahashi線圖［11-12］，如圖6所示。平行實線代表兩組光滑試樣的疲勞強度，它們代表材料即使在萌生小裂紋后，小裂紋也不發(fā)生擴展的臨界應(yīng)力，超過該極限值幅度，材料將出現(xiàn)裂紋失穩(wěn)擴展而導(dǎo)致的失效。斜率約為-1/2的實線代表長裂紋擴展規(guī)律，如果加載的ΔK超越了該門檻值ΔKth，長裂紋將出現(xiàn)裂紋啟裂、擴展，最終導(dǎo)致失效。不同長度的長裂紋所對應(yīng)的疲勞失效的應(yīng)力幅度可以在該斜線上找到，這是基于線彈性斷裂力學(xué)公式［13］（式（2））的關(guān)系得出的：

式中：FLσΔ是材料的疲勞失效應(yīng)力幅度；Y是相關(guān)的幾何參數(shù)；R是加載應(yīng)力比；ΔKth是致使疲勞長裂紋擴展的應(yīng)力強度因子門檻值；a是裂紋長度。

斜線和平行線的交點對應(yīng)的裂紋尺寸稱為過渡裂紋尺寸a0。從圖6可知，熱暴露前，a0=56μm；熱暴露后，a0=78μm。當裂紋尺寸小于a0時，由平行線的規(guī)律可知，樣品的疲勞行為將不受裂紋尺寸影響，即疲勞極限應(yīng)該與光滑試樣的疲勞極限相等；而當裂紋尺寸大于a0時，含有長裂紋的試樣的疲勞行為理論上受線彈性斷裂力學(xué)控制，隨著裂紋尺寸增加，疲勞失效的應(yīng)力幅度值將依據(jù)門檻值斜線降低。

在當前的實驗中，當存在尺寸不等的表面缺口時，上述的規(guī)律不復(fù)存在。如圖6所示，來自熱暴露前、后兩組含有缺口的疲勞樣品的實驗數(shù)據(jù)（用分散的點表示）在一定缺陷尺度范圍內(nèi)偏離了K-T線圖的水平直線和斜直線。當缺口尺寸小于過渡尺寸時（無熱暴露a0=56μm；10000 h熱暴露后，a0=78μm），缺口樣品的疲勞極限不同程度地低于光滑樣品的疲勞極限；而當缺口尺寸大于此過渡尺寸后，較長缺口也仍然顯示出低于線彈性斷裂力學(xué)所預(yù)測的疲勞極限下降的特征。這說明，含有缺口的合金 5-1-1的樣品的疲勞既不符合光滑樣品的疲勞行為，也不符合缺口樣品的長裂紋疲勞行為，而是在一個尺度范圍內(nèi)顯示出表面缺陷的獨特行為特征。從而在 Kitagawa-Takahashi線圖中擬合形成了一個曲線形態(tài)過渡區(qū)域［14-16］，這個區(qū)域就代表含有缺口的 5-1-1樣品的缺口長度與疲勞強度的關(guān)系。

圖6 合金5-1-1在熱暴露前、后的Kitagawa-Takahashi線圖Fig. 6 Kitagawa-Takahashi diagram for alloy 5-1-1 before and after thermal exposure

過渡曲線與兩條平行線相交，交點對應(yīng)的缺口尺寸大致為4μm（無熱暴露）和7μm（10000 h熱暴露），這表明：對于合金 5-1-1來說，只有小于該尺寸的微缺口才不會引起疲勞極限的降低，即該合金的無害缺陷尺寸在熱暴露前僅為4μm，在熱暴露后僅為7μm。從此過渡區(qū)可以看出，在小于過渡缺陷尺寸a0的尺度內(nèi)，缺陷的存在會引起較明顯的疲勞強度下降。如在熱暴露前，試樣含有深度為30μm缺口時，其疲勞極限幅度相對光滑樣品降低35%，從405 MPa降到264 MPa；熱暴露后降低了32%，從450 MPa降到306 MPa。從圖6還可以看出，過渡區(qū)曲線呈向下傾斜的趨勢，這表明隨著缺陷尺度的增大，盡管超越了過渡值a0，缺陷樣品的短缺口效應(yīng)仍然存在。

