不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能

史振学，胡颖涛，刘世忠

(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)

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-W-Ta-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Ni-Cr-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。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-2000FX型透射电镜下观察位错形貌。

图1 低周疲劳试样尺寸Fig.1 Size of low cycle fatigue specimen

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 Relationship curves between fatigue life and total strain amplitude of alloy at different temperatures

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：

(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；f为疲劳塑性系数；c为疲劳塑性指数；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

(2)

(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 Fitting curves of strain amplitude vs failure cycle numbers of alloy at different temperatures

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Table 1 Fitting curves parameters of strain amplitude vsfailure cycle numbers

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相之间发生强烈交互作用而阻碍位错进一步运动导致的；循环软化是位错湮灭和重排使材料发生回复以及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。

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 Cyclic stress response curves of alloy under different temperatures and total strain amplitude

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 Cyclic hysteresis loops of half-life cycles of alloy under different temperatures and total strain amplitudes

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，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。

图6 800 ℃、总应变幅为0.8%下合金的低周疲劳断口形貌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 断口截面的位错形貌

图8 不同温度下合金疲劳断口截面的位错形貌Fig.8 Dislocation morphology of fatigue fracture section at different temperatures

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。