分享：不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能

史振学1,胡颖涛2,刘世忠1 

(1.中国航发北京航空材料研究院,先进高温结构材料重点实验室,北京 100095; 2.中国航发西安航空发动机有限公司铸造厂,西安 710021)

 摘 要:研究了 Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Al-Hf-C 系镍基单晶高温合金在不同温度 (800, 980 ℃)下的低周疲劳性能。结果表明:与800 ℃下相比,980 ℃下合金的塑性变形量更大,损伤更 严重,疲劳强度更低,寿命更短;2种温度下合金的疲劳断裂均为类解理断裂;800 ℃时,裂纹萌生 于疏松组织处,沿{111}平面扩展,瞬断区面积较大,980 ℃时,裂纹萌生于脆性氧化皮处,沿与应力 轴垂直的{001}平面扩展,瞬断区面积较小。 

关键词:镍基单晶高温合金;低周疲劳性能;疲劳寿命;断口;位错 中图分类号:TG132.3 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2021)03-0016-05

0 引 言 

镍基单晶高温合金因具有非常优异的综合性能 而成为先进航空发动机涡轮工作叶片和导向叶片的 关键材料[1-5]。涡轮叶片作为航空发动机中的关键 热端部件,服役时不同位置的温度差别较大,存在极 其复杂的温度场[6],承受较大的热应力,同时还承受 高离心力和高温交变载荷作用,因此常发生应变控 制的低周疲劳失效。叶片一旦失效,会对整个发动 机造成较大的危害。数据统计表明,涡轮叶片的大 多数失效为疲劳断裂[6-9]。温度、加载应力、加载频 率、单晶材料本身的各向异性等因素都会影响涡轮 叶片的低周疲劳性能。目前,有关单晶高温合金疲 劳行为的研究主要集中在温度对合金疲劳变形行为 和断裂机制的影响方面[10-12],而关于低周疲劳性能 的研究 较 少。为 此,作 者 对 一 种 Ni-Cr-Co-Mo-WTa-Nb-Re-Al-Hf-C系单晶高温合金在800,980 ℃ 下的低周疲劳性能进行了研究,拟为单晶高温合金 的工程应用提供参考。

 1 试样制备与试验方法 

在水冷型高温梯度真空感应单晶炉中制备 NiCr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Al-Hf-C系单晶高温合金棒, 采用 X射线极图法测得合金的晶体取向为[001]取 16 史振学,等:不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能 向,取向偏离角度保持在10°以内。采用箱式电阻热 处理炉对合金进行热处理,热处理工艺为1290 ℃× 1h+1300℃×2h+1315℃×2h+1330℃×6h 空冷+1140℃×4h空冷+870℃×32h空冷。将 热处理后试样加工成低周疲劳试样,尺寸见图1,采 用 DST-5型低周疲劳试验机对试样进行低周疲劳 试验,试验温度分别为800,980℃,采用总应变控制 法,加载应变速率为5×10 -3s -1,应变比为-1,应 力波形为三角形。在100 ℃、质量分数为25%的高 锰酸钾溶液中,利用水煮法去除疲劳断口表面的氧 化皮,然后进行超声清洗,采用 S4800 型扫描电镜 观察疲劳断口形貌。在疲劳断口附近位置截取试 样,采用双喷电解法制备透射试样,在JEM-20

