張 姝, 孟 磊, 田素貴, 張建偉, 孟慶堯

(1.沈陽化工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院,遼寧沈陽 110142; 2.沈陽師范大學(xué)軟件學(xué)院,遼寧沈陽 110023; 3.沈陽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧沈陽 110178)

單晶合金中孔洞對(duì)蠕變行為的三維有限元模擬

張 姝1, 孟 磊2, 田素貴3, 張建偉1, 孟慶堯1

(1.沈陽化工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院,遼寧沈陽 110142; 2.沈陽師范大學(xué)軟件學(xué)院,遼寧沈陽 110023; 3.沈陽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,遼寧沈陽 110178)

通過對(duì)有/無缺陷單晶鎳基合金蠕變性能測(cè)試、組織形貌觀察及采用三維有限元對(duì)近孔洞區(qū)域的應(yīng)力場(chǎng)分析,研究組織缺陷對(duì)單晶合金蠕變行為及組織演化的影響.結(jié)果表明:組織缺陷可明顯降低單晶鎳基合金的塑性和蠕變壽命.在高溫蠕變期間,近孔洞區(qū)域的應(yīng)力等值線具有碟形分布特征,并沿與施加應(yīng)力軸成45°角方向有較大值,該應(yīng)力分布特征可使合金中γ′相轉(zhuǎn)變成與施加應(yīng)力軸成45°角的筏狀結(jié)構(gòu),并使圓形孔洞沿應(yīng)力軸方向伸長(zhǎng)成橢圓狀.蠕變期間,在合金圓形孔洞缺陷的上、下區(qū)域具有較小的應(yīng)力值,而在圓形孔洞的兩側(cè)極點(diǎn)處具有最大應(yīng)力值;隨蠕變時(shí)間延長(zhǎng),應(yīng)力值增大,促使裂紋在該處萌生,并沿垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展,這是降低合金蠕變壽命的主要原因.

單晶鎳基合金; 孔洞; 蠕變壽命; 有限元分析

由于單晶高溫合金卓越的高溫蠕變、疲勞性能,國外先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)、地面燃?xì)廨啓C(jī)大多采用了單晶渦輪葉片,使其性能得到進(jìn)一步提高.雖然單晶渦輪葉片得到了廣泛的運(yùn)用,但是其潛力仍沒有充分地發(fā)揮,一個(gè)很重要的原因就是在對(duì)其強(qiáng)度和壽命的分析中如何考慮鑄造缺陷的影響,特別是鑄造微孔洞的影響,對(duì)于單晶鑄件,鑄造微孔洞對(duì)材質(zhì)的劣化有顯著的作用[1-3].由于孔洞的存在破壞了合金組織的連續(xù)性,使應(yīng)力傳遞受到影響,易于產(chǎn)生應(yīng)力集中,故促進(jìn)裂紋的萌生和擴(kuò)展,因此,明顯降低合金的蠕變壽命[4-6].但其組織缺陷降低合金蠕變性能的程度,及蠕變期間孔洞或微裂紋周圍的應(yīng)力分布特征及對(duì)組織演化和蠕變規(guī)律的影響[7-9]并無文獻(xiàn)報(bào)導(dǎo).據(jù)此,本文對(duì)同成分、有/無組織缺陷的合金進(jìn)行了蠕變性能測(cè)試及組織形貌觀察,研究組織缺陷對(duì)合金蠕變壽命及組織演化規(guī)律的影響,并采取有限元方法分析近孔洞區(qū)域的應(yīng)力分布及對(duì)組織演化規(guī)律的影響.

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

在高溫度梯度真空定向凝固爐中,以選晶法將成分為Ni-6.0Al-6.5Cr-6Mo-6.5Ta-7.5W的母合金制備成[001]取向的單晶試棒,選用的熱處理工藝為:1 280℃,6 h+1 325℃,4 h A.C +1 040℃,4 h A.C.+870℃,24 h.A.C.

熱處理后的合金經(jīng)Laue背反射法測(cè)定晶體取向后,沿平行于[001]方向切取片狀拉伸蠕變?cè)嚇?樣品的寬面為(100)晶面,其橫斷面為4.5 mm×2.5 mm,標(biāo)距為15 mm.將樣品置入GTW504型高溫蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)中,進(jìn)行單軸恒定載荷拉伸蠕變曲線測(cè)定,并對(duì)有/無組織缺陷合金進(jìn)行SEM形貌觀察.采用ANSYS軟件對(duì)近孔洞缺陷區(qū)域的應(yīng)力分布進(jìn)行有限元分析,并討論組織缺陷對(duì)蠕變期間應(yīng)力分布及組織演化規(guī)律的影響.

