GH4169合金在650℃下疲勞小裂紋萌生和擴展行為

吳 楠， 張顯程， 王正東， 涂善東

(華東理工大學(xué)承壓系統(tǒng)與安全教育部重點實驗室，上海 200237)

為了提高航空發(fā)動機工作的溫度和應(yīng)力水平，鎳基合金是最早被引進用做航空發(fā)動機渦輪盤材料的合金，且通常在復(fù)雜工況下工作［1］。經(jīng)過不斷的改進，已經(jīng)實現(xiàn)了較高的推重比和燃料利用率。由于在高溫下具有良好的抗疲勞性能、抗蠕變性能、組織穩(wěn)定性和斷裂韌性，GH4169(Inconel 718)是目前航空發(fā)動機中使用最多的一種金屬材料，主要用于渦輪盤等斷裂關(guān)鍵構(gòu)件的制造［2～4］。對于該合金的研究，早期集中于微觀組織、加載參數(shù)、溫度、環(huán)境對長裂紋擴展行為的影響［5～9］;然而美國空軍發(fā)動機結(jié)構(gòu)完整性大綱規(guī)定，發(fā)動機斷裂關(guān)鍵件要按損傷容限進行設(shè)計［10］。損傷容限壽命法要求關(guān)于裂紋萌生和擴展的精確信息，應(yīng)力水平較高的情況下，斷裂前長裂紋擴展所占的壽命比例很小，小裂紋的萌生和擴展占據(jù)其壽命的主要部分。對于渦輪盤來說，其與葉片相連接處的杉樹型固定裝置導(dǎo)致應(yīng)力集中效應(yīng)的存在，可能會在連接處引起GH4169合金的屈服行為，因此在杉樹型缺口根部的低周疲勞裂紋擴展成為渦輪盤服役損傷形式的一種，研究存在應(yīng)力集中情況下的小裂紋萌生和擴展行為更加重要［11］。

對于存在應(yīng)力集中下的小裂紋萌生和擴展行為已經(jīng)有人進行過研究［11～14］。Connolley 等［11］對 Inconel 718進行了600℃下帶有缺口的四點彎疲勞實驗，結(jié)果表明，裂紋大多萌生于夾雜粒子附近，小裂紋的萌生和擴展階段占全壽命的80%以上，進行的高溫氧化研究結(jié)果表明，高溫下表面或近表面的碳化物會發(fā)生氧化，導(dǎo)致體積膨脹，與周圍的基體變形不匹配產(chǎn)生額外的應(yīng)力，解釋了小裂紋大多萌生于夾雜物的試驗現(xiàn)象。Pang 和 Reed［12，13］對U720Li粉末鎳基合金在室溫和650℃下進行帶有缺口的三點彎疲勞實驗，發(fā)現(xiàn)在室溫下有較大晶內(nèi)沉淀相組織的試樣裂紋擴展最慢，然而在650℃下有較大晶粒的組織的試樣裂紋擴展最慢。表明室溫下和650℃下影響裂紋擴展的主要因素發(fā)生了變化。

本工作以 GH4169高溫合金為研究對象，在650℃下，對SENT(single-edge-notch-tensile)試樣缺口根部的疲勞小裂紋自然萌生和擴展行為進行了研究。利用掃描電子顯微鏡(SEM)，對斷口進行了微觀分析，對高溫疲勞裂紋的萌生和擴展模式結(jié)合裂紋擴展數(shù)據(jù)圖進行了討論。

1 實驗

1.1 材料和試樣

實驗材料為GH4169高溫鎳基合金，熱處理采用固溶+雙時效。具體過程如下:960℃保溫1h，空冷，720℃保溫8h，隨爐冷卻2h到620℃，620℃保溫8h。合金的微觀組織如圖1所示，晶粒尺寸范圍5～21μm ，平均晶粒尺寸12μm，室溫下屈服強度σ0.2=1203MPa ，抗拉強度 σb=1437MPa，650℃ 下屈服強度 σ0.2=1024MPa，抗拉強度 σb=1189MPa。