00FX 型透射电镜下观察位错形貌。 图1 低周疲劳试样尺寸 Fig.1 Sizeoflowcyclefatiguespecimen 

2 试验结果与讨论

 2.1 合金的低周疲劳寿命

 由图2可以看出:在800,980℃下,合金的低周 疲劳寿命(失效循环次数)均随总应变幅的增加而降 低;总应变幅相同时,980 ℃下合金的疲劳寿命低于 800 ℃下的;总应变幅较高时,2种温度下合金的疲 劳寿命相差较小,总应变幅较低时,合金的疲劳寿命 相差较大。 图2 不同温度下合金的疲劳寿命与总应变幅的关系曲线 Fig.2 Relationshipcurvesbetweenfatiguelifeandtotalstrain amplitudeofalloyatdifferenttemperatures 在控制总应变的低周疲劳试验中,总应变幅为 弹性应变幅和塑性应变幅之和,其与失效循环次数 的关系常用 Coffin-Manson公式[13]表示: Δεt 2 = Δεe 2 + Δεp 2 = σ'f E (2Nf)b +ε'f(2Nf)c (1) 式中:Δεt/2,Δεe/2,Δεp/2分别为总应变幅、弹性应 变幅和塑性应变幅;Nf 为合金失效循环次数;ε'f 为 疲劳塑性系数;c为疲劳塑性指数;σ'f 为疲劳强度系 数;b 为疲劳强度指数;E 为弹性模量。 图3为 2 种温度下合金的 Δεe/2-2Nf、Δεp/2- 2Nf 的拟合曲线,拟合参数见表1,则800,980 ℃下 合金的 Coffin-Manson公式分别为 Δεt 2 =1.656(2Nf)-0.095 +0.189(2Nf)-0.187 (2) Δεt 2 =1.045(2Nf)-0.064 +0.245(2Nf)-0.237 (3) 图3 不同温度下合金应变幅与失效循环次数的拟合曲线 Fig.3 Fittingcurvesofstrainamplitudevsfailurecycle numbersofalloyatdifferenttemperatures 由表1可以看出,较高温度下合金的疲劳强度 系数和疲劳塑性指数较小,但疲劳强度指数和疲劳 塑性系数较大,说明温度越高,合金的疲劳强度越 低,疲劳性能越差。 表1 应变幅与失效循环次数的拟合曲线参数 Table1 Fittingcurvesparametersofstrainamplitudevs failurecyclenumbers 温度/℃ σ'f b ε'f c 800 1.656 -0.095 0.189 -0.187 980 1.045 -0.064 0.245 -0.237 

2.2 合金的循环应力响应行为 

由图4可以看出:800 ℃时,在不同总应变幅下 合金均先表现出循环软化行为,随后表现出循环硬 化行为,再出现较长时间的应力幅稳定后发生疲劳 断裂,呈 典 型 的 单 晶 高 温 合 金 低 周 疲 劳 变 形 特 征[9,14] ;980 ℃时,在不同总应变幅下合金均先表现 出循环硬化行为,随后出现较短时间的应力幅稳定, 再表现出循环软化行为,最后发生疲劳断裂。循环 硬化是位错增殖使位错之间以及位错与 γ'相之间 发生强烈交互作用而阻碍位错进一步运动导致的; 17 史振学,等:不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能 图4 不同温度和总应变幅下合金的循环应力响应曲线 Fig.4 Cyclicstressresponsecurvesofalloyunderdifferenttemperaturesandtotalstrainamplitude 循环软化是位错湮灭和重排使材料发生回复以及 γ'相被滑移位错切割导致的。应力幅稳定是循环 硬化与循环 软 化 效 应 相 互 抵 消,二 者 速 率 达 到 动 态平衡的结果。2种温度下合金的循环硬化和循 环软化行为 不 同,说 明 温 度 对 合 金 循 环 应 力 响 应 行为的影响 较 大,这 是 由 于 不 同 温 度 下 合 金 的 变 形机制不同。 半衰期循环周次的应力应变曲线,又称循环滞 后环,其面积为循环滞后能密度。低周疲劳损伤程 度由试样吸收的滞后能密度控制,因此可用循环滞 后环线的面积来描述单晶高温合金的疲劳损伤。由 图5可以看出:总应变幅为0.8%时,合金在2种温 度下的半衰期循环滞后环几乎为直线,表明此时合 金的疲劳过程基本为弹性变形过程,塑性变形量极 小,塑性损伤较小;总应变幅为1.0%时,合金在2种 温度下的半衰期循环滞后环的面积均较总应变幅为 0.8%的大,说明整个疲劳过程的塑性变形量和塑性 损伤累积较总应变幅为0.8%的大;随着总应变幅 的增加,半衰期循环滞后环的面积增大,合金塑性变 形的疲劳损伤增加,疲劳寿命缩短。 图5 不同温度和总应变幅下合金半衰期循环周次的循环滞后环 Fig.5 Cyclichysteresisloopsofhalf-lifecyclesofalloyunderdifferenttemperaturesandtotalstrainamplitudes 

