TiAl合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織的高周疲勞行為

萬(wàn)文娟，　韓　波，　韓　偉，　張　繼

(1.鋼鐵研究總院 高溫合金新材料北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100081； 2.鋼鐵研究總院, 北京 100081)

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TiAl合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織的高周疲勞行為

萬(wàn)文娟1，韓波2，韓偉2，張繼1

(1.鋼鐵研究總院 高溫合金新材料北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 北京 100081； 2.鋼鐵研究總院, 北京 100081)

采用旋轉(zhuǎn)彎曲的加載方式，評(píng)價(jià)了Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分?jǐn)?shù)/%)合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織的高溫高周疲勞性能，并對(duì)疲勞斷口進(jìn)行了掃描電鏡分析。結(jié)果表明：該合金表現(xiàn)出符合Basquin方程的平直S-N曲線(xiàn)，750 ℃條件疲勞極限相當(dāng)于其抗拉強(qiáng)度的60%；斷口觀察發(fā)現(xiàn)，所有試樣中的疲勞裂紋均以穿層片方式擴(kuò)展，表明該種組織的界面對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展具有較高的抗力。

TiAl；擇優(yōu)取向?qū)悠M織；疲勞；S-N

TiAl合金具較高的高溫比強(qiáng)度和良好的抗蠕變和抗氧化等特點(diǎn)，是一種頗具應(yīng)用潛力的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，GE公司發(fā)動(dòng)機(jī)在GEnx低壓渦輪后兩級(jí)葉片采用TiAl合金，實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)減重36kg[1-2]，從而推動(dòng)了TiAl合金進(jìn)入航空發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用。

為更大程度地滿(mǎn)足先進(jìn)航空動(dòng)力對(duì)輕質(zhì)材料耐溫性能和可靠性的要求，近年來(lái)，通過(guò)控制鑄造工藝條件，在TiAl合金中形成了一種γ-TiAl/α2-Ti3Al層片取向一致的擇優(yōu)取向?qū)悠M織，其在沿層片方向具有優(yōu)異的室溫拉伸塑性、高溫拉伸強(qiáng)度和持久性能[3-4]，但目前尚未對(duì)該類(lèi)型組織的高周疲勞性能進(jìn)行過(guò)評(píng)價(jià)研究。

TiAl合金以航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片為主要應(yīng)用方向，服役中將承受溫度和交變載荷的作用，因此高溫疲勞損傷是這類(lèi)部件主要的失效形式之一。另一方面，引起疲勞斷裂的應(yīng)力通常低于材料的靜載屈服強(qiáng)度，零件在發(fā)生疲勞斷裂前一般無(wú)明顯塑性變形，常在無(wú)明顯預(yù)兆情況下突然破壞。因此，作為渦輪葉片候選材料，TiAl合金的高溫高周疲勞行為關(guān)乎航空發(fā)動(dòng)機(jī)的結(jié)構(gòu)可靠性和使役壽命。

已研究發(fā)現(xiàn)，TiAl合金層片組織的疲勞擴(kuò)展抗力和疲勞裂紋擴(kuò)展門(mén)檻值ΔKth均高于雙態(tài)組織和近γ組織[5]，這一優(yōu)勢(shì)源于層片組織中在γ層片內(nèi)發(fā)生的滑移/孿生，以及由于裂紋偏轉(zhuǎn)、分叉和剪切韌帶橋接產(chǎn)生的裂尖屏蔽效應(yīng)[6]。層片組織中疲勞裂紋擴(kuò)展行為的研究表明，裂紋擴(kuò)展方向垂直于層片取向時(shí)，擴(kuò)展抗力較高，裂紋通常傾向于穿層片界面擴(kuò)展，很少觀察到低抗力的沿層片界面擴(kuò)展[7]。這種擇優(yōu)取向?qū)悠M織在沿層片方向交變載荷作用下的疲勞性能以及疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展特征尚有待評(píng)價(jià)。

本工作采用旋轉(zhuǎn)彎曲的加載方式，評(píng)價(jià)了Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織750 ℃下的高周疲勞性能，并通過(guò)斷口分析討論該類(lèi)型組織疲勞斷裂的特征。