但是，當缺陷尺寸增大到一個臨界值時，其相應(yīng)的疲勞極限幅度值與圖中的斜線相交，交點分別對應(yīng)于微缺口尺寸300μm（未熱暴露）和500μm（700 ℃熱暴露10000 h）。從圖6可以看出，當尺寸大于此臨界值時，樣品將按照線彈性斷裂力學(xué)的長裂紋門檻值所預(yù)測的疲勞極限值斷裂失效?？梢园颜麄€過渡范圍的缺口稱之為短缺口，而把其所引起的疲勞極限明顯下降的效應(yīng)稱為疲勞極限的短缺口效應(yīng)。短缺口尺寸的臨界值（即遵守長裂紋降疲勞極限規(guī)律的最小裂紋尺寸）對合金5-1-1來說，在熱暴露前為300μm，約為3個（α+γ）片層晶團，在熱暴露后為500μm，相當于4～5個（α+γ）片層晶團。決定這個短裂紋效應(yīng)的尺寸范圍的影響因素至今還不是特別明確，根據(jù)前面的研究，這與顯微組織有關(guān)，也和裂紋尖端的應(yīng)力狀態(tài)有關(guān)［17］。

值得注意的是，在長期的大氣熱暴露后，該合金短缺口效應(yīng)的尺寸范圍明顯增大：從熱暴露前的4～300μm增大到7～500μm，即在較大范圍內(nèi)的缺口（7～500μm）均會在低于長裂紋的啟裂門檻值ΔKth的條件下啟裂擴展，并導(dǎo)致光滑樣品的高周疲勞極限明顯降低。這和長期熱暴露在樣品內(nèi)部致生組織脆性（包括釋氧脆化和相變脆化）有密切關(guān)系，這表明長期熱暴露使得該合金對短缺口變得更為敏感。

這就形成了一個鮮明的對比：長期熱暴露提高光滑樣品的疲勞極限，這歸因于長期熱暴露帶來的“回火”穩(wěn)態(tài)效應(yīng)。 但是，長期熱暴露增加了合金的缺口敏感性，使得出現(xiàn)短缺口效應(yīng)的尺寸范圍在熱暴露后明顯增大。 這是由于本項工作的短缺口是在樣品完成1×105h的熱暴露后才引入的，它們并不具備這種“回火”穩(wěn)態(tài)效應(yīng)。相反，由于熱暴露導(dǎo)致了組織脆化，脆化后的材料更容易受缺陷的影響。這個結(jié)果表明，該高強度TiAl合金在服役過程中，當受到外來異物的打擊而形成短缺口、微裂紋時，其短缺陷效應(yīng)會隨著熱暴露時間的增加而變得更加明顯。

鑒于上述短缺口對疲勞極限的不利影響，需要重新確定長裂紋的有效疲勞裂紋擴展門檻值ΔKeff，th，并確定有效裂紋過渡尺寸a0，eff。依據(jù)圖6的測試數(shù)據(jù)點可以近似地給出兩條下移的平行斜線（用虛斜線表示），其與兩條水平線的交點給出了有效裂紋過渡尺寸a0，eff，它們分別是熱暴露前 a0，eff=28μm，熱暴露后a0，eff=32μm。由式（2）可以計算出對應(yīng)的有效疲勞裂紋起裂門檻值 ΔKeff，th，它們分別為熱暴露前 ΔKeff，th= 3.56 MPa·m1/2，熱暴露后ΔKeff，th=3.98 MPa·m1/2。

從圖6的熱暴露前、后的兩組Kitagawa-Takahashi線圖可以看出，無論缺口尺寸超過還是沒有超過過渡尺寸a0，當樣品上的缺口尺寸一定時，熱暴露后的試樣比未熱暴露試樣能獲得稍微高一些的疲勞強度，因此，其過渡曲線也稍微高出一些。其原因可能是熱暴露過程降低鑄態(tài)α2/γ層片間的應(yīng)力集中，減緩晶界和相界的偏聚，鈍化內(nèi)在的缺陷等對減緩已有裂紋的啟裂有一定的良性效應(yīng)，其良性效應(yīng)大于內(nèi)在組織脆化的有害效應(yīng)。

2.5 裂紋起裂及擴展

圖7 5-1-1合金的疲勞裂紋擴展圖背散射像Fig. 7 BSE images of fatigue crack growth for 5-1-1alloy: （a） Crack initiate from α2/γ lamellae； （b） Crack propagation

圖7所示為缺口深度為150μm的試樣的缺口根部的起裂及擴展情況。從圖7中可以看出，材料顯微組織對疲勞裂紋擴展，特別是在近門檻值的附近擴展有著直接的影響［18-19］：裂紋啟裂后，缺口根部的疲勞裂紋總是優(yōu)先在 α2/γ層片界面（尤其是臨近粗大硼化物的地方）萌生，如圖7（a）箭頭所指；裂紋萌生并起裂后，主要以穿過層片晶粒和沿著層片界面兩種方式向前擴展（見圖 7（a）和（b）），這兩種方式均為穿晶斷裂；而當裂紋擴展至含有大量等軸γ和等軸B2+ω晶粒聚集的晶界處時，裂紋會優(yōu)先選擇沿著晶界擴展（見圖7（b）），這是由于等軸γ和等軸B2+ω晶粒均為脆性相，在合金組織中抵抗裂紋萌生和擴展的能力較弱。此外，裂紋擴展過程中，往往還伴隨著較多的次裂紋的萌生和擴展，如圖7（b）箭頭所指。

