不同溫度下鎳基單晶高溫合金的低周疲勞性能

史振學(xué)，胡穎濤，劉世忠

(1.中國航發(fā)北京航空材料研究院，先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095； 2.中國航發(fā)西安航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限公司鑄造廠，西安 710021)

0 引 言

鎳基單晶高溫合金因具有非常優(yōu)異的綜合性能而成為先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪工作葉片和導(dǎo)向葉片的關(guān)鍵材料[1-5]。渦輪葉片作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的關(guān)鍵熱端部件，服役時(shí)不同位置的溫度差別較大，存在極其復(fù)雜的溫度場[6]，承受較大的熱應(yīng)力，同時(shí)還承受高離心力和高溫交變載荷作用，因此常發(fā)生應(yīng)變控制的低周疲勞失效。葉片一旦失效，會(huì)對(duì)整個(gè)發(fā)動(dòng)機(jī)造成較大的危害。數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)表明，渦輪葉片的大多數(shù)失效為疲勞斷裂[6-9]。溫度、加載應(yīng)力、加載頻率、單晶材料本身的各向異性等因素都會(huì)影響渦輪葉片的低周疲勞性能。目前，有關(guān)單晶高溫合金疲勞行為的研究主要集中在溫度對(duì)合金疲勞變形行為和斷裂機(jī)制的影響方面[10-12]，而關(guān)于低周疲勞性能的研究較少。為此，作者對(duì)一種Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Al-Hf-C系單晶高溫合金在800，980 ℃下的低周疲勞性能進(jìn)行了研究，擬為單晶高溫合金的工程應(yīng)用提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

在水冷型高溫梯度真空感應(yīng)單晶爐中制備Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Al-Hf-C系單晶高溫合金棒，采用X射線極圖法測得合金的晶體取向?yàn)閇001]取向，取向偏離角度保持在10°以內(nèi)。采用箱式電阻熱處理爐對(duì)合金進(jìn)行熱處理，熱處理工藝為1 290 ℃×1 h+1 300 ℃×2 h+1 315 ℃×2 h+1 330 ℃×6 h空冷+1 140 ℃×4 h空冷+870 ℃×32 h空冷。將熱處理后試樣加工成低周疲勞試樣，尺寸見圖1，采用DST-5型低周疲勞試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行低周疲勞試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度分別為800，980 ℃，采用總應(yīng)變控制法，加載應(yīng)變速率為5×10-3s-1，應(yīng)變比為-1，應(yīng)力波形為三角形。在100 ℃、質(zhì)量分?jǐn)?shù)為25%的高錳酸鉀溶液中，利用水煮法去除疲勞斷口表面的氧化皮，然后進(jìn)行超聲清洗，采用S4800型掃描電鏡觀察疲勞斷口形貌。在疲勞斷口附近位置截取試樣，采用雙噴電解法制備透射試樣，在JEM-2000FX型透射電鏡下觀察位錯(cuò)形貌。

圖1 低周疲勞試樣尺寸Fig.1 Size of low cycle fatigue specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 合金的低周疲勞壽命

由圖2可以看出：在800，980 ℃下，合金的低周疲勞壽命(失效循環(huán)次數(shù))均隨總應(yīng)變幅的增加而降低；總應(yīng)變幅相同時(shí)，980 ℃下合金的疲勞壽命低于800 ℃下的；總應(yīng)變幅較高時(shí)，2種溫度下合金的疲勞壽命相差較小，總應(yīng)變幅較低時(shí)，合金的疲勞壽命相差較大。

圖2 不同溫度下合金的疲勞壽命與總應(yīng)變幅的關(guān)系曲線Fig.2 Relationship curves between fatigue life and total strain amplitude of alloy at different temperatures

在控制總應(yīng)變的低周疲勞試驗(yàn)中，總應(yīng)變幅為彈性應(yīng)變幅和塑性應(yīng)變幅之和，其與失效循環(huán)次數(shù)的關(guān)系常用Coffin-Manson公式[13]表示：

(1)