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 組織缺陷對(duì)合金蠕變特征的影響

由于選用合金在熔煉及鑄造期間存在局部組織的不均勻性,可使單晶合金中產(chǎn)生組織缺陷.在高溫低應(yīng)力蠕變期間,其鑄造期間形成的缺陷破壞了合金組織的連續(xù)性,并易于產(chǎn)生應(yīng)力集中,故明顯降低合金的蠕變壽命.同成分有/無缺陷合金在1 072℃,施加137 MPa條件下的蠕變曲線如圖1所示.

圖1 鑄造缺陷對(duì)合金蠕變性能的影響Fig.1 Influence of casting defects on creep properties of the alloy

圖1中曲線1為無缺陷合金,曲線2為有孔洞缺陷合金,比較可知:無缺陷合金具有較低的應(yīng)變速率和較長(zhǎng)的蠕變壽命,其蠕變壽命長(zhǎng)達(dá)98 h,應(yīng)變量約為17%,而有缺陷合金的蠕變壽命僅有43 h,蠕變應(yīng)變量降低到7.5%.即由于鑄造缺陷的存在,明顯降低了合金的塑性及蠕變壽命.

2.2 蠕變期間的組織演化

單晶鎳基合金的鑄態(tài)組織是由尺寸不均勻的γ′相和γ基體2相組成.在枝晶干區(qū)域,γ′相尺寸較小,而在枝晶間區(qū)域尺寸較大[10].經(jīng)4級(jí)完全熱處理后,合金的組織結(jié)構(gòu)是規(guī)則排列的立方γ′相以共格方式嵌鑲在γ基體相中,如圖2所示.其立方γ′相的平均邊長(zhǎng)約為0.4μm,且均勻地沿<100>取向規(guī)則排列,立方γ′相的體積分?jǐn)?shù)約為68%,γ基體通道的寬度約為50 nm.

圖2 合金經(jīng)完全熱處理后的組織形貌Fig.2 Morphology after the alloy fully heat treated

在高溫蠕變期間,伴隨合金基體中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的同時(shí),γ′相經(jīng)歷了由立方體形貌擴(kuò)散轉(zhuǎn)變?yōu)榉钚蚊驳倪^程[11].圖3為無晶體缺陷單晶合金在1 072℃/137 MPa條件下,試樣中間部位不同蠕變時(shí)間后的組織形貌.

圖3 無缺陷合金在1 072℃/137 MPa條件下,不同蠕變時(shí)間的組織形貌Fig.3 Cave in the different regions of the alloy crept of alloy as creep time at 1 072/137 MPa

膜面的法線方向?yàn)閇100]取向.照片中黑色為γ′相,白色為γ基體相.合金蠕變5 h后,立方γ′相逐漸轉(zhuǎn)變成筏狀結(jié)構(gòu),γ′相厚度的平均尺寸為0.3μm,如圖3(a)所示,但仍有部分γ′相保持立方結(jié)構(gòu),如圖3(a)中箭頭所示.低應(yīng)力蠕變98 h后,合金中原立方γ′相已經(jīng)轉(zhuǎn)變成與應(yīng)力軸垂直的N-型筏狀組織,且表現(xiàn)出扭曲的的形貌特征,筏狀γ′相的厚度尺寸約為0.7μm,基體γ相的厚度增加到0.5μm,如圖3(b)所示.

2.3 單晶合金中的組織缺陷

對(duì)蠕變壽命較低樣品進(jìn)行組織觀察表明:合金中存在較多組織缺陷.其存在的圓形孔洞缺陷示于圖4,施加應(yīng)力軸方向如圖中右側(cè)所示.

圖4 在1 072℃/137 MPa條件下,有缺陷合金蠕變43 h斷裂后,不同區(qū)域存在孔洞的形貌Fig.4 Cave in the different regions of the alloy crept for 43 h up to fracture at 1 072℃/137 MPa

