史振學， 趙金乾

（北京航空材料研究院先進高溫結構材料重點實驗室,北京100095）

單晶高溫合金因具有良好力學性能已經(jīng)在先進航空發(fā)動機上獲得廣泛應用[1-4].因發(fā)動機服役環(huán)境異常惡劣，失效常有發(fā)生，導致一些突發(fā)和難以預料的疲勞失效，其中大多數(shù)為不同形式的疲勞斷裂[5-8].發(fā)動機渦輪葉片作為熱端部件工作時承受著極其復雜的溫度場，葉片不同部位服役溫度相差很大[9].單晶高溫合金渦輪葉片常因振動而發(fā)生高周疲勞斷裂[10-11].研究表明，溫度、應力、頻率、單晶材料本身的各向異性等因素都是影響單晶高溫合金高周疲勞強度的主要因素[12].無應力超溫處理降低合金的單晶高溫的高周疲勞性能[5].中溫下單晶高溫合金具有較高的高周疲勞性能，隨著應力增加，疲勞壽命降低[7].在低應力和高的頻率下，單晶合金的斷裂主要為疲勞控制過程；在高應力和低頻率下，合金的斷裂主要為蠕變控制過程[10].由于服役過程中單晶葉片不同位置的溫度和應力不同，因此研究不同溫度下不同應力的合金高周疲勞性能具有重要的工程意義和應用價值，為新型單晶高溫合金的設計和應用提供數(shù)據(jù)支持.

1 試樣制備和試驗方法

試驗材料為一種鎳基單晶高溫合金，化學成分見表1.采用選晶法在真空定向凝固爐制備單晶試棒，用X射線衍射儀測試單晶試棒的[001]取向偏離度，選取偏離度10°以內的單晶試棒進行后續(xù)試驗.合金經(jīng)1 300℃/1 h+1 310℃/2 h+1 320℃/3 h+1 325℃/4 h空冷+1 120℃/4 h/空冷 +870℃/24 h/空冷標準熱處理后，加工成旋轉彎曲高周疲勞性能試樣，在700℃和800℃的溫度下進行高周疲勞試驗，試驗頻率30 Hz，正弦波形.在S4800場發(fā)射掃描電鏡上觀察合金不同溫度的疲勞試樣斷口形貌，在疲勞斷裂試樣的斷口下2 mm處橫截面上切取透射試樣，通過JEM-2000FX透射電鏡研究合金不同溫度疲勞試樣的位錯特征.

表1 合金成分 /（質量分數(shù)，%）Table 1 Chemical compositions of alloy/（mass fraction%）

2 結果與分析

2.1 高周疲勞性能

圖1所示為合金不同溫度的高周疲勞壽命曲線，圖1中箭頭代表合金疲勞壽命大于107.由圖1看出，合金700℃的高周疲勞極限為410 MPa，而800℃的高周疲勞極限為380 MPa，隨著試驗溫度或應力增加，合金的高周疲勞壽命降低.合金的高周疲勞壽命曲線方程為[13]:

式（1）中， σa為加載應力，σ′f為疲勞強度系數(shù)，Nf為疲勞斷裂的循環(huán)次數(shù)，b為 Basquin系數(shù).計算得出2種溫度下的 σ′f和b值，結果見表2.由表2可以看出，隨著溫度升高，合金的疲勞強度系數(shù)σ′f降低，而Basquin系數(shù)b增加，這與DZ951合金高周疲勞性能的研究結果一致[14].

圖1 合金不同溫度的疲勞壽命與應力關系Fig.1 Fatigue life-stress relation of the alloy at different temperature

性能參數(shù) 700℃ 800℃σ′f 1 922.1 1 186.8 b-0.115 -0.078

2.2 疲勞斷口形貌

圖2所示為合金不同溫度的高周疲勞斷口形貌.由圖2可見，在2種溫度下合金有基本相同的斷口特征.斷口有幾個平面組成，由單晶高溫合金中溫八面體滑移變形機制可知，斷口平面為{111}面[15]，其斷裂機制為類解理斷裂，與中溫下其它單晶合金疲勞斷裂機制相同[16-19].疲勞斷口上可見裂紋源區(qū)，擴展區(qū)和瞬時斷裂區(qū).裂紋源區(qū)上存在放射性條紋，條紋匯聚在試樣的表面或亞表面.在旋轉彎曲疲勞試樣上，應力最大的位置為試樣表面，所以疲勞裂紋經(jīng)常在試樣表面附近易導致應力集中的滑移帶、氧化產(chǎn)物、顯微疏松位置上形成.滑移是單晶高溫合金的主要變形方式，在疲勞試驗過程中，合金受力發(fā)生變形產(chǎn)生形成滑移帶，在光滑的試樣表面形成顯微 “凸出”或“凹入”，在循環(huán)應力載荷作用下容易產(chǎn)生疲勞裂紋，見圖 2（b）和圖 2 （h）.試樣表面在 700 ℃或 800 ℃的試驗過程中形成氧化物，脆性氧化物上容易產(chǎn)生疲勞裂紋，見圖2（d）.顯微疏松也常因應力集中而產(chǎn)生疲勞裂紋，見圖2（f）.這與其它單晶高溫合金中溫下高周疲勞裂紋起源特征相同[16-17,19-20]，而且都是單個裂紋源.對比不同溫度、不同應力下的疲勞斷口看出，沒有明顯差別，因此中溫條件下溫度和應力對斷口形貌特征的影響較小.

