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Stress intensity factor range AK, AKeff
MPa{m
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図3‑16 年造材のき裂進展挙動に及ぼすラメラ層の方向の影苧
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さらに, AK.[[で整理しても,依然としてラメラ層に平行な方向の由僧Ⅳ｣‑AK.ft関 係は直角方向の結果よりも高速側にあり,本質的にき裂進展抵抗が低いことを示し
ている.
図3‑17にこの試験片のき裂経路を示す.図から明らかなように,一般の金属材料 のように一本のき裂が進展するのではなく,き裂先端のラメラ層と異なる数層離れた ラメラ眉間に新しくき裂が発生し,進展する(図3‑17(a)).あるいは,かなり離れ た位置に新しくき裂が発生して,主き裂が進展するよりもむしろ,新しく発生したき 裂が進展する場合(図3‑17(b))もある.また,図3‑18は同一試験片の表裏両面で 観察されたき裂経路を示しているが,試験片の表裏のき裂の形態は必ずしも一致して
いない.例えば,図中の(a)面でき裂が離れて発生した場合,図中の0)面ではその ようなき裂は発生していない.そこで,試験片を切断して,板厚方向の内部のき裂の 観察を行った･図3‑18(c)はA‑Bで切断した断面写真である.このように内部にお いてもき裂は連結していない.以上の観察結果から,き裂先端後方ではき裂が連結し
ていない部分による荷重負臥 すなわち遮蔽効果によってき裂先端の応力場が弱めら れていることが考えられる.すなわち,実際のき裂進展抵抗はさらに低いことが予想
される･今後,この点についてはさらに詳細な検討が必要である.なお,微視的破面 はAK･I[備にかかわらず,前出の図3‑8(c)に示したようなラメラ層間剥離による平 坦なぜい性破面が支配的である.
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3. 4.括 口
常温延性に最も優れていると言われているAl組成のTiAl鋳造材を用いて,鋳造の
ままと均質化処理を施した材料の室温における疲労強度および疲労き裂進展挙動を調 べ,得られた結果を主に組織に注目して検討した.以下に結論を要約する.
(1)疲労強度は個々の試験片の組織の相違に依存してばらつきを示したが,鋳造材
(α2+γ)の疲労強度は均質化処理材(γ+ (α2+γ) )よりも優れる傾向で あった.
(2)両材料とも疲労き裂の発生はきわめて遅く,発生したき裂は急速に成長し試験片 を破壊に導いた.すなわち,疲労寿命の大半はき裂発生までの寿命によって占め
られていた.
(3)疲労破壊領域の破面は急速破壊領域と類似しており,鋳造材ではラメラ層を横切 った筋状のぜい性的な様相,均質化処理材ではそれに加えてγ相のへき開破壊が みられた.このγ相のへき開破壊がき裂発生寿命を低下させ,その結果疲労強度 を低下させていた.
(4)均質化処理材の疲労き裂進展速度は,測定した全A K領域において鋳造材より も速く,低いき裂進展抵抗を示した.
(5)き裂閉口は均質化処理材よりも鋳造材において顕著に生じた.また,両材料のき 裂閉口の差異は破面粗さの相違に起因していた.
(6)き裂閉口を考慮しても,なお均質化処理材のき裂進展速度は鋳造材よりもやや速 かった一 鋳造材の破面はラメラ層を横切った筋状のぜい性的な様相であり,均質 化処理材では,それに加えてγ相の粒内へき開破壊が全き裂進展領域において観 察された.このγ相のへき開破壊が,この材料の本質的なき裂進展抵抗を低下さ せていた.
(7) TiAlの由必Ⅳ｣A K.LfD関係は,多くの金属材料の挙動を表す由必Ⅳ｣A K.tf
,G関係と一致しなかった.これはTiAlのき裂進展機構が一般の金属材料と異な ることに起因していた.
(8)TiAlのき裂進展特性はラメラ層の方向によって影響された.ラメラ層に平行な方 向のき裂進展抵抗は,ラメラ層に垂直な場合よりも著しく低下した.
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