目录结构

研究了含氢量为 11% (质量分数 ) 的一种Ti Al Zr合金在室温和 10 0℃时的氢致延迟断裂行为。结果表明该合金的裂纹扩展分两个阶段 :在第 1阶段中 , 裂纹扩展速率da/dt随着应力强度因子KⅠ 的增加而稍稍增加 (室温下 ) 或者不变 (10 0℃时 ) ;在第 2阶段da/dt随KⅠ 增加而迅速增加 , 当KⅠ 达到KⅠH时 , 试样失稳断裂。室温和 10 0℃时的KⅠH分别为 5 8MPa/m3/2 和 6 1MPa/m3/2 。

关键词：

TiAlZr合金;氢致延迟断裂;力学性能;

中图分类号： TG146.23

收稿日期：2001-10-15

基金：核燃料及材料国家重点实验室基金资助项目;

Hydrogen induced delayed fracture behavior of Ti-Al-Zr alloy

Abstract：

Hydrogen induced delayed fracture behavior of a Ti Al Zr alloy containing 11% (mass fraction) hydrogen at room temperature and 100?℃ was studied. The results show that the curves of crack propagation velocity vs stress intensity factor have typical two-stage characteristics. In the first stage, crack growth velocity (da/dt) does not increase significantly with stress intensity factor K Ⅰ. But in the second stage, (da/dt) increase rapidly with K Ⅰ increasing, and the specimen fractures when K Ⅰ extends to critical value K ⅠH . K ⅠH at room temperature and 100?℃ is about 58?MPa/m 3/2 and 61 ?MPa/m 3/2 respectively.

Keyword：

Ti Al Zr alloy; hydrogen induced delayed fracture; mechanical property;

Received： 2001-10-15

钛合金以其比强度高、耐腐蚀性好而被广泛地应用于航空工业、化工、生物材料及动力设备的冷凝材料中 ^[1] 。但钛合金是一种强烈的吸氢材料, 进入钛合金中的氢原子会在浓度梯度、应力梯度和温度梯度下扩散和凝聚, 并在高应力和低温区形成氢化物, 氢化物会严重损害钛合金的力学性能, 使材料的塑性和韧性显著降低, 即发生氢脆 ^[2] 。由于钛合金多用作结构材料, 氢致断裂有可能引起灾难性的事故, 所以了解氢在钛合金中对裂纹增长的影响是很重要的。

近几十年来, 氢致钛及其合金延迟断裂的现象和氢对钛合金力学性能的影响已经得到了广泛的关注 ^{[3,4,5,6,7,8,9,10,11,12]} 。 Cota ^[10] 认为, 氢对钛合金力学性能的影响分为由固溶氢的存在而引起的内在影响和由氢引起的相组成和显微组织等变化而引起的间接影响, 具有体心立方结构的β钛合金比具有密排六方结构的α钛合金对氢脆的敏感性更大。

对于钛合金内部的氢致裂纹扩展, Moody ^[6,7,10] 认为强烈地受温度和应力状态的影响。在300 K左右, 稳态扩展阶段的裂纹扩展速度 (da/dt) 最大, 在低温下裂纹扩展速率随温度而增加可能与氢的扩散速率的增加有关, 而在高温下da/dt的减小与氢化物形核困难有关。

本实验是研究含氢11% (质量分数) 的Ti-Al-Zr合金的微观组织以及在室温和100 ℃下的氢致延迟断裂行为。

1 实验

氢致延迟断裂实验用试样采用厚度为4 mm的Ti-Al-Zr合金板材, 经700 ℃气体充氢 (氢含量为11%) 后再加工成如图1所示的试样。氢致延迟断裂实验前该试样在疲劳试验机上预制裂纹, 裂纹长约1.8 mm。

图1 Ti-Al-Zr合金氢致延迟断裂试样

Fig.1 Specimen of hydrogen induced delayed fracture of Ti-Al-Zr alloy

在CSS-250型持久强度实验机上进行氢致延迟断裂实验。试样安装好后首先升温到300 ℃, 保温30 min, 再炉冷至室温或100 ℃, 最后逐渐加大载荷, 直到裂纹开始扩展为止。用电位法监测裂纹长度 (裂纹长度和电位间的关系在实验前已标定) 的变化; 用计算机采集数据, 采集数据的周期为5 min。在DMAX-1400型X射线衍射仪上分析Ti-Al-Zr合金的相组成。在AMRAY1845EF型场离子扫描电镜上观察断口形貌。