1　實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)合金名義成分為T(mén)i-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分?jǐn)?shù)/%，下同)，采用真空感應(yīng)懸浮爐熔煉，離心澆注制備成尺寸為100mm×70mm×10mm的板狀鑄錠。鑄錠在氬氣環(huán)境中進(jìn)行1270 ℃/180MPa/Ar/1.5h熱等靜壓處理以消除缺陷；為穩(wěn)定組織，對(duì)鑄錠進(jìn)行950 ℃/12h真空退火處理并爐冷至室溫。

沿板狀鑄錠寬度方向切取金相試樣，選用3%HF+24%HNO3+23%H2O+50%丙三醇 (體積分?jǐn)?shù))溶液對(duì)磨拋后試樣進(jìn)行侵蝕，并采用OLYMPUSGX71金相顯微鏡對(duì)其進(jìn)行組織觀察。如圖1，試樣的宏觀組織為從鑄錠表面向中心整齊對(duì)長(zhǎng)的柱狀晶組織(圖1(a))，柱狀晶生長(zhǎng)方向垂直于鑄錠表面和寬度方向，在最后凝固線(xiàn)上偶見(jiàn)等軸層片團(tuán)；試樣的微觀組織為γ-TiAl/α2-Ti3Al兩相層片組織，且γ/α2層片界面垂直于柱狀晶生長(zhǎng)方向，因而，層片界面也平行于鑄錠表面和寬度方向(圖1(b))。柱狀晶寬度為90～260μm，相鄰柱狀晶內(nèi)層片界面的取向差小于10°，晶界呈鋸齒狀。在晶界處還存在在熱等靜壓過(guò)程中析出的尺寸為10～30μm、體積分?jǐn)?shù)小于 5%的等軸γ相晶粒，這些小尺寸γ晶粒的析出并不影響層片組織取向。因而，試樣內(nèi)層片組織具有整體一致取向。由于在加載過(guò)程中拉伸試樣和疲勞試樣橫截面上的外加應(yīng)力方向均平行于試樣軸向(即鑄錠寬度方向)，因而，也平行于試樣內(nèi)層片界面。外加應(yīng)力和層片界面之間的這一取向關(guān)系已被證明是硬取向[8]。

圖1　Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金板狀鑄錠 橫截面的宏觀形貌(a)和微觀形貌(b)Fig.1　Macrostructure(a) and microstructure (b) of cross section of Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr plate-like ingot

沿板狀鑄錠寬度方向掏取圓棒，加工制成標(biāo)距段尺寸為φ5mm×25mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，以及長(zhǎng)52mm、中心位置φ4mm的沙漏型光滑疲勞試樣。為減少試樣表面狀態(tài)對(duì)疲勞性能的影響，采用SiC砂紙沿軸向?qū)ζ谠嚇颖砻孢M(jìn)行拋光去除環(huán)形加工痕跡。

在大氣環(huán)境、750 ℃條件下對(duì)試樣進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，合金的抗拉強(qiáng)度(Rm)為585MPa，屈服強(qiáng)度為415MPa，伸長(zhǎng)率為8%。實(shí)驗(yàn)合金表現(xiàn)出該類(lèi)型組織一貫的高拉伸強(qiáng)度，屈強(qiáng)比為0.71，且具有強(qiáng)度和塑性的良好結(jié)合。

在大氣環(huán)境、750 ℃條件下對(duì)試樣進(jìn)行懸臂梁?jiǎn)吸c(diǎn)加載旋轉(zhuǎn)彎曲(R=-1)疲勞性能測(cè)試，載荷波形為正弦波，加載頻率為100Hz。在加載過(guò)程中，拉伸試樣和疲勞試樣橫截面上外加應(yīng)力方向均平行于試樣軸向，即層片界面方向。根據(jù)HB5163—1996，采用升降法獲得材料的107周疲勞強(qiáng)度，之后在高于該值的四級(jí)應(yīng)力水平下采用成組法進(jìn)行測(cè)試，獲得應(yīng)力-壽命(S-N)曲線(xiàn)。