式中：Δεt/2,Δεe/2,Δεp/2分別為總應(yīng)變幅、彈性應(yīng)變幅和塑性應(yīng)變幅；Nf為合金失效循環(huán)次數(shù)；f為疲勞塑性系數(shù)；c為疲勞塑性指數(shù)；f為疲勞強(qiáng)度系數(shù)；b為疲勞強(qiáng)度指數(shù)；E為彈性模量。

圖3為2種溫度下合金的Δεe/2-2Nf、Δεp/2-2Nf的擬合曲線，擬合參數(shù)見表1，則800，980 ℃下合金的Coffin-Manson公式分別為

(2)

(3)

圖3 不同溫度下合金應(yīng)變幅與失效循環(huán)次數(shù)的擬合曲線Fig.3 Fitting curves of strain amplitude vs failure cycle numbers of alloy at different temperatures

由表1可以看出，較高溫度下合金的疲勞強(qiáng)度系數(shù)和疲勞塑性指數(shù)較小，但疲勞強(qiáng)度指數(shù)和疲勞塑性系數(shù)較大，說明溫度越高，合金的疲勞強(qiáng)度越低，疲勞性能越差。

表1 應(yīng)變幅與失效循環(huán)次數(shù)的擬合曲線參數(shù)Table 1 Fitting curves parameters of strain amplitude vsfailure cycle numbers

2.2 合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為

由圖4可以看出：800 ℃時(shí)，在不同總應(yīng)變幅下合金均先表現(xiàn)出循環(huán)軟化行為，隨后表現(xiàn)出循環(huán)硬化行為，再出現(xiàn)較長時(shí)間的應(yīng)力幅穩(wěn)定后發(fā)生疲勞斷裂，呈典型的單晶高溫合金低周疲勞變形特征[9,14]；980 ℃時(shí)，在不同總應(yīng)變幅下合金均先表現(xiàn)出循環(huán)硬化行為，隨后出現(xiàn)較短時(shí)間的應(yīng)力幅穩(wěn)定，再表現(xiàn)出循環(huán)軟化行為，最后發(fā)生疲勞斷裂。循環(huán)硬化是位錯(cuò)增殖使位錯(cuò)之間以及位錯(cuò)與相之間發(fā)生強(qiáng)烈交互作用而阻礙位錯(cuò)進(jìn)一步運(yùn)動(dòng)導(dǎo)致的；循環(huán)軟化是位錯(cuò)湮滅和重排使材料發(fā)生回復(fù)以及相被滑移位錯(cuò)切割導(dǎo)致的。應(yīng)力幅穩(wěn)定是循環(huán)硬化與循環(huán)軟化效應(yīng)相互抵消，二者速率達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡的結(jié)果。2種溫度下合金的循環(huán)硬化和循環(huán)軟化行為不同，說明溫度對(duì)合金循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)行為的影響較大，這是由于不同溫度下合金的變形機(jī)制不同。

圖4 不同溫度和總應(yīng)變幅下合金的循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線Fig.4 Cyclic stress response curves of alloy under different temperatures and total strain amplitude

半衰期循環(huán)周次的應(yīng)力應(yīng)變曲線，又稱循環(huán)滯后環(huán)，其面積為循環(huán)滯后能密度。低周疲勞損傷程度由試樣吸收的滯后能密度控制，因此可用循環(huán)滯后環(huán)線的面積來描述單晶高溫合金的疲勞損傷。由圖5可以看出：總應(yīng)變幅為0.8%時(shí)，合金在2種溫度下的半衰期循環(huán)滯后環(huán)幾乎為直線，表明此時(shí)合金的疲勞過程基本為彈性變形過程，塑性變形量極小，塑性損傷較??；總應(yīng)變幅為1.0%時(shí)，合金在2種溫度下的半衰期循環(huán)滯后環(huán)的面積均較總應(yīng)變幅為0.8%的大，說明整個(gè)疲勞過程的塑性變形量和塑性損傷累積較總應(yīng)變幅為0.8%的大；隨著總應(yīng)變幅的增加，半衰期循環(huán)滯后環(huán)的面積增大，合金塑性變形的疲勞損傷增加，疲勞壽命縮短。