3 結(jié)論

1） 5-1-1合金在長時間的高溫?zé)岜┞逗?，光滑樣品的疲勞極限有所增加，這是熱暴露導(dǎo)致的回火的穩(wěn)態(tài)良性效應(yīng)大于合金顯微組織出現(xiàn)脆化的有害效應(yīng)所致。

2） 該合金的無害缺陷尺寸在熱暴露前為4μm，在熱暴露后為7μm；位于其間的過渡尺寸（熱暴露前為4～300μm，熱暴露后7～500μm）的缺陷可稱之為短缺口，它們會引起 5-1-1合金的疲勞極限低于彈性斷裂力學(xué)長裂紋門檻值所預(yù)測的疲勞極限。

3） 長期熱暴露增大該合金短缺口有害效應(yīng)的尺寸范圍，從熱暴露前的4～300μm增大到熱暴露后的7～500μm，這是長期熱暴露在樣品內(nèi)部致生組織脆性（包括釋氧脆化和相變脆化）所致，使得材料對短缺口變得更為敏感。

4） 在短缺口尺寸范圍內(nèi)，當樣品上的缺口長度一定時，熱暴露后的試樣比未熱暴露試樣能獲得稍微高一些的疲勞強度，這是因于熱暴露帶來的回火穩(wěn)態(tài)良性效應(yīng)大于內(nèi)在組織脆化的有害效應(yīng)。

致謝：

本文作者在試驗過程中得到西南交通大學(xué)材料科學(xué)及工程學(xué)院趙振興的幫助以及英國伯明翰大學(xué)冶金材料系的試驗支持，在此表示誠摯的感謝！

REFERENCES

［1]彭超群， 黃伯云， 賀躍輝. TiAl基合金的工藝-顯微組織-力學(xué)性能關(guān)系［J］. 中國有色金屬學(xué)報， 2001， 11（4）: 527-540. PENG Chao-qun， HUANG Bai-yun， HE Yue-hui. Relationships among technologies， microstructures and mechanical properties of TiAl-based alloys［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals， 2001， 11（4）: 527-540.

［2]錢九紅， 祁學(xué)忠. TiAl（γ）基鈦合金的研究與應(yīng)用［J］. 稀有金屬，2002， 26（6）: 477-482. QIAN Jiu-hong， QI Xue-zhong. Application and development of γ-titanium-aluminide alloys［J］. Chinese Journal of Rare Metals，2002， 26（6）: 477-482.

［3]李興華， 楊紹利. 鈦鋁合金制備技術(shù)現(xiàn)狀及新進展［J］. 材料導(dǎo)報， 2011， 25（7）: 94-100. LI Xing-hua， YANG Shao-li. The progress of preparation and processing technology of TiAl alloy［J］. Materials Review， 2011，25（7）: 94-100.

［4]DJANARTHANY S， VIALA J C， BOUIX J. An overview of monolithic titanium aluminides based on Ti3Al and TiAl［J］. Materials Chemistry and Physics， 2001， 72（3）: 301-319.

［5]黃澤文. 熱暴露TiAl合金表面缺陷和裂紋在交變載荷下的行為機制［J］. 學(xué)術(shù)動態(tài)， 2011 （4）: 35-36. HUANG Ze-wen. Behavioural mechanism of thermal exposure TiAl alloy with surface defects and cracks under alternate loads［J］. Academic News， 2011（4）: 35-36.

［6]HUANG Z W， CONG T. Microstructural instability and embrittlement behaviour of an Al-lean， high-Nb γ-TiAl-based alloy subjected to a long-term thermal exposure in air［J］. Intermetallics， 2010， 18（1）: 161-172.

［7]孫 才. 高溫?zé)岜┞兜?γ-TiAl基合金表面微裂紋萌生行為與疲勞壽命的研究［D］. 成都: 西南交通大學(xué)， 2013. SUN Cai. Study of surface microcrack initiation and fatigue life for a thermal-exposured γ-TIAL based alloy［D］. Chengdu: Southwest Jiaotong University， 2013.

［8]趙振興， 孫紅亮， 黃澤文. 長期熱暴露對不同表面狀態(tài)的Ti-44Al-5Nb-1W-1B合金疲勞性能的影響［J］. 中國有色金屬學(xué)報， 2015， 25（6）: 1458-1464. ZHAO Zhen-xing， SUN Hong-liang， HUANG Ze-wen. Effects of long-term thermal exposure on fatigue behavior of Ti-44Al-5Nb-1W-1B alloy with varied surface conditions［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals， 2015， 25（6）: 1458-1464.