為分析疲勞斷裂特征以及組織對(duì)疲勞斷裂過(guò)程的影響，采用掃描電鏡對(duì)疲勞斷口進(jìn)行形貌觀察及分析；并沿軸向解剖部分?jǐn)嗫冢趻呙桦婄R下進(jìn)行背散射電子像觀察以分析疲勞裂紋擴(kuò)展特征。

2　結(jié)果與分析

2.1高周疲勞行為

Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金擇優(yōu)取向?qū)悠M織的750 ℃疲勞測(cè)試結(jié)果見(jiàn)應(yīng)力-壽命(S-N)曲線(xiàn)(圖2)。S-N曲線(xiàn)為平直線(xiàn)，且無(wú)水平階段(至107周)，這一特征與其它組織形態(tài)γ-TiAl合金的S-N曲線(xiàn)特征一致[9-10]。平直的S-N曲線(xiàn)意味著實(shí)驗(yàn)合金的疲勞壽命對(duì)應(yīng)力大小的變化較為敏感，小的應(yīng)力變化可能導(dǎo)致疲勞失效周次發(fā)生數(shù)量級(jí)的改變。關(guān)于TiAl合金這一特殊的S-N曲線(xiàn)形態(tài)，Jha等[11]認(rèn)為，TiAl合金具有表面裂紋形核和亞表面裂紋形核兩種競(jìng)爭(zhēng)疲勞失效機(jī)制，使疲勞壽命產(chǎn)生大范圍波動(dòng)，從而導(dǎo)致平直的S-N曲線(xiàn)。然而，這一研究是基于軸向拉-拉循環(huán)應(yīng)力測(cè)試條件，以及層片團(tuán)取向隨機(jī)分布的等軸層片組織而言的。對(duì)于處于旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞測(cè)試條件下的實(shí)驗(yàn)合金而言，裂紋通常萌生于應(yīng)力最大的試樣表面，難以在試樣內(nèi)部形核，這一點(diǎn)也在本研究的疲勞斷口觀察中得到證實(shí)。因而，導(dǎo)致實(shí)驗(yàn)合金平直S-N曲線(xiàn)的微觀機(jī)制還有待研究。

實(shí)驗(yàn)合金無(wú)疲勞極限(截至107周)，隨應(yīng)力降低疲勞壽命不斷增加。采用升降法測(cè)試得到實(shí)驗(yàn)合金的條件疲勞極限σ-1(即107周疲勞強(qiáng)度)，其值為360MPa。材料的疲勞強(qiáng)度值和測(cè)試條件緊密相關(guān)，在三角波形載荷控制疲勞測(cè)試條件(R=0)下，鑄造Ti46Al8Nb等軸層片組織在750 ℃疲勞強(qiáng)度為265MPa[12]；在拉-拉載荷加載條件(R=0.1)下，鍛造Ti-46.5Al-3.0Nb-2.1Cr-0.2W等軸層片組織在600 ℃和800 ℃的疲勞強(qiáng)度分別為445MPa和330MPa[9]。根據(jù)TiAl合金疲勞強(qiáng)度隨溫度升高而降低的一般規(guī)律[10]，假定在600～800 ℃區(qū)間內(nèi)為線(xiàn)性降低，則上述兩種等軸層片組織在750 ℃的疲勞強(qiáng)度分別為265MPa和359MPa。即實(shí)驗(yàn)合金的疲勞強(qiáng)度不低于等軸層片組織的疲勞強(qiáng)度。

S-N曲線(xiàn)可用應(yīng)力幅與發(fā)生破壞的載荷反向次數(shù)2Nf之間的表達(dá)式Basquin方程進(jìn)行擬合：

σa= σf′ (2Nf)b

(1)