圖5 不同溫度和總應(yīng)變幅下合金半衰期循環(huán)周次的循環(huán)滯后環(huán)Fig.5 Cyclic hysteresis loops of half-life cycles of alloy under different temperatures and total strain amplitudes

2.3 疲勞斷口形貌

由圖6和圖7可以看出：2種溫度下合金的低周疲勞斷裂均為類解理斷裂，斷口均可見裂紋源區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)，但不同溫度下的斷口形貌略有不同。800 ℃下，合金的疲勞裂紋萌生于表面疏松組織處，疏松組織常因應(yīng)力集中而容易萌生疲勞裂紋，這與其他單晶高溫合金在中溫(650～850 ℃)下的低周疲勞裂紋萌生特征相同[15-17]；在980 ℃下，合金表面氧化較嚴(yán)重，疲勞裂紋萌生于表面的脆性氧化皮處。單晶高溫合金在低周疲勞過程中，溫度較高時(shí)容易發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生滑移帶，導(dǎo)致合金表面形成非常微小的“凸起”或“凹陷”，引起應(yīng)力集中導(dǎo)致裂紋萌生，同時(shí)合金在高溫下容易發(fā)生氧化，產(chǎn)生的脆性氧化物進(jìn)一步促進(jìn)了疲勞裂紋萌生；800 ℃下，疲勞裂紋沿{111}平面擴(kuò)展，如箭頭所示，980 ℃下的疲勞裂紋沿與應(yīng)力軸垂直的{001}平面擴(kuò)展，該平面可見疲勞條帶(箭頭所示)，說明合金均發(fā)生了疲勞斷裂[18]；與800 ℃下相比，980 ℃下的瞬斷區(qū)面積較小，解理臺(tái)階和撕裂棱較深，說明塑性變形較多，疲勞強(qiáng)度較低。

圖6 800 ℃、總應(yīng)變幅為0.8%下合金的低周疲勞斷口形貌Fig.6 Low cycle fatigue fracture morphology of alloy with total strain amplitude of 0.8% at 800 ℃: (a) overall appearance; (b) crack source region; (c) crack propagation region and (d) instantaneous fracture region

2.4 斷口截面的位錯(cuò)形貌

圖8 不同溫度下合金疲勞斷口截面的位錯(cuò)形貌Fig.8 Dislocation morphology of fatigue fracture section at different temperatures

由圖8可以看出：2種溫度下合金低周疲勞斷口附近位置的(001)面組織中，γ′強(qiáng)化相未發(fā)生粗化或筏排化；2種溫度下的合金組織的γ基體通道中均可見彎曲的位錯(cuò)線，分布極不均勻，這與其他單晶高溫合金低周疲勞斷裂試樣的位錯(cuò)分布特征相同[9,17]，980 ℃下的位錯(cuò)密度明顯較800 ℃下的大。在單晶高溫合金的低周疲勞塑性變形過程中，位錯(cuò)在基體γ相的{111}面上以滑移或交滑移的方式運(yùn)動(dòng)，當(dāng)運(yùn)動(dòng)到γ′/γ兩相界面上時(shí)受到強(qiáng)化相γ′的強(qiáng)烈阻礙作用，此時(shí)位錯(cuò)會(huì)在熱激活作用下以攀移的方式向上滑動(dòng)越過γ′相，然后在基體通道的{111}面上以滑移或交滑移的方式繼續(xù)向前運(yùn)動(dòng)[19]。溫度升高時(shí)，單晶高溫合金的疲勞塑性變形量增大，塑性損傷增多，疲勞強(qiáng)度降低。

3 結(jié) 論

(1) 與800 ℃下相比，980 ℃下合金的塑性變形量更大，損傷更嚴(yán)重，疲勞強(qiáng)度更低，疲勞壽命更短。

(2) 2種溫度下合金的疲勞斷裂均為解理斷裂；800 ℃時(shí)，裂紋萌生于疏松組織處，沿{111}平面擴(kuò)展，瞬斷區(qū)面積較大，980 ℃時(shí)，裂紋萌生于脆性氧化皮處，沿與應(yīng)力軸垂直的{001}平面擴(kuò)展，瞬斷區(qū)面積較小。