研究TiAl合金表面质量的形成工艺对其实际应用具有重要意义

航空航天工业的快速发展极大地推动了材料科学的发展。 为了适应航空航天材料的工作环境，各种材料在高温环境下表现出优异的比强度、比蠕变强度、比疲劳强度（如镍基高温合金、高温钛合金、TiAl金属间化合物和SiC纤维增强钛基复合材料）受到了广泛关注。 其中，TiAl金属间化合物因其密度低、比强度高、抗氧化性能好以及相对低廉的价格而成为航空航天制造行业的研究热点。

目前，TiAl金属间化合物已广泛应用于工程中。 例如，航空航天发动机公司GE、汽车制造商Lancer、日本三菱重工等已成功将TiAl合金产品推向市场，带来了巨大的经济效益和环境效益。 但由于其常温脆性明显，切削加工性差，采用车、铣等常规加工方法加工的表面质量往往不理想。 室温切削过程中，由于TiAl合金明显的硬脆性质，刀具振动明显，加工表面容易产生微裂纹和材料拉拔。 当受到外部载荷时，加工表面缺陷和刀具织构共同加剧了应力集中现象，加速了TiAl合金表面裂纹的萌生，从而导致过早断裂失效。 因此，研究TiAl合金表面质量的形成过程对其实际应用具有重要意义。 与车、铣等加工方法相比，磨削是控制加工表面质量更有效的方法。

研磨和抛光是获得不同表面粗糙度的常用方法。 使用该方法的相关文献发现，随着表面粗糙度值的增加，样品的弯曲强度显着下降。 刘彦军等. 通过磨削研究表面粗糙度对弯曲强度的影响。 他们还发现，随着表面粗糙度的增加，弯曲强度迅速下降，且弯曲强度与样品的加工织构方向密切相关。

目前，在γ-TiAl合金静态力学性能的系统研究中，对于粗糙度变化引起的弯曲强度变化仍缺乏足够的理论支持。 本文通过磨削改变试样的表面粗糙度值，并通过三点弯曲实验测量其抗弯强度，分析γ-TiAl合金表面粗糙度对其抗弯强度的影响并观察断口形貌。 分析了γTiAl合金特殊方向全层状结构中裂纹的萌生、扩展和最终断裂形态。

1 试验材料与方法

试验材料为北京钢铁研究总院生产的γ-TiAl合金。 其名义成分为Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr。 性能参数如表1所示。母合金在真空感应悬浮炉中重熔两次后倒入石墨模具中得到铸锭。 经过标准热处理+HIP后，得到如图1所示的精细取向层状结构。

表1 Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr性能参数

图1 Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr全片层组织

采用线切割技术将板状铸锭切割成20mm×4.5mm×3.5mm矩形截面平弯试件，并使用GD-600万能工具磨床将试件磨削至20mm×4mm×3mm尺寸。 将样本分为5组，每组3个。 每组样品使用的砂轮尺寸分别为80、60、36、24、20，磨削方向平行于跨度方向。 磨削后各组试件的平均表面粗糙度值Ra分别为0.33μm、0.51μm、0.85μm、2.07μm、2.96μm，最大轮廓高度值Rz分别为6.74μm、4.24μm、10.34μm ，分别为6.06μm。 4.80微米。

样品加工完成后，测量样品的实际尺寸，并在WGXD1200L万能力学试验机上进行三点弯曲试验。 三点弯曲压头速度为0.5mm/min。 γ-TiAl合金的弯曲强度σbb计算如下

式中，Fbb为试验时的最大弯曲力（N）； Ls为跨度（mm）； W 是样本截面系数（

毫米3。

对于矩形截面试件，W的计算公式为：

式中，b为样品宽度（mm）； h是样品的高度(mm)。

试验完成后，分别在ISM-PM200SB数码显微镜和SEM扫描电镜下观察试样断口，分析裂纹萌生、扩展及最终宏观断裂与层状组织的关系。

2测试结果与分析

(1)表面粗糙度与弯曲强度的关系

各组样品磨削后的表面粗糙度与其平均抗弯强度的关系，以及各组样品对应的表面轮廓最大高度如图2所示。从图中可以看出：随着样品表面粗糙度Ra从0.33μm增加到2.96μm，样品的平均抗弯强度呈现明显下降趋势，从1060MPa不断降低到998MPa。 其中，0.33μm、0.51μm、0.85μm三组样品的弯曲强度分布趋于一致，没有出现明显变化。 Ra从0.51μm到2.96μm的样品抗弯强度持续下降，且后三组下降幅度较大。 。 从表面粗糙度算术平均偏差Ra的计算方法可以看出，表面粗糙度越大，试样表面加工织构的深度越大，因此加工织构在试样表面引起的应力集中弯曲试验更明显。 这是试件抗弯强度随表面粗糙度增加而降低的主要原因。 Ra为0.33μm、0.51μm、0.85μm的三组样品的弯曲强度变化不大，说明在此表面粗糙度值范围内，弯曲强度对Ra的变化并不敏感。

