利用声发射技术研究铸态Ti46Al8Nb合金疲劳寿命

利用声发射技术研究铸态Ti46Al8Nb合金疲劳寿命

摘 要：本文通过声发射（AE）实时监测技术研究了铸态Ti46Al8Nb合金的疲劳寿命变化特点及断裂机制。实验结果显示，在250MPa的相同循环应力水平下，TiAl合金疲劳寿命非常分散，声发射特征也存在显著区别。低寿命（103）时，AE信号连续，高寿命（106）时，信号出现间歇中断。这可能是因为粗大晶粒和全片层结构的各向异性导致了微观结构短裂纹向物理小裂纹和长裂纹扩展的转化过程不同，因此疲劳寿命具有不同的规律。
关键词：铸态Ti46Al8Nb合金；疲劳寿命；声发射（AE）；无损检测；评定 超声波液位计 超声波物位计 超声波清洗机 超声波测厚仪 洗片机
0 前言
汽车或航空发动机的高温部件如涡轮盘、叶片和气门阀等是TiAl基金属间化合物主要的应用领域。在服役的过程中，这些构件受着明显的交变应力的作用，疲劳是失效的主要形式之一。而铸造合金在成本上有着明显优势，近来受到特别地关注，但铸态合金有着明显不同于变形合金的特征，显著影响合金组织性能。因此研究铸态TiAl合金疲劳行为的规律和机理，对合金的安全可靠服役具有重要意义。
金属间化合物通常在室温下塑性较差，因此研究它的疲劳损伤过程有一定的困难，特别是实验数据常常具有很大的分散性。声发射技术是研究金属变形行为十分有效的工具之一，可以检测出早期的破坏并且能够实时监测材料在疲劳过程中的变形与断裂行为，采集大量有关信息从而为分析材料的疲劳失效规律提供依据。TiAl合金这种具有脆性和各向异性的材料对声发射非常敏感，因此利用这种实验手段来研究该合金的疲劳行为可以监测到一般方法无法探测的材料在循环载荷下的连续变形行为。已有文献报道了利用声发射来研究TiAl合金的疲劳行为，主要得到了以下结论：预先加载导致的微裂纹是沿片层开裂的[1]，而且这些微裂纹会成为疲劳失效的位置[2,3]。
1 实验方法
疲劳寿命实验在日本岛津EHE-EB10-20L电液伺服疲劳试验机上进行。实验条件为恒载荷控制，正弦波加载，载荷比R=-1，加载频率f=10Hz。疲劳样品断口用FEI XL30 ESEM扫描电镜观察。
Threshold 35dB
Peak Definition Time (PDT) 300us
Hit LockTtime (HLT) 3000us
Hit Definition Time (HDT) 600us
Front end filter No
Line orientation graph filter Yes
    声发射疲劳实验在Instron8562型疲劳试验机上进行，实验条件为恒载荷控制，正弦波加载，载荷比R=0.1，加载频率f=2Hz。声发射实验采用PAC公司的4通道全数字DiSP声发射系统。带宽为20-1000Hz的两个宽带传感器（美国PAC公司出产的WD型）对称分布于工作段两端，与样品之间采用2211型硅油耦合剂耦合。表1为声发射实验参数设置。实验中记录了振铃数，事件数，幅度等参数。
    2实验结果与分析
    2.1 铸态Ti46Al8Nb合金的应力-寿命关系
    图1所示为铸态Ti46Al8Nb合金的应力－寿命（S-N）曲线。总的来说，铸态Ti46Al8Nb合金的疲劳极限比较低，在160MPa左右，而且当应力达200MPa后， 疲劳寿命就非常低了，最终断裂前的循环次数不足1000周，有的甚至只有几周。另外在相同的应力水平下，TiAl合金的疲劳寿命可有几个数量级的变化，这说明TiAl合金的疲劳数据有很大的分散性，这也是铸态TiAl合金疲劳行为的另一个重要特点。
    目前认为[4]，TiAl合金应力－寿命曲线具有很大分散性的原因是TiAl合金的疲劳行为受两种不同的疲劳模式所控制：（1）疲劳微裂纹从表面萌生，这将导致TiAl合金很低的疲劳寿命，（2）疲劳微裂纹从次表面萌生，在这种情况下，疲劳寿命较高。在循环载荷的作用下，哪种模式起主要作用决定该疲劳样品的寿命如何。而对于某个样品来说，其疲劳行为究竟由哪种方式控制则有一定的随机性。这就导致了该合金的疲劳寿命的变化幅度较大。