σa為應(yīng)力幅，Nf為疲勞失效周次，σf′為疲勞強(qiáng)度系數(shù)，b為疲勞強(qiáng)度指數(shù)。TiAl合金的疲勞強(qiáng)度指數(shù)b對(duì)溫度敏感[12]， S-N曲線(xiàn)的傾斜程度隨溫度而變化。一般而言，隨溫度升高，S-N曲線(xiàn)的傾斜程度增加，疲勞壽命對(duì)應(yīng)力大小變化的敏感性降低[10]。根據(jù)實(shí)驗(yàn)合金在各應(yīng)力下疲勞壽命的平均值擬合S-N曲線(xiàn)，如圖2，所得到的Basquin方程中，σf′為947，b為-0.0575。

圖2　Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金擇優(yōu)取向?qū)悠?組織的750 ℃疲勞S-N曲線(xiàn)Fig.2　S-N curve of Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr alloy with preferentially oriented lamellar microstructure tested at 750 ℃ (R=-1, f=100Hz).

材料疲勞極限和抗拉強(qiáng)度之間的常有一定比例關(guān)系，意味著材料的疲勞極限取決于材料對(duì)于塑性變形的平均抗力，常用疲勞強(qiáng)度比σ-1/Rm表示。實(shí)驗(yàn)合金的疲勞強(qiáng)度比為0.6。TiAl合金的這一比值與組織形態(tài)無(wú)明顯聯(lián)系，但和溫度密切有關(guān)，在700～800 ℃的實(shí)驗(yàn)值為0.5～0.7[9-10,13]。實(shí)驗(yàn)合金的σ-1/Rm比值也在這一范圍。對(duì)于TiAl合金這一高的σ-1/Rm比值有兩種解釋?zhuān)?1)TiAl合金中可開(kāi)動(dòng)的滑移系有限，不利于疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展，從而使疲勞抗力增加[10]；(2)在疲勞過(guò)程中，材料發(fā)生循環(huán)硬化導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度較高[13]。與之相比，作為傳統(tǒng)高溫結(jié)構(gòu)材料的鎳基高溫合金在同一溫度范圍的σ-1/Rm比值為0.3～0.4[14]?？梢?jiàn)，TiAl合金雖然疲勞強(qiáng)度絕對(duì)值雖不高，但在高溫下的σ-1/Rm比值卻更高。

2.2疲勞斷口觀察

實(shí)驗(yàn)合金表現(xiàn)出高的高溫疲勞強(qiáng)度，這與其在沿層片方向循環(huán)應(yīng)力作用下的疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展情況緊密相關(guān)。觀察斷口發(fā)現(xiàn)，所有斷口具有一致的宏觀形貌，整體較平整，斷面與外加應(yīng)力方向垂直。斷口周?chē)鸁o(wú)明顯宏觀塑性變形，表現(xiàn)出脆性斷裂特征。

斷口具有明顯低應(yīng)力高周疲勞斷裂特征，可分為三個(gè)區(qū)域：疲勞源、裂紋擴(kuò)展區(qū)(疲勞區(qū))和瞬時(shí)斷裂區(qū)(瞬斷區(qū))，如圖3，分別對(duì)應(yīng)于疲勞破壞過(guò)程的三個(gè)階段，即疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴(kuò)展和失穩(wěn)斷裂階段。疲勞源為裂紋萌生的標(biāo)志，裂紋以其為中心向四周擴(kuò)展，在斷面上留下輻射狀裂紋擴(kuò)展路徑，如圖4。在不同應(yīng)力水平下的疲勞斷口中，疲勞裂紋均萌生于試樣表面層。這是因?yàn)?，試樣采用懸臂梁?jiǎn)吸c(diǎn)加載方式，試樣表面承受最大應(yīng)力，因而易萌生疲勞裂紋。觀察斷口縱剖面發(fā)現(xiàn)，擇優(yōu)取向?qū)悠M織中的疲勞裂紋是以穿層片方式萌生(圖5(a))，不同于TiAl合金等軸層片組織中疲勞裂紋沿

圖3　疲勞斷口宏觀形貌(A—疲勞源；B—疲勞區(qū)； C—瞬斷區(qū))Fig.3　Macroscopic fracture morphology of fatigue specimen(a-crack initiation, B-crack propagation C-final fracture)

圖4　疲勞源處組織特征Fig.4　Microstructural characteristics of the crack initiation site on fracture surface