2.3 疲劳断口形貌

 由图6和图7可以看出:2种温度下合金的低 周疲劳断裂均为类解理断裂,断口均可见裂纹源区、 裂纹扩展区和瞬断区,但不同温度下的断口形貌略 有不同。800 ℃下,合金的疲劳裂纹萌生于表面疏 松组织处,疏松组织常因应力集中而容易萌生疲劳 裂纹,这与其他单晶高温合金在中温(650~850 ℃) 下的 低 周 疲 劳 裂 纹 萌 生 特 征 相 同[15-17] ;在 980 ℃ 下,合金表面氧化较严重,疲劳裂纹萌生于表面的脆 性 氧 化 皮 处 。单 晶 高 温 合 金 在 低 周 疲 劳 过 程 中 , 18 史振学,等:不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能 图6 800 ℃、总应变幅为0.8%下合金的低周疲劳断口形貌 Fig 6 Lowcyclefatiguefracturemorphologyofalloywithtotalstrainamplitudeof0 8% at800 ℃ a overallappearance b cracksourceregion c crackpropagationregionand d instantaneousfractureregion 图7 980 ℃、总应变幅为0.8%下合金的低周疲劳断口形貌 Fig 7 Lowcyclefatiguefracturemorphologyofalloywithtotalstrainamplitudeof0 8% at980 ℃ a overallappearance b cracksourceregion c crackpropagationregionand d instantaneousfractureregion 温度较高时容易发生塑性变形,产生滑移带,导致合 金表面形成非常微小的“凸起”或“凹陷”,引起应力 集中导致裂纹萌生,同时合金在高温下容易发生氧 化,产生的脆性氧化物进一步促进了疲劳裂纹萌生; 800 ℃下,疲劳裂纹沿{111}平面扩展,如箭头所示, 980 ℃下的疲劳裂纹沿与应力轴垂直的{001}平面 扩展,该平面可见疲劳条带(箭头所示),说明合金均 发生了疲劳断裂[18] ;与800 ℃下相比,980 ℃下的 瞬断区面积较小,解理台阶和撕裂棱较深,说明塑性 变形较多,疲劳强度较低。

 2.4 断口截面的位错形貌 

由图8可以看出:2种温度下合金低周疲劳断 口附近位置的(001)面组织中,γ'强化相未发生粗化 或筏排化;2种温度下的合金组织的 γ基体通道中 均可见弯曲的位错线,分布极不均匀,这与其他单晶 高温合 金 低 周 疲 劳 断 裂 试 样 的 位 错 分 布 特 征 相 19 史振学,等:不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能 图8 不同温度下合金疲劳断口截面的位错形貌 Fig.8 Dislocationmorphologyoffatiguefracturesection atdifferenttemperatures 同[9,17],980 ℃下的位错密度明显较800 ℃下的大。 在单晶高温合金的低周疲劳塑性变形过程中,位错 在基体γ相的{111}面上以滑移或交滑移的方式运 动,当运动到γ'/γ两相界面上时受到强化相γ'的强 烈阻碍作用,此时位错会在热激活作用下以攀移的 方式向上滑动越过 γ'相,然后在基体通道的{111} 面上以滑移或交滑移的方式继续向前运动[19]。温 度升高时,单晶高温合金的疲劳塑性变形量增大,塑 性损伤增多,疲劳强度降低。

 3 结 论

 (1)与800℃下相比,980 ℃下合金的塑性变形 量更大,损伤更严重,疲劳强度更低,疲劳寿命更短。 (2)2 种 温 度 下 合 金 的 疲 劳 断 裂 均 为 解 理 断 裂;800 ℃时,裂纹萌生于疏松组织处,沿{111}平面 扩展,瞬断区面积较大,980 ℃时,裂纹萌生于脆性 氧化皮处,沿与应力轴垂直的{001}平面扩展,瞬断 区面积较小。 

来源;材料与测试网