GH3044的低周疲劳行为研究

张仕朝，于慧臣

(北京航空材料研究院，北京100095)

0 引言

高温合金已广泛应用于发动机高温部件，比如，单晶高温合金已成为发动机涡轮叶片的主要用材［1-2］。在实际服役条件下，高温部件由于长期承受高温及交变载荷的作用，在构件内部形成热应力，同时受其他相关构件的尺寸限制而导致产生应变控制的低周疲劳损伤;因此，高温应变疲劳所造成的损伤成为影响此类构件使用寿命的一个不容忽视的因素［3］。研究结果表明:温度、应变速率、载荷保持时间和波形等试验参数是影响高温低周疲劳性能的主要因素［4-7］。高温合金在循环变形过程中，可能会出现循环硬化或循环软化，甚至还可能表现出初期硬化随后软化或反之［8-9］，其循环特性主要取决于其本身的组织结构，高温合金在低周疲劳下的断裂行为的分析表明，疲劳裂纹萌生和扩展方式与蠕变与环境的作用以及循环变形机制有关［10-11］。

GH3044合金为固溶强化镍基抗氧化合金，在900℃以下具有较高的塑性和中等的热强性，并具有优良的抗氧化性能，适宜制造900℃以下长期工作的航空发动机主燃烧室和加力燃烧室零部件［12］。

通过对GH3044合金在应变控制模式下的室温、600℃下的疲劳性能进行测试，对其循环应力－应变响应行为、应变－寿命关系等进行研究，总结该合金在应变控制的疲劳变形的一般规律，以期为提高该合金疲劳设计和定寿、延寿工作提供可靠的实验基础和理论依据。

1 试验材料

试验用GH3044合金材料的密度为8.89×103kg/m3，其化学成分见表1。

表1 GH3044合金的化学成分(质量分数 /%)Table 1 Chemical composition of superalloy GH3044(mass fraction/%)

2 试验方法

疲劳试验采用的试样尺寸如图1所示。低周疲劳试验是在岛津EHF－EA10电液伺服疲劳试验机进行，试验采用轴向全应变控制，引伸计的标距为12 mm，引伸计通过石英刀口与试样表面接触测试标距内的应变。加载波形为三角波，应变比(最小应变与最大应变之比)为－1，实验频率为0.1～1 Hz，试验温度为室温和600℃，高温是通过炉内电阻丝辐射加热试样，由分布于标距附近的热电偶控制温度的波动，温度波动控制在±2℃。实验数据的采集由计算机完成，各个试验均进行至试样断裂为至。试验参照GB/T 15248—1994《金属材料轴向等幅低循环试验方法》［13］中的规定执行。

图1 低周疲劳试样Fig.1 Low cycle fatigue test specimen

3 试验结果与分析

3.1 循环应力响应行为

在低周疲劳测试中，对每一给定的总应变幅都记录下应力值随循环周次的变化情况。应力值随循环周次的变化(即材料的循环应力响应曲线)宏观反映了合金在不同温度下及其他试验条件下的应变硬化/软化行为，是材料微观组织变化的宏观体现。图2和图3为分别为GH3044合金室温和600℃下的循环应力响应曲线。由图2可见，在不同的外加总应变幅下，GH3044合金室温均表现为初始循环硬化现象，这是由于在疲劳循环变形过程中，位错间以及位错与析出相间的交互作用均会对位错运动产生强烈的阻碍作用，使位错塞积，这就必须增大外加载荷才能维持应变恒定，从而导致循环应力增加即发生循环应变硬化［14］;随着循环变形的进行，合金的应力幅值随循环次数的增加而下降，这可能由于在循环的后期，材料出现疲劳损伤而导致应力下降。由图3可以看出，该材料在600℃时不同应变幅下，均表现出循环硬化的现象，图中还出现应力突然下降的阶段，这种突然下降是由于经过多次的循环变形，材料出现疲劳损伤而进入失稳扩展阶段。