2 结果及讨论

2.1 Ti-Al-Zr合金的相组成

Ti-Al-Zr合金的显微组织见图2, XRD分析结果见图3。

图2 Ti-Al-Zr合金的显微组织

Fig.2 Microstructures of Ti-Al-Zr alloy (a) —Before hydrogenated; (b) —After hydrogenated containing 11% hydrogen

由图2可见, 充氢前Ti-Al-Zr合金由α相组成 (如图2 (a) 所示) , 充氢后, 其基体中随机分布着黑色针状物 (如图2 (b) 所示) 。

由充氢前后的XRD图可见, 充氢后虽未发现新的衍射峰, 但峰的相对强度却发生了明显的变化, 这是因为TiH_x的主要强线与α-Ti的一些衍射峰基本上重合而不能分开, 所以使这些衍射峰的强度明显增加。

2.2 Ti-Al-Zr合金的力学性能

表1所列为Ti-Al-Zr合金充氢前后的力学性能。可见, 该合金充氢后其强度略微增加, 延伸率稍稍下降, 而冲击韧性却大幅度下降。这说明, 硬

图3 Ti-Al-Zr合金的XRD图

Fig.3 XRD patterns of Ti-Al-Zr alloy (a) —Before hydrogenated; (b) —After hydrogenated containing 11% hydrogen

表1 Ti-Al-Zr合金充氢前后的力学性能

Table 1 Mechanical properties of Ti-Al-Zr alloys before and after hydrogenation

Specimen	σ_0.2 /MPa	σ_b /MPa	δ/%	a_k / (J·cm^-2)
Before hydrogenated	421	554	29	71
After hydrogenated containing 11% hydrogen	423	571	27	42

而脆的氢化物虽然对钛合金的强度有微不足道的增强作用, 但却显著降低合金的冲击韧性。这一点和许多研究人员的结论是一致的。

2.3 Ti-Al-Zr合金的氢致延迟断裂

图4所示为含氢11%的Ti-Al-Zr合金在室温和100 ℃下的裂纹扩展速率 (da/dt) 与裂纹尖端应力强度因子 (K_Ⅰ) 的关系曲线。可见, 该合金的裂纹扩展似乎可分成两个阶段: 第1阶段, 当K_Ⅰ较小时, 随着K_Ⅰ的增加, da/dt增加很小 (室温) 或几乎不变 (100 ℃) ; 在第2阶段, 当K_Ⅰ较大时, 随着K_Ⅰ增加, da/dt迅速增加并当K_Ⅰ达到临界应力强度因子K_ⅠH时, 试样突然失稳断裂。通过数学拟和, 分别得到两种条件下da/dt表达式及K_ⅠH值 (如图4所示) 。

Ti-Al-Zr合金在室温和100 ℃时都表现出氢致延迟断裂行为, 且在100 ℃时的氢致延迟断裂抗力比在室温时的氢致延迟断裂抗力高。出现这种现象

图4 Ti-Al-Zr合金的裂纹扩展速率 (da/dt) 和应力场强度因子 (KⅠ) 的关系

Fig.4 Crack propagation velocity (da/dt) of Ti-Al-Zr alloy containing 11% hydrogen vs K_Ⅰ (a) —Room temperature; (b) —100 ℃

的原因有两个: 一是氢随温度增高在钛合金中的固溶量增大, 在100 ℃实验时, 有少量氢化物溶于基体之中, 使其脆性比室温时的小; 二是该合金在100 ℃的强度低于室温强度, 而氢脆敏感性又总是随材料的强度的升高而增大。

2.4 断口形貌

图5所示为该合金氢致延迟断裂的宏观断口形貌。可见试样断口呈灰色, 晶粒细小, 存在塑性变形, 且100 ℃断口周围的塑性变形明显大于室温的, 这说明100 ℃时的氢脆影响要小于室温的。图6所示为该合金的断口形貌, 可见, 这是一个混合型的断口形貌, 由韧窝和准解理组成, 同时可见大量二次裂纹 (二次裂纹是晶界的TiH_x相使晶界脆化的结果) , 但以韧窝为主, 仍属韧性断裂, 这与氢致延迟断裂试样的宏观形貌吻合。