合金具有較低蠕變壽命的原因是存在較多的組織缺陷.在遠(yuǎn)離斷口的局部區(qū)域,合金中的γ′相已經(jīng)形成與應(yīng)力軸垂直的N-型筏狀形貌,其中有一圓形孔洞,如圖4(a)所示,由于該區(qū)域遠(yuǎn)離斷口,形變量較小,所以,孔洞周圍的筏狀γ′相取向無明顯差別.而在近斷口區(qū)域,由于形變量較大,發(fā)生縮頸,合金中的圓形孔洞已轉(zhuǎn)變成橢圓狀,如圖4(b)所示,可以看出,孔洞周圍的γ′相也已形成筏狀組織,但筏狀γ′相的取向各異,形狀較為復(fù)雜.在近孔洞的上、下區(qū)域,筏狀γ′相的取向與應(yīng)力軸方向成近45°角排列,如圖4(b)中箭頭所示,并在孔洞的兩側(cè)出現(xiàn)裂紋.如果認(rèn)為,該孔洞形變前為圓形,且為合金的鑄造缺陷,那么經(jīng)高溫低應(yīng)力蠕變,且發(fā)生較大變形及蠕變斷裂后,轉(zhuǎn)變?yōu)檠貞?yīng)力軸方向伸長(zhǎng)的橢圓狀,并在孔洞的兩側(cè)形成裂紋,同時(shí),γ′相發(fā)生了不規(guī)則的組織演化.表明,組織缺陷對(duì)合金中裂紋萌生及γ′相的組織演化有明顯的影響.

3 近孔洞區(qū)域的應(yīng)力分布及對(duì)組織演化的影響

圖5 1/8晶體模型Fig.5 1/8 Crystal model

如果認(rèn)為缺陷處裂紋的形成及γ′相的演化與該區(qū)域的應(yīng)力分布有關(guān),那么高溫蠕變期間,在孔洞缺陷的兩側(cè)產(chǎn)生裂紋并在近孔洞區(qū)域γ′相發(fā)生較復(fù)雜的組織演化表明:在近缺陷區(qū)域的應(yīng)力分布存在差別.分析近缺陷區(qū)域的應(yīng)力分布,有助于探討發(fā)生復(fù)雜組織演化及致使合金發(fā)生蠕變斷裂的原因.

利用有限元方法對(duì)缺陷區(qū)域進(jìn)行應(yīng)力分析中,采用的Norton表達(dá)式為:

根據(jù)蠕變樣品的尺寸建立三維有限元模型,如圖5建立1/8晶體模型.計(jì)算中對(duì)樣品施加的溫度為1 072℃,并使樣品最小截面保持137 MPa的拉應(yīng)力.

在實(shí)驗(yàn)溫度和施加應(yīng)力的條件下,計(jì)算出樣品近孔洞區(qū)域的應(yīng)力分布與施加載荷的時(shí)間有關(guān),其應(yīng)力分布隨時(shí)間的變化規(guī)律如圖6所示,為方便觀察選取1/4晶體模型.

圖6 在1 072℃/137 MPa條件下,近孔洞區(qū)域的應(yīng)力分布隨時(shí)間的變化規(guī)律Fig.6 Change regularity of the stress distribution near the cave region of alloy as creep time

由圖6可以看出:在蠕變初期7 h,孔洞保持圓形,在孔洞的上、下部位具有較低的應(yīng)力分布值,在近孔洞兩側(cè)的區(qū)域出現(xiàn)應(yīng)力較大值,為89 MPa,應(yīng)力分布具有對(duì)稱性,如圖6(a)所示.隨蠕變進(jìn)行,近孔洞兩側(cè)區(qū)域的應(yīng)力值增大,示于圖6(b),當(dāng)蠕變21 h后,孔洞兩側(cè)應(yīng)力值再次增大,其 von Mises應(yīng)力等值線呈蝶形分布,在孔洞兩側(cè)的極點(diǎn)b處仍為最大值,其值約為167 MPa,并使圓形孔洞沿施加應(yīng)力方向略有伸長(zhǎng),如圖6(c)所示;隨蠕變時(shí)間增加至28 h,在近橢圓形孔洞兩側(cè)的應(yīng)力等值線呈現(xiàn)碟形特征,其碟形的前端與應(yīng)力軸方向呈45°角伸長(zhǎng),極點(diǎn)b處應(yīng)力最大值進(jìn)一步增加,如圖6(d)所示;隨蠕變時(shí)間延長(zhǎng)至35 h,孔洞兩側(cè)的等應(yīng)力曲線呈碟形特征加劇,孔洞沿應(yīng)力軸方向進(jìn)一步伸長(zhǎng),在近孔洞的上、下區(qū)域?yàn)樽钚?yīng)力分布區(qū),兩側(cè)極點(diǎn)處的最大應(yīng)力值增大至245 MPa,如圖6(e)所示,該值已經(jīng)超過該合金的屈服強(qiáng)度[13],并可引起孔洞兩側(cè)出現(xiàn)裂紋;隨蠕變時(shí)間增加至43 h,孔洞周圍區(qū)域的等應(yīng)力值進(jìn)一步增加,兩側(cè)極點(diǎn)b處的最大應(yīng)力增加到約271 MPa,如圖6 (f)所示,該值已遠(yuǎn)大于合金在1 072℃的屈服強(qiáng)度值[13],故可致使合金發(fā)生蠕變斷裂.

