M951镍基高温合金的高温高周疲劳性能

周鹏杰，于金江，孙晓峰，管恒荣，何向明，胡壮麒

（1.江苏科技大学材料科学与工程学院，镇江212003；2.中国科学院金属研究所高温合金研究部，沈阳110016；3.浙江天乐集团有限公司，嵊州312400）

0 引 言

M951合金是我国自主研制的一种镍基沉淀强化型高温合金，具有初熔温度高、抗氧化性能优异、铸造性能良好和成本低、密度低的特点，适合作为工作温度较高、形状复杂且载荷较小的航空发动机部件材料，是我国下一代航空发动机浮动瓦片的备选材料之一。航空发动机部件因长期承受高温以及交变载荷的作用，因此疲劳性能是考察航空发动机材料性能的重要因素。1982－1986年，美国航空发动机故障的56%都是由高周疲劳引起的［1］，1973年10月－1974年2月，我国GH2135涡轮盘出现第一榫齿高周疲劳的比例高达40%［2］。因此，研究M951合金的高周疲劳性能对该合金的推广应用具有重要意义。前人的研究结果表明，温度、载荷、环境和加载频率是影响高温合金高周疲劳强度的主要外部因素，对其高周疲劳条件下的断裂行为进行分析后发现，疲劳裂纹的萌生、扩展与温度、应力、循环频率和材料缺陷等有关［3－10］。

目前，对M951合金抗氧化性能和拉伸性能已有较多研究［11－15］，但其疲劳性能的报道还较少见，而疲劳性能对该合金能否安全服役十分重要。为此，作者自制了M951合金，并对其光滑、三角形缺口试样在700，900℃下进行高周疲劳试验，分析了其断口形貌。

1 试样制备与试验方法

试验原料为纯度99.9%的镍、钴、钨、钼、铬、铝、镍和石墨片，以及镍－硼中间合金（硼的质量分数为16%）和铝－钇中间合金（钇的质量分数为81%）。配料后将全部原料置于500kg ALD真空感应炉中熔炼，然后在10kg真空感应炉中重熔，浇铸成试棒。试棒模壳材料为MgO，浇铸前先将模壳埋入装有SiO2的砂筒中，再送入马弗炉中至900℃预热4h以上，取出放入真空炉的真空室中。浇铸前，将合金在1 550℃精炼5min，浇铸温度为1 450℃；然后将浇铸的试棒于1 100℃时效4h，即可得到M951合金的试棒。该合金的名义化学成分（质量分数／%）为0.45C，9Cr，5Co，6Al，3.5W，2.2Nb，0.05Y，3Mo，0.023B，余 Ni。

将试棒按图1所示尺寸加工光滑疲劳试样和三角形缺口疲劳试样，用PLG－100C型电磁共振式高频拉压疲劳试验机分别在700，900℃进行高周拉－拉疲劳试验，加载波形为正弦波，应力比R＝0.1，最大载荷为300～600MPa。缺口试样的缺口为三角形，设计应力集中系数为3。试验频率由试样和试验机共振频率自动确定，频率范围在115～130kHz，试验环境为静态空气，温度由固定在试样上的热电偶测定，温度波动控制在±2℃。

采用JSM6480型扫描电镜（SEM）观察疲劳断口形貌，并确定裂纹源；采用INCA型能谱仪（EDS）分析断口中微区元素的组成。

2 试验结果与讨论

2.1 疲劳性能

由图2可见，与大多数合金一样，M951合金的疲劳循环周次N随最大应力σmax的增加而下降，在700℃时光滑试样的疲劳极限为320MPa，此温度下合金的屈服强度（σ0.2）为675MPa，可见，疲劳极限约为屈服强度的50%；900℃时光滑试样的疲劳极限为3 1 5MPa，此温度下合金的屈服强度为581MPa，抗拉强度为706MPa［11］，可见，疲劳极限约为抗拉强度的45%。700℃时M951合金的疲劳极限略低于K40S的疲劳极限（335MPa），但900℃时明显高于 K40S的（212MPa）［16］；M951合金在700，900℃的疲劳极限均高于K417G的（294MPa）［17］。

700℃时缺口试样的疲劳极限为294MPa，低于光滑试样的。一般情况下，高温合金都具有一定的疲劳缺口敏感性，高周疲劳对缺口敏感，而低周疲劳则不敏感，所以都采用高周疲劳来测试缺口敏感性。通常采用疲劳缺口敏感性qf来描述交变载荷下材料对缺口的敏感程度，见式（1）。

式中：Kt为理论应力集中系数，仅与缺口的形状有关，本试验缺口试样的Kt为3；Kf为疲劳缺口有效应力集中系数，可用式（2）表示。

式中：σ－1为光滑试样的疲劳极限；σ－1n为缺口试样的疲劳极限。

可见，一般材料的qf介于0～1之间。qf越接近于零，则表示该材料对缺口越不敏感。700℃时，M951合金的Kf为1.08，qf为0.04，因此该合金在700℃时具有很小的缺口敏感性。这主要与其较高的高温塑性和抗氧化性能有关［12－15］。材料的塑性越高，疲劳门槛值越高，裂纹扩展的速率就越慢［18］；其次，抗氧化性能越好，高温氧化对疲劳的促进作用也就越小。多数高温合金都具有缺口敏感性，但也有部分合金在某些环境条件下没有缺口敏感性［19］。