图2 GH3044合金室温的循环应力响应曲线Fig.2 Cyclic stress response curves for different strain amplitudes at room temperature

3.2 循环应力应变行为

材料的循环应力－应变性能是低周疲劳的一个重要方面，反映了材料在低周疲劳下的真实应力应变特性。图4所示为GH3044合金在室温、600℃下的循环应力－应变关系，图中数据点均由半寿命时的循环滞后回线求得。从图中可看出温度对循环应力－应变关系的影响，在同一应变幅下，室温下的应力幅明显高于600℃的值，图中实线是通过对试验数据拟合得到的近似曲线，可用式(1)来表示［15］:

图3 GH3044合金600℃的循环应力响应曲线Fig.3 Cyclic stress response curves for different strainamplitudes at 600℃

式中:Δσt/2为循环应力幅，Δεt/2为循环塑性应变幅，n'为循环硬化指数，K'为循环强度系数。对材料应力应变试验数据进行回归分析，确定出K'和n'。相应的分析结果见表2。

图4 GH3044合金室温和600℃的循环应力－应变曲线Fig.4 Cyclic stress-strain curves of GH3044 alloy at room temperature and 600℃

3.3 应变寿命曲线

对于由应变控制的低周疲劳实验，材料的应变寿命通常采用Manson-Coffin公式［16］表示，即

式中:右边第一项为弹性部分，第二项为塑性部分，其中，σ'f为疲劳强度系数，ε'f为疲劳延性系数，2Nf为断裂时加载反向数，b为疲劳强度指数，c为疲劳延性指数，E取动态时弹性模量［17］。

图5和图6分别为GH3044合金总应变幅、塑性应变幅和弹性应变幅与载荷反向周次之间的关系曲线，其中，塑性应变幅和弹性应变幅均由半寿命时的循环滞后回线求得。据此，在双对数坐标下，用线性回归分析的方法即可对GH3044合金不同温度下的应变－疲劳寿命进行分析，进而确定出GH3044合金不同温度下的应变疲劳参数的具体数值。相应的结果见表2。

图5 GH3044合金室温的低循环疲劳曲线Fig.5 Low cycle fatigue curves of GH3044 alloy at room temperature

图6 GH3044合金600℃的低循环疲劳曲线Fig.6 Low cycle fatigue curves of GH3044 alloy at 600 ℃

图7给出了M－C模型预测结果比较，由图可以看出，M－C模型预测的精度较高，数据均在±2倍分散带范围内。

3.4 温度的影响

图8为GH3044合金的循环应力行为即疲劳循环次数和应力峰谷值的关系。由图8可以看出，高应变下的疲劳应力峰谷值比低应变大，在600℃时，在疲劳最后阶段即疲劳裂纹快速扩展阶段应力峰值很快下降，材料最终断裂失效。在相同应变条件下，疲劳裂纹萌生和扩展区的疲劳应力峰谷值随温度的升高而降低。这是因为低周疲劳应变属于局部应变范围，其变形只在裂纹尖端一小区域内发生，当温度升高时材料本身衡量裂纹扩展的应力强度因子随之降低，并且由于高温氧化的作用导致了在高温下只需要较小的应力疲劳裂纹便可以生长。当试验温度不同时，在较高应变条件下，应力峰谷值相差小于低应变时的应力峰谷值相差，这是因为高应变下裂纹暴露在空气中的时间相对较短，氧化作用不如低应变时的明显。金属的强度一般随温度的升高而下降，在高温疲劳中，氧化起着关键的作用，疲劳过程中形成的保护性氧化膜会由于循环载荷造成反向滑移而发生破坏，引起裂纹从氧化裂纹处萌生并向基体内生长，裂纹的扩展速度也会由于高温环境的氧化作用而加大［18］。

表2 GH3044合金不同温度下的低周疲劳参数Table 2 Low cycle fatigue parameters for GH3044 superalloy at different temperatures

图7 Manson-Coffin模型寿命预测结果Fig.7 Life prediction result by Manson-Coffin model

图8 GH3044合金不同应变时应力与疲劳次数的关系Fig.8 Relationship between stress and number of fatigue cycles under different strains for GH3044 superalloy