圖1 GH4169合金微觀組織(a)和CHT熱處理后晶粒尺寸分布比例(b)Fig.1 Microstructure of GH4169 alloy(a)and probability density function of grain size of GH4169 alloy after CHT heat treatment(b)

選擇SENT試樣作為小裂紋試樣，圖2所示為SENT試樣的具體尺寸。由于存在缺口使得小裂紋可以自然萌生在缺口根部，通過覆膜法可以很清楚的檢測到表面小裂紋的萌生和擴展情況。缺口先經(jīng)過拋光至鏡面，然后用鎳鉻鈦合金腐蝕液(10mL HNO3，50mL H2O，40mL HCl，2.5g CuCl2)腐蝕至可以用光鏡清晰看到缺口的金相組織。采用彈性本構(gòu)模型計算試樣缺口的理論應(yīng)力集中系數(shù)室溫下為3.17，650℃下為2.77。

圖2 試樣尺寸Fig.2 Dimensions of specimen

1.2 實驗方法

采用橫幅載荷控制，正弦波型加載，最大名義應(yīng)力為550MPa，應(yīng)力比為 0.1，加載頻率為 0.5Hz。疲勞試驗在MTS 809A/T液壓伺服拉扭試驗機上完成。試驗結(jié)束后采用掃描電鏡(SEM EVO MA15)分析斷口形貌。

采用新型二元硅橡膠覆膜法代替?zhèn)鹘y(tǒng)醋酸纖維覆膜法，其優(yōu)點在于:1)薄膜風(fēng)干后不會收縮，影響覆膜結(jié)果;2)不存在使用醋酸影響試樣壽命情況。裂紋覆膜開始周次和每次覆膜間隔周次根據(jù)平行試樣的壽命確定，確保在小裂紋階段可以覆膜20～30次。疲勞試驗開始前試樣先隨爐升溫到650℃，保溫1h，爐內(nèi)溫度穩(wěn)定后進行疲勞試驗。本次試驗每300周次覆膜一次，每次覆膜時停止試驗并關(guān)閉高溫爐，試樣冷卻至室溫后，對試樣施加最大試驗應(yīng)力水平的80%的靜態(tài)拉力，確保裂紋尖端完全張開，將覆膜劑噴在試樣監(jiān)測位置，隔著白紙輕輕按壓5s左右，等待5min左右將覆膜劑取下，再次升溫進行疲勞試驗。

2 結(jié)果與討論

2.1 小裂紋萌生機理

在所選的參數(shù)和熱處理制度下，只有一條裂紋萌生并逐漸擴展，最后試樣斷裂。確定小裂紋的萌生機理有兩種方法。第一種方法是通過對早期的覆膜結(jié)果的觀察確定裂紋萌生的位置。如圖3所示裂紋萌生于第二相夾雜物處。第二種方法是對疲勞試樣斷口分析確定裂紋萌生的位置。如圖4所示，同圖3所示完全吻合，且可以看到明顯的膨脹變化。這和前面提到的Connolley等［11］給出的高溫下碳化物氧化導(dǎo)致的體積膨脹，引起與周圍基體變形不匹配產(chǎn)生的額外應(yīng)力的解釋相一致。關(guān)于小裂紋的萌生機理Sadananda等［15］也曾提到過類似觀點，他將由碳化物在高溫下氧化進而體積膨脹導(dǎo)致的與基體間的應(yīng)力稱之為“內(nèi)應(yīng)力”，認為由內(nèi)應(yīng)力疊加遠場載荷使得裂紋萌生于碳化物，隨著裂紋擴展“內(nèi)應(yīng)力”的作用變小，裂紋擴展速率會下降甚至停止擴展。