圖2 合金不同溫度的高周疲勞斷口Fig.2 High cycle fatigue fracture surface of the alloy at different temperature

由圖2還可以看出，疲勞裂紋形成后沿平面擴展.可能沿一個（111）平面擴展，如圖 2（b）和圖 2 （f）;也可能兩個相交的（111）面擴展，如圖 2（d）和圖 2 （h）.擴展過程中可能改變方向沿其它（111）平面繼續(xù)擴展，形成由不同（111）面組成的斷口形貌.

圖3 合金不同溫度的疲勞斷口擴展區(qū)Fig.3 Fatigue crack propagation zone of the alloy at different temperature

圖3所示為不同條件的合金疲勞斷口擴展區(qū)特征.擴展區(qū)平面上可見河流狀花樣、滑移帶、疲勞弧線和疲勞條帶.河流狀花樣為類解理斷裂的特征之一，圖3中箭頭為裂紋擴展方向.疲勞斷口上的疲勞弧線和疲勞條帶形貌是判為疲勞失效斷裂的基本依據(jù)，為裂紋穩(wěn)定擴展的典型特征.兩者的區(qū)別是疲勞弧線為宏觀特征，而疲勞條帶更傾向于微觀特征.由圖3中疲勞弧線或疲勞條帶的弓出方向可判斷裂紋擴展方向.DD6、DD9單晶高溫合金高周疲勞斷口也觀察到疲勞弧線和疲勞條帶特征[17,20].

圖4所示為合金不同溫度的高周疲勞瞬斷區(qū)特征.由圖4可以看出，瞬斷區(qū)上可見大量的解理臺階和撕裂棱.隨著疲勞試驗進行，疲勞裂紋擴展到一定階段，合金試樣的有效承載面積到達極限，疲勞裂紋突然快速擴展，在斷口上形成了解理臺階和撕裂棱特征.根據(jù)合金中溫滑移特征可知，臺階和撕裂棱仍然為（111）面.由于合金的交滑移特征，臺階或撕裂棱之間可見二次裂紋，二次裂紋的斷裂面為次滑移系開動的滑移面.二次裂紋的出現(xiàn)可以松弛裂紋擴展時裂紋尖端的應力集中，延緩裂紋的擴展[21].

圖4 合金不同溫度的疲勞瞬斷區(qū)Fig.4 Fatigue transient fracture zone of the alloy at different temperature

2.3 斷裂后的微觀組織

圖5 不同溫度斷裂試樣的位錯特征Fig.5 Dislocation of the specimen after fracture at different temperature

不同條件合金疲勞斷裂后位錯形貌見圖5.由圖5可以看出，試樣疲勞斷裂后，兩種溫度的微觀組織特征基本相同，合金的γ′相仍保持立方形狀，位錯不均勻分布在γ相基體通道中，這與其它單晶高溫合金高周疲勞斷裂試樣的位錯特征相同[17,20].圖6所示為位錯形貌形成示意圖[22].在疲勞變形過程中，位錯在γ相的{111}面上進行滑移或交滑移.當滑移至γ′/γ相界面時,γ′相阻礙位錯滑移運動，熱激活作用使位錯能夠以攀移方式繼續(xù)滑移運動，于是受阻位錯向上運動越過γ′相在γ相中{111}面上繼續(xù)移動.隨著合金變形增加，位錯密度增加并進行交互作用，產(chǎn)生位錯纏結，能夠對后續(xù)位錯滑移產(chǎn)生阻力.隨著溫度升高，熱激活作用增加，但由于溫度變化較小，位錯密度變化不明顯.

圖6位錯形貌形成示意圖6 Schematic diagram of dislocation structure formation

3 結 論

1）隨著溫度升高，合金的疲勞強度系數(shù)降低，Basquin系數(shù)增加，高周疲勞極限降低.

2）2種溫度合金的疲勞斷口特征相同，斷裂機制都為類解理斷裂.斷口可見疲勞源區(qū)、裂紋擴展區(qū)和瞬斷區(qū).疲勞裂紋起源于試樣表面或亞表面，并沿{111}面擴展.擴展區(qū)可見河流狀花樣、滑移帶、疲勞弧線和疲勞條帶特征.瞬斷區(qū)可見解理臺階和撕裂棱.

3）斷裂后γ′相仍保持立方形狀，位錯不均勻分布在γ基體通道中.