由图2（b）可见，900℃时缺口试样的疲劳极限高于光滑试样的，这表明M951合金在该温度下完全没有缺口敏感性。

2.2 疲劳断口形貌

2.2.1 光滑试样

由图3可见，M951光滑试样的疲劳断口由三部分组成：疲劳裂纹源区、疲劳裂纹扩展区和瞬断区。裂纹主要起源于次表面和内部缺陷，表面没有裂纹产生。M951合金用于制备形状复杂的零部件时，采用的是普通精密铸造工艺，因此必然会存在一些铸造缺陷，如缩孔、疏松以及夹杂物等。这些缺陷的存在，破坏了材料的连续性，相当于形成了微裂纹，成为疲劳裂纹的萌生处。相关文献［3－8］报道了高温合金中几种常见的裂纹起源处，如试样表面、碳化物与基体界面、碳化物内部开裂处、铸造缺陷、驻留滑移带集中处等。铸造缺陷是M951合光滑试样最主要的裂纹源，在700，900℃进行高周拉－拉疲劳试验后，由铸造缺陷为裂纹源导致疲劳失效的试样均约占全部失效试样的2／3。

图3 不同条件下光滑试样的高周疲劳断口形貌及裂纹源（900℃）Fig.3 High cycle fatigue fracture morphology and crack origins of smooth sample under different conditions：（d）magnification of crack origin in Fig.（a）；（e）magnification of crack origin in Fig.（b）and（f）magnification of crack origin in Fig.（c）

由图3（e）可见，一种富钇相也成为了一个重要的裂纹源。由图4可以看到，这种富钇的组织实际上包含两种相，其一是较为连续的Al2Ni6Y3相，其半定量的化学组成（原子分数／%）为29Y，16Al，7Cr，5Co，5Mo，38Ni；其二是以颗粒形式存在的、分布在富钇相中间的γ′相，该相的尺寸明显小于普通基体中存在的γ′相［18］。Al2Ni6Y3相具有不同于基体材料的BCC结构［18］，因此容易成为裂纹源。在700，900℃进行高周拉－拉疲劳试验后，由富钇相为裂纹源引起的疲劳失效试样占全部失效试样的1／3。

图4 光滑试样疲劳裂纹源处富钇相的SEM形貌和EDS谱（900℃）Fig.4 SEM morphlogy（a）and EDS spectrum （b）of Y－rich phase around fatigue crack source of smooth sample

M951合金疲劳裂纹扩展初期主要以解理的方式扩展，其形貌特征是解理台阶和河流花样，如图3（f）和图5（a）所示。其原因是裂纹萌生后，沿着特定的滑移面扩展，在反复的滑移过程中，裂纹前端局部区域相邻原子的结合强度减弱，造成在较低应力下局部滑移面解理，解理面一般与主应力轴成约45°，所以呈现一种结晶学的小平面特征。图5（b）是疲劳裂纹扩展第二阶段的典型形貌，其特征为疲劳辉纹。由于M951合金在900℃时的塑性较好［12］，因此可以看到疲劳辉纹为韧性疲劳辉纹。在图5（c）中的瞬断区可以看到典型的枝晶间断裂，部分区域存在少量韧窝。由于疲劳裂纹的扩展，试样承载面积减小，相应的应力增大，当局部应力大于其抗拉强度时，试样在拉应力作用下断裂。由于M951合金是多晶合金，存在晶界和枝晶，而高温下枝晶和晶界的强度较低，所以首先沿枝晶和晶界断裂，因此其断口形貌具有枝晶断裂的特征。

2.2.2 缺口试样

由图6可见，缺口试样的疲劳断口呈明显的多裂纹源性，并且都从表面向内部扩展。由于测试采用的是三角形缺口，设计应力集中系数为3，裂纹全部从缺口表面产生，这说明应力集中是裂纹萌生的唯一原因。另外，在图6（b）中可以看到在疲劳裂纹稳态扩展阶段出现了与扩展方向平行的二次裂纹。

在图7（a）中可以看到裂纹从表面向内部扩展，裂纹源处并无破碎的碳化物和非金属夹杂物等，说明应力集中是裂纹形成的最主要原因。图7（b）为裂纹的稳态扩展阶段，亦可看到如光滑试样中同样的韧性疲劳辉纹；与光滑试样不同的是该疲劳辉纹的方向具有多样性，这进一步说明了疲劳裂纹是从多个地方产生的。图7（c）所示的瞬断区形貌与光滑试样的一样，也具有枝晶断裂的特征，局部存在明显的韧窝。

图5 光滑试样高周疲劳断口的SEM形貌（900℃，σmax＝458.9MPa，N＝2.77×105周）Fig.5 SEM morphology of high cycle fatigue fracture of smooth sample：（a）at the first stage of crack propagation；（b）crack steady propagation region and（c）fatigue fracture region

3 结 论

（1）M951合金具有良好的高温高周疲劳性能，其疲劳综合性能优于K40S和K417G合金的。

（2）当应力比R＝0.1、温度为700℃时，试验合金光滑、缺口试样的疲劳极限分别为320，294MPa；700℃时试验合金的疲劳缺口敏感系数只有0.04，具有很小的缺口敏感性，在900℃时则没有缺口敏感性。

（3）光滑试样的高周疲劳断口由裂纹源区、稳态扩展区和最终瞬断区组成，疲劳源位于铸造缺陷和富钇相处，其中前者导致疲劳失效的试样约占2／3，后者则约占1／3。

（4）缺口试样的高周疲劳断口呈明显的多裂纹源性，应力集中是裂纹形成的主要原因。

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