    2.2 250MPa应力下具有不同疲劳寿命样品的声发射信号比较
    为了研究TiAl合金疲劳数据分散的内在原因，在相同的应力水平下进行疲劳实验，并用AE技术来研究不同寿命时的AE信号规律。图2是在250MPa下一个疲劳寿命比较低（Nf＝6000周）的Ti46Al8Nb合金样品的疲劳过程声发射信号。该图显示了样品从承受载荷开始一直到最终断裂的完整的疲劳过程。由图可知，在材料受循环载荷的初期，声发射信号的强度就比较高，随着时间的延长，声音的强度有一些下降的趋势，但是，在断裂之前，声发射信号的强度急剧增大，断裂时达到最大值。在循环加载的初期，AE信号很强，说明裂纹很早就萌生，并以较快的速率发展，而且可以看出裂纹的发展有减速的趋势，但是裂纹很快过渡为加速扩展，因此疲劳寿命较低。
    图3是在250MPa具有高疲劳寿命（Nf＞106周）的Ti46Al8Nb合金样品的声发射信号。在受循环应力的早期（100周以内），样品中就有大量的声音信号产生，而且声发射信号的强度较高，说明此时材料内部的各种运动（位错，滑移以及微裂纹的萌生）比较活跃；而随着时间的延长，声发射信号逐渐消失（约2000周至10000周），说明在这个阶段材料内部裂纹在扩展过程中遇到了某一较强的障碍而停止发展。然而，经过一定的周次后，声发射信号再次出现，这说明在循环应力的作用下，微观的损伤不断积累，裂纹扩展克服了这一障碍（也可能是由于损伤积累，在材料的其它位置产生了新裂纹），材料重新处于活跃阶段。不久之后，声音信号再次消失，样品中的各种运动又停止了。在循环载荷的作用下，该疲劳样品就这样处于活跃－休眠的循环之中。从图中可以看到，材料的"休眠"期越来越长（请注意图中时间轴采用的是对数坐标），此样品在2.2′106周没发生疲劳断裂后从实验机上取下，因此图3只是该样品疲劳过程前期的声发射信号，不包括样品最终断裂时的信号。
    在相同的裂纹扩展驱动力下，微观结构短裂纹的扩展速率随裂纹长度的增加而下降，而物理小裂纹和长裂纹的扩展速率随裂纹长度的增加而增加，总的裂纹扩展速率表现为图4所示的"V"字型。从图中可以看到，同样在Ds3的作用下，微观结构短裂纹的扩展会在裂纹长度为b3时停下，而物理小裂纹开始扩展的最小裂纹长度为a3，b3与a3的差值使裂纹最终停在b3长度而成为不扩展裂纹，因此出现疲劳极限，但是如果把应力幅提高到Ds2，微观结构短裂纹扩展速率变快，在长度为b2时停下，而物理小裂纹开始扩展的最小裂纹长度为a2，于是微观结构短裂纹可以过渡到物理小裂纹，开始加速扩展，并导致最终的疲劳断裂。
    因此裂纹是否可以由微观结构短裂纹发展成为物理小裂纹是材料疲劳寿命的关键。对TiAl疲劳样品而言，在循环加载的初期，AE信号都很强，说明裂纹可能比较早就萌生了，对于低寿命样品，试样在经历了微观结构短裂纹的减速扩展阶段后，转化为物理小裂纹，并以较快的速率发展，从而较早发生断裂，因此AE信号表现出相应的马鞍状规律。对于高寿命样品，AE信号在一定周次后停止，说明试样中的裂纹扩展遇到障碍，经过一定周次的循环应力作用，这一障碍有可能被突破，因此AE信号重新被检测到，直到遇到另一障碍。从图中可以看出，裂纹扩展的"休眠"期越来越长，因此试样具有较高的疲劳寿命。
实验所用的材料铸态合金具有特殊的片层组织结构，而且晶粒粗大。在相同的应力幅下TiAl合金的疲劳过程有如此明显的差异，这与实验材料对裂纹扩展阻滞的特性有关。当裂纹平行于片层取向时，裂纹扩展容易，而当裂纹垂直于片层取向时，裂纹扩展比较困难。由于晶粒粗大，在有利裂纹扩展的片层取向时，疲劳裂纹很容易发展过渡到加速扩展阶段而过早断裂。而如果材料内部微裂纹的扩展遭遇不利片层取向（强的疲劳裂纹扩展障碍）就可能出现停滞、损伤积累后再扩展，从而出现声发射结果的"休眠"现象，如果裂纹扩展一直处在不利取向下，就可能得到较高的疲劳寿命。
3 结论
铸态Ti46Al8Nb合金疲劳寿命的数据分散性比较大，应力水平的微小变化就可以导致寿命的剧烈变化。在相同应力水平250MPa下，不同疲劳寿命的铸态Ti46Al8Nb合金的声发射行为明显不同，粗大晶粒和全片层结构的各向异性导致了具有不同疲劳寿命的样品断裂行为不同。