图9为GH3044合金不同温度下的低周疲劳性能，由图可以看出，材料的低周疲劳寿命不仅取决于外加应变范围的大小，而且与温度密切相关，总体来说，外加应变范围越大，疲劳寿命越低。在同一应变幅下，温度越高，相应的疲劳寿命越低。

图9 不同温度下的应变寿命－曲线Fig.9 Low cycle fatigue at different temperatures

4 结论

1)GH3044合金室温和600℃下循环初期均表现为循环应变硬化的特征;

2)GH3044合金的应变疲劳寿命与塑性应变幅、弹性应变幅间的关系分别服从Manson-Coffin关系式，预测精度在±2倍分散带以内;

3)温度对GH3044合金的低周疲劳性能有很大的影响，在相同的应变幅下，随温度的升高，低周疲劳寿命缩短。

［1］张兵，何玉怀，韩梅，等.单晶高温合金涡轮叶片榫齿裂纹原因分析［J］.失效分析与预防，2010，5(1):60－64.

［2］Zhang B，Tao C H，Lu X，et al.Recrystallization of a single crystal nickel-base superalloy［J］.Journal of Iron and Steel Research，International，2009，16(6):75 － 79.

［3］姚俊，郭建亭，袁超，等.铸造镍基合金K52的低周疲劳行为［J］.金属学报，2005，41(4):357 －362.

［4］Lee S Y，Lu Y L，Liaw P K，et al.Hold-time effects on elevated-temperature low-cycle-fatigue and crack-propagation behaviors of HAYNES 188 superalloy［J］.Journal of Materials Science，2009，44(11):2945－2956.

［5］张国栋，何玉怀，苏彬，等.应变速率对IC10合金1 100℃低周疲劳性能的影响［J］.失效分析与预防，2009，4(4):196－199.

［6］黄志伟，袁福河，王中光，等.铸造镍基高温合金M963的高温低周疲劳行为［J］.金属学报，2007，43(7):678－682.

［7］于慧臣，李影，张国栋，等.一种定向凝固镍基高温合金的高温低周疲劳行为［J］.失效分析与预防，2008，3(1):1－6.

［8］Ye D Y，Ping D H，Wang Z L，et al.Low cycle fatigue behavior of nickel-based superalloy GH4145/SQ at elevated temperature［J］.Material Science and Engineering A，2004，373(1 －2):54－64.

［9］McDaniels R L，Chen L，Steward R，et al.The strain-controlled fatigue behavior and modeling of Haynes HASTELLOY C-2000 Superalloy［J］.Material Science and Engineering A，2011，528(12):3952－3960.

［10］Zhou H，Ro Y，Harada H，et al.Deformation microstructures after low-cycle fatigue in a fourth-generation Ni-base SC superalloy TMS-138［J］.Material Science and Engineering A，2004，381(1－2):20－27.

［11］黄志伟，袁福河，王中光，等.M38镍基高温合金高温低周疲劳性能和断裂机制［J］.金属学报，2007，43(10):1025－1030.

［12］《中国航空材料手册》编辑委员会.中国航空材料手册(第2卷):变形高温合金铸造高温合金［M］.北京:中国标准出版社，2002:203－204.

［13］GB/T 15248—94金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法［S］，1994.

［14］王拴柱.金属疲劳［M］.福州:福建科学技术出版社，1985:54－59.

［15］Suresh S.材料的疲劳［M］.王中光，等译.北京:国防工业出版社，1999.

［16］Standard E606.Standard Practice for Strain-Controlled Fatigue Testing［S］，2004.

［17］张国栋，苏彬，王泓，等.弹性模量对低周疲劳性能参数的影响［J］.航空动力学报，2005，20(5):768－771.

［18］杨铁洪，王德志，程仕平.GH4033镍基合金高温低周疲劳行为的研究［J］.金属热处理，2006，7(31):26－27.