圖3 8000周覆膜圖片F(xiàn)ig.3 Image of replica of 8000 cycles

2.2 小裂紋擴展行為

圖4 試樣斷口的SEM斷口俯視圖Fig.4 SEM image of top view of fracture surface

圖5 小裂紋擴展過程覆膜圖片對應(yīng)的循環(huán)周次Fig.5 Image of replica of small crack propagation process after corresponding cycles (a)0;(b)12000;(c)13000;(d)14200;(e)14500;(f)16000;(g)17300;(h)18200;(i)18400

通過觀察不同周次的覆膜結(jié)果，發(fā)現(xiàn)裂紋在穿過第一個晶粒的晶界時有較長時間的停滯現(xiàn)象，如圖5所示，在8000周覆膜發(fā)現(xiàn)裂紋萌生，12000周裂紋依舊沒有變化，上節(jié)所提到的Sadananda［15］的觀點可能會很好的解釋該現(xiàn)象，在裂紋尖端遠離碳化物時“內(nèi)應(yīng)力”的作用減小裂紋減速擴展，遇到阻礙作用更大的晶界甚至?xí)Ｖ箶U展。13000周裂紋開始繼續(xù)穿晶擴展。14200周左側(cè)裂紋開始由穿晶擴展轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐U展，14500周左側(cè)裂紋在晶界處停滯，此時右側(cè)裂紋依舊是穿晶擴展。16000周右側(cè)裂紋在晶界處停滯，此時裂紋整體處于停滯狀態(tài)，直到17300周左、右裂紋均開始穿過晶界繼續(xù)擴展。在18200周右側(cè)裂紋擴展方式從穿晶轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐?，此時裂紋擴展模式完全由穿晶轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐В鸭y開始加速擴展。裂紋在18400周比18200周擴展了一倍多。19973周試樣斷裂。

由圖5可見裂紋擴展早期，擴展路徑相對平直，后期較為曲折，可能是裂紋擴展模式由穿晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐У脑?但擴展速率并沒有因為擴展路徑曲折而變慢，這可能是由于沿晶擴展在650℃下會因晶界氧化致脆導(dǎo)致裂紋擴展加快。

圖6給出了裂紋長度-循環(huán)周次的關(guān)系，圖7給出了裂紋長度-裂紋擴展速率的關(guān)系，其中裂紋擴展速率由下面的公式計算得出:

式中:a為裂紋長度，N為循環(huán)周次。

圖6 裂紋長度同循環(huán)周次的關(guān)系Fig.6 Crack length vs cycles

由圖6可以看出裂紋萌生階段占全壽命40%左右，小裂紋擴展階段占全壽命的比例在50%以上。由圖7可見小裂紋早期階段擴展速率波動很大，這可能是由于兩側(cè)的裂紋在擴展過程中遇到晶界阻礙裂紋擴展。隨著裂紋長度的增加，分散性降低，這意味著影響裂紋擴展的因素可能發(fā)生變化。裂紋擴展速率在早期雖然波動很大但相對穩(wěn)定，在裂紋超過60μm后開始減速擴展，可能是微觀組織的作用逐漸降低。值得注意的是裂紋擴展完全停滯發(fā)生在裂紋擴展模式轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi)，但不同于張麗等［10］的研究結(jié)果的是裂紋停滯之后并沒有立即加速擴展，而是在裂紋擴展模式完全由穿晶擴展轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐U展后才加速擴展。

圖7 裂紋長度與裂紋擴展速率的關(guān)系Fig.7 Crack length vs crack propagation rate

2.3 斷口形貌分析

通過對試樣斷口的SEM微觀分析明顯地觀察到小裂紋傾向于以半橢圓形(a/c=1)向內(nèi)部擴展，見圖8。由前面的覆膜結(jié)果可知在本研究的條件下裂紋先萌生于第二相夾雜物附近，然后穿晶擴展逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐U展，最后試樣斷裂。由圖9可以看出裂紋向基體內(nèi)部擴展方式同表面裂紋擴展模式一致，在650℃下由相對光滑的初始Ⅱ型穿晶裂紋擴展轉(zhuǎn)變?yōu)殚L裂紋階段沿晶裂紋擴展［13］。

