單晶高溫合金損傷與斷裂特征研究

張麗輝，唐定忠，曹雪剛

(1.北京航空材料研究院先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料國防科技重點實驗室，北京100095;2.南通高等師范學(xué)校，江蘇南通226006)

0 引言

鎳基單晶高溫合金渦輪葉片的研制與應(yīng)用是20世紀(jì)80年代以來航空發(fā)動機的重大技術(shù)進(jìn)步之一。對高推力、高效率航空發(fā)動機需求的不斷增加，發(fā)動機葉片的工作溫度也在不斷升高。為提高常溫力學(xué)性能，在多晶高溫合金中添加一定量的晶界強化元素，但這些強化元素熔點相對較低，形成的沉淀物在高溫時卻成了蠕變、疲勞等損傷的源點。鎳基單晶高溫合金因為沒有晶界，少含或不含晶界強化元素，初熔溫度顯著提高，可進(jìn)行更高溫度的固溶熱處理，從而顯著提高了其高溫力學(xué)性能。與多晶合金相比，單晶高溫合金具有更優(yōu)異的高溫蠕變、熱機械疲勞和抗氧化腐蝕等性能，受到愈來愈多的重視，包括我國在內(nèi)的許多國家都把采用單晶高溫合金葉片作為提高航空發(fā)動機性能的一個重要措施［1-3］。

單晶高溫合金的化學(xué)成分和組織狀態(tài)與普通鑄造高溫合金差異較大，因此其斷裂特征和損傷機理與普通鑄造高溫合金相比存在很大差異。近年來，國內(nèi)外在凝固理論、成分控制、熱處理制度以及力學(xué)性能等方面對單晶合金進(jìn)行了深入系統(tǒng)的研究［4-6］，但是對單晶合金在不同條件下的斷裂特征和損傷機理的系統(tǒng)性研究報道很少。本試驗以某鎳基單晶高溫合金為研究對象，系統(tǒng)研究了該單晶合金在拉伸、持久以及低周疲勞條件下的斷裂特征，并且對不同條件下的損傷機理進(jìn)行了分析。

1 試驗方法

試驗所用單晶高溫合金的化學(xué)成分見表1。采用螺旋選晶法在高溫度梯度真空定向凝固爐中制取單晶試棒，［001］結(jié)晶取向與試棒主軸方向偏離小于15°。鑄態(tài)單晶試棒經(jīng)固溶時效處理后分別加工成圓形持久、拉伸和疲勞試樣。

表1 試驗所用單晶高溫合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%)Table 1 Chemical composition of SC superalloy(mass fraction/%)

利用持久試樣分別在1 000℃/195 MPa和760℃/785 MPa條件下進(jìn)行持久試驗;利用拉伸試樣分別在900、760℃條件下進(jìn)行拉伸試驗;低周疲勞試驗采用軸向拉伸疲勞方式，試驗溫度為650℃，應(yīng)變幅分別為±1.00%和±0.80%。用JSM－5600LV掃描電子顯微鏡和OLYMPUS光學(xué)顯微鏡分別對試樣斷口形貌和微觀組織進(jìn)行觀察。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 持久條件下的斷裂特征與損傷機理

單晶合金高溫持久試樣的斷口特征見圖1。斷口呈杯錐狀，斷裂面與試樣軸向基本垂直(圖1a)。斷口上分布著大量類似方形的小平面，小平面與小平面之間以韌窩或撕裂棱連接，小平面中心一般會存在一個小圓孔(圖1b)，這些小圓孔可能為合金中存在的原始微孔。Hopgood等［7］認(rèn)為，單晶合金最主要的斷裂特征是存在被方形小平面所包圍的顯微疏松，方形小平面是由材料中的顯微疏松周圍裂紋擴展所致;在沒有脆性共晶和局域初熔的情況下，微孔洞成為最有效的裂紋源，裂紋面垂直于應(yīng)力軸，正方形裂紋的前沿平行于＜110＞方向。對斷口附近縱剖面的金相組織觀察發(fā)現(xiàn)，斷口附近存在許多內(nèi)部損傷，見圖2。

圖1 單晶合金高溫持久斷裂特征Fig.1 Fracture characteristics of high-temperature stress rupture specimen

圖2 高溫持久試樣斷口附近的金相組織Fig.2 Metallurgical structure near the fracture surface of high-temperature stress rupture specimen