图2 弯曲强度随表面粗糙度的变化

此外，除了理想条件下砂轮产生的织构外，受加工环境和操作过程影响，样品表面随机产生的微观缺陷也会加剧应力集中的发生，降低裂纹萌生的阈值。 因此，表面轮廓最大高度Rz值可能对试件的抗弯强度产生影响。 从图2可以看出，5组试件的Rz值变化明显。 其中，对于抗弯强度变化较小的前三组，第2组的Rz值明显低于其他两组，使得这组试件的Rz值的裂纹萌生阈值略高，使得Ra为0.51μm的样品的弯曲强度与Ra为0.33μm的样品的弯曲强度一致。 后三组样品的Rz值依次减小，其抗弯强度的下降趋势有显着影响。 可以看出，在三点弯曲试验中，与加工过程中随机产生的表面轮廓的最大高度Rz相比，其表面粗糙度Ra对其弯曲强度的影响起主导作用。 。 同时结合样品表面三维形貌（见图3）可以看出，随着加工参数的增加，样品的表面粗糙度值增大，小凹槽的深度和数量也增加。均显着增加。 这些现象像表面微裂纹一样，由于应力集中而不断生长和扩大，并与其他位置的微裂纹合并，导致试件在加载过程中过早断裂。 弯曲强度随着粗糙度值的增加而增加。 下降的主要原因。

(2) γ-TiAl合金的断裂机理

试样断口SEM图像如图4所示，从箭头所指区域可以看出，弯曲试件拉伸侧断口边缘附近的片状结构光滑或纵向凹凸不平，即在该区域，层状结构沿层间相互分离（见图4a），受结构方向影响，在荷载作用下，层间分离和穿层断裂同时存在（见图4b），表明层状结构的裂纹全层状γ-TiAl合金主要起源于弯曲试样的拉伸侧。 靠近表面的片层之间。 从图4b可以看出，即使层方向垂直于载荷方向，仍然存在大量裂纹沿垂直于载荷方向的层间方向扩展。 可以看出，裂纹沿着层间扩展比穿过层间扩展更容易。

(a)Ra=0.33μm (b)Ra=0.51μm

(c)Ra=0.85μm (d)Ra=2.07μm

(e)Ra=2.96μm

图3 弯曲试件表面三维形貌

断裂中部片层状态如图4c和图4d所示。 从图中箭头所指区域可以看出，全层γ-TiAl合金断口存在大量裂纹和层状拉拔现象，表明裂纹并不总是扩展。沿应力方向穿过层，但优先沿阻力较大的方向延伸。 小的夹层深入到样品中。 当它们膨胀偏离主应力轴或受到板材的阻力时，它们会穿透阻止其膨胀的板材。 如此重复，最终导致样品破裂。 图 4 中穿层断裂的主导地位实际上是由切割样品毛坯的方向引起的。 样品的层状方向往往垂直于主应力方向，导致裂纹萌生后在压力方向的影响下垂直移动。 层的方向扩展，导致γ-TiAl合金最终发生穿过层的宏观脆性断裂。

(一) (二)

（光盘）

图4 γ-TiAl合金断口SEM像

部分断裂试件在显微镜下的宏观形貌如图5所示。从图5中可以看出，全断口宏观形貌中裂纹扩展区与瞬时断裂区之间没有明显的分界线。层γ-TiAl合金。 断裂结构均匀，说明裂纹萌生后瞬间扩展至样品底部，产生宏观断裂。

(一) (二)

图5 γ-TiAl合金断口显微镜下宏观形貌

概括

通过静态三点弯曲试验，研究了表面粗糙度对全层γ-TiAl（Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr）合金抗弯强度的影响。 总结并分析了表面粗糙度对合金抗弯强度的影响。 裂纹萌生、扩展并最终引起宏观断裂的影响规律和方式。 研究结果如下：

(1)随着表面粗糙度Ra和Rz的增大，全层γ-TiAl合金的抗弯强度降低，且Ra起主导作用。 加工过程引起的小凹槽和微裂纹对试样的弯曲强度有负面影响。

(2)全片层γ-TiAl合金的裂纹大多起源于表面附近的片层之间，并优先在层间扩展。 最终断裂形式多为穿层脆性瞬时断裂。

(3)在该全片层γ-TiAl合金的实际生产和应用中，应根据经济等因素尽可能降低表面粗糙度，并在加工过程中保持片层方向与主应力方向垂直。努力增强其抗弯能力。 强度和稳定性。