圖8 斷口表面裂紋形貌Fig.8 Crack morphology of fracture surface

圖9 (a)裂紋擴展3階段;(b)裂紋長度vs循環(huán)周次雙對數(shù)坐標圖;(c)裂紋萌生源放大圖;(d)圖a中i區(qū)放大圖Fig.9 (a)Three stages of crack propagation;(b)double logarithmic coordinate of crack length vs number of cycles;(c)enlarged image of crack initiation source;(d)enlarged image of i reigon in(a)

裂紋擴展雙對數(shù)坐標圖表明，疲勞裂紋擴展過程在進入瞬斷區(qū)前會經(jīng)歷三個階段:微觀小裂紋階段、物理小裂紋階段和長裂紋階段［16，17］。因此忽略裂紋最初擴展階段長時間停滯的現(xiàn)象，發(fā)現(xiàn)在裂紋長度VS循環(huán)周次圖中存在兩個轉(zhuǎn)變點:微觀小裂紋到物理小裂紋的第一個轉(zhuǎn)變點和物理小裂紋到長裂紋的第二個轉(zhuǎn)變點。微觀小裂紋階段主要受材料微觀組織的影響，如晶界形貌、晶粒大小和晶粒取向等。物理小裂紋階段受材料微觀組織的影響較小，因此同微觀小裂紋階段相比雖然早期裂紋長度增加，但裂紋擴展速率有所下降，接著裂紋甚至停止擴展。然而隨著裂紋擴展驅(qū)動力在這一階段的轉(zhuǎn)變，在物理小裂紋階段的后期裂紋擴展速率超過前期裂紋擴展速率。Sadananda 等［15］和 Miller等［18］均對小裂紋階段和長裂紋階段裂紋擴展驅(qū)動力進行過研究，均認為在小裂紋階段裂尖的環(huán)境:裂尖應(yīng)力場、位錯密度梯度、滑移帶擠出的應(yīng)力集中等起主要作用，而長裂紋階段對裂尖環(huán)境敏感性降低，遠場載荷參數(shù)起主要作用，而本研究的物理小裂紋階段可以看出是裂紋擴展驅(qū)動力變化的過渡區(qū)。由圖9a和9b可以發(fā)現(xiàn)裂紋擴展速率在裂紋進入物理小裂紋階段開始減速直至完全停滯，但遠場驅(qū)動力還未起主要作用，因此在9c中箭頭所指區(qū)域可以看出還沒有疲勞條帶的出現(xiàn)。裂紋再次擴展時進入物理小裂紋擴展后期，遠場驅(qū)動力起主要作用，斷口上可以看出有疲勞條帶，然而還沒有完全從穿晶擴展轉(zhuǎn)為沿晶擴展，因此雖然裂紋擴展速率增加但明顯沒有達到長裂紋階段的裂紋擴展速率。由圖9d可以看出長裂紋階段裂紋擴展完全由穿晶擴展轉(zhuǎn)變?yōu)檠鼐U展，且可以從斷口上明顯看到疲勞條帶的存在。

3 結(jié)論

(1)疲勞小裂紋起始于表面第二相顆粒物，并傾向以半圓形向材料內(nèi)部擴展。裂紋自然萌生階段占全壽命40%左右，小裂紋擴展階段占全壽命50%左右。

(2)裂紋擴展分為三個階段:微觀組織小裂紋階段、物理小裂紋階段、長裂紋階段。微觀組織小裂紋階段為穿晶擴展，無疲勞條帶。物理小裂紋階段由穿晶擴展向沿晶擴展轉(zhuǎn)變，主要以穿晶擴展為主，裂紋擴展停滯發(fā)生在該階段，裂紋再次擴展會逐漸出現(xiàn)疲勞條帶。長裂紋階段為沿晶擴展，可以看到明顯的疲勞條帶。

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