［9]HUANG Z W， VOICE W E， BOWEN P. Thermal stability of Ti-46Al-5Nb-1W alloy［J］. Materials Science and Engineering A，2002， 329/331: 435-445.

字跡非常的清秀，清秀得使我不禁想到黛玉妙玉之類的美人來。我放眼四處張望，猛然想到了我們班上的姚菲菲，她今天下午點名時也未到的！我激動得心都怦怦跳了起來。

［10］ WALKER E F， MAY M J. Compliance functions for various types of test specimen geometry［R］. MG， England: BISRA，1967.

［11］ LI S X， AKID R. Corrosion fatigue life prediction of a steel shaft material in seawater［J］. Engineering Failure Analysis 2013，34（8）: 324-334.

［12］ PESSARD E， ABRIVARD B， MOREL F. The effect of quenching and defects size on the HCF behaviour of Boron steel［J］. International Journal of Fatigue， 2014， 68（6）: 80-89.

［13］ 趙建生. 斷裂力學(xué)及斷裂物理［M］. 武漢: 華中科技大學(xué)出版社， 2003: 120-130. ZHAO Jian-sheng. Fracture mechanics and fracture physics［M］. Wuhan: Huazhong University of Science & Technology Press，2003: 120-130.

［14］ MAIERHOFER J， GANSER H P， PIPPAN R. ModifiedKitagawa-Takahashi diagram accounting for finite notch depths［J］. International Journal of Fatigue， 2015， 70: 503-509.

［15］ FILIPPINI M， BERETTA S， PATRIARCA L， PASQUERO G，SABBADINI S. Defect tolerance of a gamma titaniumaluminide alloy［J］. Procedia Engineering， 2011， 10: 3677-3682.

［17］ LARSEN J M， WORTH B D， BALSONE S J， ROSENBERGER AH. Reliability issues affecting the implementation of gamma titanium aluminides in turbine engine applications［J］. Titanium，1995， 1: 113-12.

［18］ DU Y N， ZHU M L， XUAN F Z. Transitional behavior of fatigue crack growth in welded joint of 25Cr2Ni2MoV steel［J］. Engineering Fracture Mechanics， 2015， 144: 1-15.

［19］ ZHU M L， XUAN F Z， WANG G Z. Effect of microstructure on fatigue crack propagation behavior in a steam turbine rotor steel［J］. Materials Science and Engineering A， 2009， 515（1）: 85-92.

（編輯 李艷紅）

Effects of long-term thermal exposure on fatigue behavior and surface defect tolerance of W+Nb containing γ-TiAl alloy

CHEN Xia， HUANG Ze-wen
（Key Laboratory of Advanced Technologies of Materials， Ministry of Education，Southwest Jiaotong University， Chengdu 610031， China）

Single edge through thickness notch of different depths （0-800μm） was introduced to the surface of Ti-44Al-5Nb-1W-1B alloy （5-1-1 alloy） before and after the thermal exposure at 700 ℃ for 10000 h. The effects of thermal exposure on the fatigue behaviour and the surface defect tolerance capability were studied. The exposure-induced fatigue strengthening， the fatigue threshold of long cracks and the surface defect tolerance under thermal exposure were quantitatively analysed and discussed in the form of Kitagawa-Takahashi diagram. The results show that the positive effect of the thermal exposure-induced tempering stability is greater than the harmful effect of the microstructural embrittlement. The fatigue strength of the non-notched is therefore improved after thermal exposure. On the other hand，the increase in threshold stress for long fatigue crack growth after the long-term exposure is attributed to the refinement of α2lamellae. The introduction of the short notches after thermal exposure （hereby no tempering effect） has caused increased notch sensitivity， causing an increased notch size range within which the fatigue strength decreases significantly，due to microstructural embrittlement induced by the long-term thermal exposure.

γ-TiAl alloy； thermal exposure； surface crack； Kitagawa-Takahashi diagram； fatigue

Project（51271154） supported by the National Natural Science Foundation of China

date： 2015-08-11； Accepted date： 2016-01-12

HUANG Ze-wen； Tel: +86-28-87634176； E-mail: zewenhuang@home.swjtu.edu.cn

TG146.2+3

A

1004-0609（2016）-06-1191-07

國家自然科學(xué)基金資助項目（51271154）

2015-08-11；

2016-01-12

黃澤文，教授，博士；電話：028-87634176；E-mail: zewenhuang@home.swjtu.edu.cn