根據(jù)近孔洞區(qū)域的應(yīng)力分布及隨時(shí)間的變化規(guī)律分析可知:孔洞極點(diǎn)b區(qū)域具有最大的應(yīng)力分布值,故該區(qū)域易于產(chǎn)生應(yīng)力集中.當(dāng)應(yīng)力集中值增加到大于該合金的屈服強(qiáng)度時(shí),可致使合金中裂紋萌生,隨蠕變進(jìn)行,應(yīng)力值增大,可使裂紋沿垂直于應(yīng)力軸[001]沿[100]和[010]方向逐漸擴(kuò)展,其裂紋擴(kuò)展的形貌如圖4(b)所示.由于在近孔洞區(qū)域兩側(cè)的應(yīng)力分布沿與施加應(yīng)力軸呈45°角方向具有較大值(該方向?yàn)槭┘虞d荷的最大剪應(yīng)力方向,如圖6所示),所以,該應(yīng)力分布特征可致使合金中筏狀γ′相沿較大剪應(yīng)力方向排列,如圖4(b)中箭頭所示.由于筏狀γ′相層片相間,其強(qiáng)度較低的γ基體相與最大剪應(yīng)力方向平行,故可致使合金中裂紋沿強(qiáng)度較低的γ基體通道擴(kuò)展而發(fā)生蠕變斷裂.如果認(rèn)為有限元分析的結(jié)果為理論預(yù)測(cè)值,蠕變43 h合金可發(fā)生蠕變斷裂,則該理論預(yù)測(cè)值與圖1的實(shí)驗(yàn)結(jié)果相一致.

由圖6還可以看出:在圓形孔洞的a、b兩極點(diǎn)處具有不同的應(yīng)力分布特征,在極點(diǎn)b處,具有最大的應(yīng)力值,該最大應(yīng)力值可促使裂紋萌生,并使其沿垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展,但不發(fā)生位移.

而在極點(diǎn)a處應(yīng)力值最小,但卻發(fā)生較大位移,隨蠕變進(jìn)行,a點(diǎn)處發(fā)生的位移量隨時(shí)間呈拋物線規(guī)律增加,如圖7所示.

圖7 蠕變期間近孔洞a點(diǎn)的位移隨時(shí)間的變化規(guī)律Fig.7 Dependence of the displacement at a region near the cave and creep time

當(dāng)蠕變43 h后,有缺陷合金蠕變斷裂后的應(yīng)變量為7.4%,而在孔洞區(qū)域的位移量?jī)H為0.225μm,其值遠(yuǎn)小于合金的蠕變應(yīng)變量.如果認(rèn)為合金的蠕變應(yīng)變量完全由孔洞區(qū)域的位移量構(gòu)成,則單獨(dú)一個(gè)孔洞區(qū)域的位移量不能構(gòu)成合金的應(yīng)變量.故由此可推斷,該合金的蠕變應(yīng)變及斷裂由多個(gè)孔洞發(fā)生位移及裂紋擴(kuò)展組成.

4 結(jié) 論

(1)組織缺陷可明顯降低單晶鎳基合金的蠕變壽命和塑性,隨蠕變進(jìn)行,在合金中近孔洞區(qū)域的γ′相沿施加應(yīng)力軸方向成45°角形成筏狀結(jié)構(gòu),其圓形孔洞缺陷可沿應(yīng)力軸方向伸長(zhǎng)成橢圓形,并在孔洞兩側(cè)形成裂紋,沿垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展.

(2)在高溫蠕變期間,近孔洞區(qū)域的應(yīng)力等值線具有碟形分布特征,并沿與施加應(yīng)力軸成45°角方向具有較大值,該應(yīng)力分布特征是使γ′相轉(zhuǎn)變成45°角筏狀結(jié)構(gòu)的主要原因.

(3)在合金的蠕變期間,圓形孔洞缺陷的上、下區(qū)域?yàn)樽钚?yīng)力分布區(qū),而在圓形孔洞的兩側(cè)極點(diǎn)處具有最大應(yīng)力值,隨蠕變時(shí)間延長(zhǎng),應(yīng)力值增大,并使裂紋在該處萌生,并沿垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展.

[1] Tian Sugui,Du Hongqiang,Wang Chuntao,et al. Influence of W Concentration on microstructureand Properties of Single Crystal Nickel-base Superalloy[J].J ournal of Aeronautical Materials, 2006,26(3):16-19.