圖5　疲勞區(qū)的穿層片擴(kuò)展特征(a) 小裂紋自萌生后穿層片擴(kuò)展(縱剖面，BSEI)；(b) 顯微滑移和/或?qū)\生痕跡 (斷裂面，SEI)；(c) 穿層片解理河流花樣(斷裂面，SEI)；(d) 二次裂紋(縱剖面，BSEI)Fig.5　Translamellar crack propagation characteristics in fatigue propagation region(a) translamellar propagation of small cracks after its’ initiated (longitudinal section, BSEI); (b) deformation traces caused by microslip and microtwinning (fracture surface, SEI); (c) translamellar cleavage river pattern (fracture surface, SEI); (d) secondary cracking (longitudinal section, BSEI)

層片界面萌生方式[11]。在具有與實(shí)驗(yàn)合金相同的外加應(yīng)力和層片界面取向關(guān)系(φ=0)的TiAl合金PST晶體中[15]，疲勞裂紋常形核于層片組織中由于γ疇中孿生所造成的表面擠出。不過(guò)，在實(shí)驗(yàn)合金中，由于還存在鋸齒狀柱狀晶晶界，其對(duì)裂紋萌生微觀機(jī)制的影響還需進(jìn)一步研究確認(rèn)。

疲勞裂紋萌生后，以萌生位置為中心向四周擴(kuò)展進(jìn)入試樣內(nèi)部，裂紋擴(kuò)展主要是以高抗力的穿層片擴(kuò)展方式進(jìn)行，如圖5。在微觀尺度，這一過(guò)程并非單一裂紋的萌生和擴(kuò)展，而是一個(gè)復(fù)雜的多微裂紋萌生、擴(kuò)展和聯(lián)合的過(guò)程。在整個(gè)疲勞過(guò)程中，微裂紋主要沿裂尖前方塑性區(qū)內(nèi)滑移帶間歇式產(chǎn)生[16]，大部分微裂紋在不久后擴(kuò)展中止，宏觀疲勞裂紋主要是由這些新形核的、擴(kuò)展中的和擴(kuò)展中止的微裂紋發(fā)生聯(lián)合而形成的。

在疲勞裂紋穿層片擴(kuò)展過(guò)程中，常觀察到一些貫穿層片且與層片成一定角度的平行線(xiàn)狀痕跡(圖5(b))，這些痕跡是由于裂紋擴(kuò)展過(guò)程中發(fā)生微觀塑性變形由顯微滑移和/或顯微孿生形成的[5,17]。在疲勞區(qū)還可見(jiàn)河流狀解理花樣及二次裂紋(圖5(c)，(d))，這些二次裂紋的形成可產(chǎn)生一定的能量耗散，其走向也大多沿主裂紋擴(kuò)展方向。位于柱狀晶晶界的小等軸γ晶粒主要發(fā)生解理斷裂。在主裂紋擴(kuò)展路徑上，幾乎全為穿層片斷裂，未觀察到由于沿層片界面開(kāi)裂而形成的低能量解理平面。當(dāng)裂紋擴(kuò)展至線(xiàn)彈性斷裂尺度時(shí)，長(zhǎng)裂紋快速擴(kuò)展，直至發(fā)生瞬時(shí)斷裂。瞬斷區(qū)斷面粗糙，具有明顯穿層片斷裂特征，并發(fā)生大量層間開(kāi)裂，形成沿層片界面二次裂紋(圖6(a))。在斷口縱剖面上，瞬斷區(qū)二次裂紋擴(kuò)展常觀察到有韌帶橋接現(xiàn)象(圖6(b))。在這一區(qū)域，柱狀晶晶界處的細(xì)小等軸γ晶粒發(fā)生沿晶斷裂。

在不同應(yīng)力水平下，疲勞裂紋擴(kuò)展特征整體一致，細(xì)節(jié)略有不同。當(dāng)應(yīng)力增大時(shí)，疲勞區(qū)斷面變得更為粗糙，二次裂紋數(shù)量增多，位于這一區(qū)域的晶界小γ晶粒也由穿晶解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐嗔选Ｋ矓鄥^(qū)所占斷面比例也隨應(yīng)力增大而增加。

