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，先進高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室，北京 100095； 2.中國航發(fā)西安航空發(fā)動機有限公司鑄造廠，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航空發(fā)動機渦輪工作葉片和導(dǎo)向葉片的關(guān)鍵材料[1-5]。渦輪葉片作為航空發(fā)動機中的關(guān)鍵熱端部件，服役時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，會對整個發(fā)動機造成較大的危害。數(shù)據(jù)統(tǒng)計表明，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合金疲勞變形行為和斷裂機制的影響方面[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為[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合金進行熱處理，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型低周疲勞試驗機對試樣進行低周疲勞試驗，試驗溫度分別為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)量分數(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形貌。

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

2 試驗結(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，980 ℃下合金的疲勞壽命低于800 ℃下的；總應(yīng)變幅較高時，2種溫度下合金的疲勞壽命相差較小，總應(yīng)變幅較低時，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為疲勞強度系數(shù)；b為疲勞強度指數(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度系數(shù)和疲勞塑性指數(shù)較小，但疲勞強度指數(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，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，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)硬化是位錯增殖使位錯之間以及位錯與相之間發(fā)生強烈交互作用而阻礙位錯進一步運動導(dǎo)致的；循環(huán)軟化是位錯湮滅和重排使材料發(fā)生回復(fù)以及相被滑移位錯切割導(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，二者速率達到動態(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，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，塑性損傷較小；總應(yīng)變幅為1.0%時，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，同時合金在高溫下容易發(fā)生氧化，產(chǎn)生的脆性氧化物進一步促進了疲勞裂紋萌生；800 ℃下，疲勞裂紋沿{111}平面擴展，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，解理臺階和撕裂棱較深，說明塑性變形較多，疲勞強度較低。

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 斷口截面的位錯形貌

圖8 不同溫度下合金疲勞斷口截面的位錯形貌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分布特征相同[9,17]，980 ℃下的位錯密度明顯較800 ℃下的大。在單晶高溫合金的低周疲勞塑性變形過程中，位錯在基體γ相的{111}面上以滑移或交滑移的方式運動，當運動到γ′/γ兩相界面上時受到強化相γ′的強烈阻礙作用，此時位錯會在熱激活作用下以攀移的方式向上滑動越過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)向前運動[19]。溫度升高時，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，損傷更嚴重，疲勞強度更低，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，裂紋萌生于疏松組織處，沿{111}平面擴展，瞬斷區(qū)面積較大，980 ℃時，裂紋萌生于脆性氧化皮處，沿與應(yīng)力軸垂直的{001}平面擴展，瞬斷區(qū)面積較小。