[2] Tian Sugui,Chen Changrong,Yang Hongcai,et al.Finite Element Analysis of Driving Force of γ′-Phase DirectionalCoarsening forA Single Crystal Nickel-base Superalloy During High Temperature Creep[J].Acta Metall.Sin.,2000,36 (5):465-471.

[3] Sha Yuhui,Zhang Jinghua,Xu Yongbo,et al.Orientation Dependence ofDirectional Coarsening Behavior In A Nickel-base Single Crystal Superalloy[J].Acta Metall.Sin.,1999,36(3):254-261.

[4] Tien JK,Copley S M.The Effect of Uniaxial Stress on the Periodic Morphology of Coherent Gamma Prime Precipitates in Nickel-base Superalloy Single Crystals[J].Metall.Trans.,1971,2: 215-219.

[5] Socrate S,Parks D M.Numerical Determination of the Elastic Driving Force for Directional Coarsening in Nickel-superalloys[J].Acta Metall. Mater.,1993,41:2185.

[6] Pollock T M,Argon A S.Directional Coarsening in Ni-based SingleCrystals with High Volume Fractions of Coherent Precipitates[J].Acta Metall.Mater.,1994,42(6):1859.

[7] Nabarro F R N,Cress C M,Kotschy P.The Thermodynamic Driving Force for Rafting in Superalloys[J].Acta Mater.,1996,44:3189-3198.

[8] Glatzel U,Feller-Kniepmeier M.Calculation of Internal Stresses in theγ/γ′Microstructure of A Nickel-base Superalloy with High Volume Fraction ofγ′-Phase[J].Scripta Mater.,1989,23: 1839.

[9] Pollock T M,Argon A S.Creep Resistance of Cmsx-3Nickel Base Superalloy Single Crystals[J]. Acta Metall Mater,1992,40:1-30.

[10]Tian Sugui,Zhou Huihua,Zhang Jinghua,et al. Creep Behavior of Single Crystal Nickel Base Superalloy[J].Mater.Sci.Tech.,1998,14(8):751-756.

[11]Tian Sugui,Zhou Huihua,Zhang Jinghua,et al. Dislocation Configuration in Stingle Crystal Nickel-base Alloy During Primary Creep[J].Acta Metall.Sin.,1998,34(6):591-596.

[12]Eggeler G,Wiesner C.A Numerical Study of Parameters Controlling Stress Redistribution in Circular Notched SpecimensDuring Creep[J].J Strain Analysis for Engineering Design,1993,28: 13-22.

[13]Yan Ming Gao.Practical Handbook of Engineering Materials Ⅱ[M].Bei Jin:China Standard Press,2001:792-794.

Single Crystal Alloy on the Creep Behavior of Holes in Three-dimensional Finite Element Simulation

ZHANG Shu1, MENG Lei2, TIAN Su-gui3, ZHANG Jian-wei1, MENG Qing-yao1
(1.Shenyang University of Chemical Technology,Shenyang110142,China; 2.Shenyang Normal University software college,Shenyang110023,China; 3.Shenyang University of Technology,Shenyang110178,China)

Through the test of having defects creep properties of single crystal nickel-base alloy or not,the observation of morphology and the analysis of stress field near hole region by three-dimensional finite element.The investigation has been made into the influence of the defects on creep behaviors and microstructure evolution of single crystal nickel-based superalloys.The results show that the creep lifetimes and plasticity of the single crystal nickel based superalloys are obviously decreased by microstructure defects.During high temperature creep,the stress isoline near the holes region displays the feature of the acetabuliform distribution,and possesses the bigger stress value at45°angle direction relative to the applied stress axis.That results in theγphase transformed into the rafted structure at45°angle direction relative to the applied stress axis,and the circular holes defects are elongated into the ellipse in shape along the direction parallel to the applied stress axis.During creep,a smaller value of the stress distribution displays in the up and down regions of the circular holes,and the maximum value of the stress distribution exhibits the apices region in the sides of the hole.In the further,the fact that the max value of the stress distribution increases as creep goes on results in the germination and expanding of the cracks,which is a main reason of damaging creep lifetimes of the alloys.

single crystal nickel-based superalloys; void; creep lifetimes; FEM analysis

TG 132.2

A

1004-4639(2010)01-0052-06

2009-11-16

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50571070);遼寧省教育廳基金資助項(xiàng)目(2004C004)

張姝(1976-),女,遼寧沈陽人,講師,博士研究生在讀,主要從事高溫合金蠕變行為計(jì)算機(jī)模擬的研究.

田素貴(1952-),男,遼寧沈陽人,教授,博士,主要從事單晶鎳基合金、耐熱鎂合金的高溫蠕變、組織演化及變形機(jī)制等的研究.