綜合斷面上各區(qū)域的斷裂特征可知，在沿層片取向的循環(huán)應(yīng)力作用下，擇優(yōu)取向?qū)悠M織中的疲勞裂紋以穿層片方式萌生；在整個(gè)斷裂過(guò)程中，主裂紋均以穿層片方式擴(kuò)展，不發(fā)生沿層片界面擴(kuò)展。而在傳統(tǒng)等軸層片組織TiAl合金中，在壽命早期疲勞裂紋即在多個(gè)軟取向?qū)悠瑘F(tuán)(如：層片界面與外加應(yīng)力之間夾角為45°)中沿層片界面形核[9,11]，疲勞裂紋以穿層片、沿層片界面以及在單一γ層片內(nèi)沿滑移面的混合方式擴(kuò)展[18]。因而，在沿層片方向循環(huán)應(yīng)力作用下，擇優(yōu)取向?qū)悠M織具有更高的疲勞斷裂抗力。

圖6　瞬斷區(qū)疲勞裂紋擴(kuò)展特征(a)沿層片界面二次裂紋和晶界小γ晶粒的沿晶斷裂特征(箭頭所示)； (b)未開(kāi)裂韌帶橋接Fig.6　Crack propagation characteristics in final fracture region(a) interlamellar secondary cracking and intergranular fracture feature of small γ grains located at column boundary(as indicated by arrows) on fracture surface (SEI); (b) uncrack ligament bridging on longitudinal section (BSEI)

3　結(jié)論

(1)實(shí)驗(yàn)合金表現(xiàn)出無(wú)水平段的平直S-N曲線(xiàn)，可用Basquin方程擬合。實(shí)驗(yàn)合金的條件疲勞極限為360MPa，其與抗拉強(qiáng)度的比值為0.6。

(2)疲勞斷口表現(xiàn)出典型的低應(yīng)力高周疲勞脆性斷裂特征。疲勞裂紋均以穿層片方式萌生自受力最大的試樣表面層，之后向試樣內(nèi)部擴(kuò)展。在疲勞區(qū)斷面可見(jiàn)穿層片微觀塑性變形特征，這意味著高的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。

(3)與該類(lèi)型組織在其他力學(xué)性能測(cè)試中的表現(xiàn)一致，在沿層片方向外加應(yīng)力作用下，擇優(yōu)取向?qū)悠M織表現(xiàn)出特有的幾乎全為穿層片斷裂的疲勞斷裂行為，體現(xiàn)出該類(lèi)型組織一貫的高斷裂抗力。

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High-cycle Fatigue Behavior of TiAl Alloy Containing Preferentially Oriented Lamellar Microstructures

WANWenjuan1,HANBo2,HANWei2,ZHANGJi1

(1.BeijingKeyLaboratoryofAdvancedHighTemperatureMaterials,CentralIron&SteelResearchInstitute,Beijing100081,China;2.CentralIron&SteelResearchInstitute,Beijing100081,China)

Thehigh-cyclefatigueperformanceofTi-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(at.%)alloywithapreferentiallyorientedlamellarmicrostructurehasbeenevaluatedbymeansofload-controlledrotatingbendingfatiguetestsatelevatedtemperature,andfracturesurfacesoffatiguespecimenswerealsoanalyzedbyscanningelectronmicroscope.TheresultsshowthatitexhibitsaflatS-NcurvefittedbyBasquinequation,anditsfatiguelimitisequalto60%oftheultimatetensilestrengthat750 ℃.Thefracturesurfaceobservationprovesthatallofthefatiguecrackpropagationinthestudiedsamplesisindeedpresentedwithatypicaltranslamellarmode,andindicatingthehighresistanceofthismicrostructuretocrackpropagation.

TiAl;preferentiallyorientedlamellarmicrostructure;fatigue; S-N

2015-10-13；

2015-11-25

萬(wàn)文娟(1985—)，女，博士研究生，主要從事鑄造TiAl合金研究，(E-mail)wanwenjuanwwj@126.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.1.015

TG146.2

A

1005-5053(2016)01-0087-06