在高溫持久條件下，單晶合金的微觀斷裂方式為微孔聚集型斷裂，斷口主要由中心帶孔的小平面和撕裂棱組成，小平面中心的圓孔為合金中的原始孔洞(合金凝固過程中形成的顯微疏松和氣孔)。在應(yīng)力作用下，合金中的原始孔洞處產(chǎn)生應(yīng)力集中，孔洞周圍產(chǎn)生裂紋，某個孔洞周圍一旦產(chǎn)生裂紋，就會以相對較快的速率擴展，因而松弛了裂紋面附近的應(yīng)力，造成橫截面上應(yīng)力增大，從而會引起其它孔洞周圍產(chǎn)生裂紋，如此反復(fù)循環(huán)，導(dǎo)致最終斷裂。

圖3 單晶合金中溫持久斷裂特征Fig.3 Fracture characteristics of middle-temperature stress rupture specimen

在中溫高應(yīng)力(760℃/785 MPa)持久試驗條件下，斷口基本為一平面或由同一取向的平面組成，這些平面與拉伸軸約成45°(圖3a)，經(jīng)勞埃背散射測定這些平面為{111}面。微觀觀察顯示，在斷口的心部區(qū)域分布著一些中心帶孔的方形小平面(圖6b)。該特征是單晶合金在高溫持久/蠕變條件下微孔聚集型斷裂的典型特征。此外，在斷口附近的縱剖面上可見明顯的心部裂紋(圖4)。這說明，在760℃/785 MPa持久試驗條件下，試樣首先在心部區(qū)域的原始微孔周圍產(chǎn)生裂紋，隨著心部裂紋的形成和增加，橫截面上實際應(yīng)力增大，當(dāng){111}面某個滑移方向的分切應(yīng)力達(dá)到滑移所需的臨界分切應(yīng)力時，以純滑移剪切的方式發(fā)生斷裂。

圖4 中溫持久試樣斷口附近的金相組織Fig.4 Metallurgical structure near the fracture surface of middle-temperature stress rupture specimen

中溫高應(yīng)力(760℃/785 MPa)持久條件下，單晶合金的微觀斷裂方式為微孔聚集型斷裂與滑移剪切斷裂共存的混合型斷裂，試樣首先在中心部位沿原始微孔發(fā)生開裂，然后以滑移剪切的方式發(fā)生斷裂，滑移剪切過程占主要地位。

2.2 拉伸條件下的斷裂特征與損傷機理

單晶合金900℃高溫拉伸試樣的斷裂特征見圖5。斷口中部斷面比較粗糙，該區(qū)域與拉伸軸基本垂直，邊緣則由一些與拉伸軸約成45°的平面組成，見圖5a。微觀觀察顯示，斷口中部粗糙區(qū)域分布著大量類似方形的小平面，小平面與小平面之間以韌窩或撕裂棱連接。對斷口附近縱剖面的金相組織觀察發(fā)現(xiàn)，斷口附近存在一些內(nèi)部裂紋(圖6)。在900℃拉伸條件下，試樣首先在心部區(qū)域沿原始微孔產(chǎn)生裂紋，以微孔聚集型模式發(fā)生開裂，當(dāng)拉伸至一定階段，試樣以滑移剪切的模式發(fā)生斷裂。整個斷裂過程中，微孔聚集型斷裂過程占主要地位。

760℃拉伸條件下，斷口由一個大平面組成，該平面與試樣拉伸軸約成45°，見圖7。對斷口附近的縱剖面觀察發(fā)現(xiàn)，斷口附近幾乎沒有內(nèi)部裂紋出現(xiàn)，見圖8?？梢源_定，斷裂面為{111}滑移面，760℃拉伸條件下，合金的斷裂不是微孔聚集型斷裂，而是由滑移引起的斷裂，屬于純剪切型斷裂。位錯的滑移過程起主要作用，由于溫度較低，位錯很難通過交滑移和攀移轉(zhuǎn)換滑移面，因此位錯從基體中切入γ'相仍然是整個變形過程的控制步驟。單一滑移系的滑移帶不斷產(chǎn)生并未遇到其它滑移系的阻礙。整個變形過程并無第二滑移系啟動，標(biāo)距段的橫截面為均勻的橢圓形。

圖5 單晶合金900℃高溫拉伸斷裂特征Fig.5 Fracture characteristics of tensile specimen at 900 ℃

2.3 低周疲勞條件下的斷裂特征與損傷機理

單晶合金在650℃進(jìn)行低周疲勞試驗，應(yīng)變幅為±0.8%和±1.0%時，疲勞壽命分別為2 964循環(huán)周次和518循環(huán)周次。

單晶合金低周疲勞斷裂由裂紋萌生、裂紋穩(wěn)定擴展和裂紋失穩(wěn)擴展3個階段組成。疲勞裂紋一般萌生于表面，呈多源開裂特征，但如在次表面存在顯微疏松，則從顯微疏松處萌生。疲勞裂紋擴展初期斷口與加載應(yīng)力方向基本垂直，隨著疲勞裂紋擴展，斷口表現(xiàn)為與主應(yīng)力成45°左右的平面特征(圖9a、圖9b)。在與主應(yīng)力垂直的疲勞區(qū)，斷口表面氧化較重，但仍然清晰顯示出疲勞條帶(圖9c)。與主應(yīng)力成45°左右的平面上，疲勞條帶間距很大，達(dá)到幾十μm(圖9d)。在疲勞擴展后期的光滑平面上，可見明顯的滑移特征(圖9e)，瞬斷區(qū)呈現(xiàn)鋸齒形特征(圖9f)。單晶高溫合金高溫低周疲勞裂紋萌生主要受到兩種因素影響［8］，表面氧化和微觀缺陷，而疲勞裂紋擴展中的平面為晶體學(xué)平面{111}面，為典型的晶體學(xué)脆性疲勞斷裂特征。

圖6 900℃拉伸試樣斷口附近的金相組織Fig.6 Metallurgical structure near the fracture surface of tensile specimen at 900℃

圖7 單晶合金760℃拉伸斷裂特征Fig.7 Fracture characteristic of tensile specimen at 760 ℃

圖8 拉伸試樣斷口附近的金相組織Fig.8 Metallurgical structure near fracture surface of tensile specimen at 760℃

圖9 單晶合金650℃低周疲勞斷裂特征Fig.9 Fracture characteristics of low-cycle fatigue specimen at 650 ℃

3 結(jié)論

1)高溫持久條件下，單晶合金的微觀斷裂方式為沿原始微孔洞擴展的微孔聚集型斷裂，斷口的主要特征為斷口上分布著許多近似正方形的小平面，小平面通過撕裂棱連接，中心有一個小圓孔;

2)中溫持久條件下，單晶合金的微觀斷裂方式為微孔聚集型斷裂與滑移剪切斷裂共存的混合型斷裂，試樣首先在心部沿原始微孔發(fā)生開裂，然后以滑移剪切的方式發(fā)生斷裂，滑移剪切過程占主要地位;

3)高溫拉伸條件下，單晶合金首先在內(nèi)部以微孔聚集型模式開裂，最后階段以滑移剪切的方式發(fā)生斷裂，微孔聚集型斷裂過程占主要地位;

4)中溫拉伸條件下，單晶合金以純滑移剪切的方式發(fā)生斷裂，斷口由一個平面組成;

5)單晶合金低周疲勞斷裂由裂紋萌生、裂紋穩(wěn)定擴展和裂紋失穩(wěn)擴展3個階段組成。斷口呈現(xiàn)多源開裂特征，疲勞裂紋一般萌生于表面。疲勞裂紋擴展初期斷口基本與主應(yīng)力方向垂直，隨著疲勞裂紋擴展，斷口表現(xiàn)為與主應(yīng)力約成45°的平面特征。

［1］Shi Z X，Li J R，Liu S Z，et al.High cycle fatigue behavior of the second generation single crystal superalloy DD6［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2000，20(1):55 －61.

［2］陶春虎，顏鳴皋，張衛(wèi)方，等.定向凝固和單晶葉片的損傷與預(yù)防［J］.材料工程，2003(Z1):998－1003.

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

［4］張兵.單晶高溫合金的再結(jié)晶及其損傷行為研究［D］.北京:北京航空材料研究院，2009.

［5］Reed R C，Cox D C，Rae C M F.Damage accumulation during creep deformation of a single crystal superalloy at 1150℃［J］.Materials Science and Engineering，2007，448(1 －2):88 －96.

［6］劉昌奎，楊勝，何玉懷，等.單晶高溫合金斷裂特征［J］.失效分析與預(yù)防，2010，3(3):28 －31.

［7］Hopgood A A，Martin J W.The creep behavior of a nickel-based single-crystal superalloy［J］.Materials Science and Engineering，1986，82:27 －36.

［8］李影，蘇彬.DD6單晶合金的高溫低周疲勞機制［J］.航空動力學(xué)報，1993，18(6):732－736.