李茜，張福祿，趙子華

1.北京航空航天大學(xué) 能源與動力工程學(xué)院，北京 100191

2.北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100191

鎳基單晶/柱晶高溫合金消除了橫向晶界，與多晶高溫合金相比，具有更優(yōu)異的蠕變性能和熱機(jī)械疲勞性能，在航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的工作溫度區(qū)間內(nèi)仍能保持較高的強(qiáng)度，并且具有良好的抗氧化能力及優(yōu)異的疲勞性能，已廣泛應(yīng)用于先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)的高壓渦輪葉片。服役過程中，葉片會發(fā)生蠕變損傷[1-6]和低周疲勞損傷[7-10]，除此之外還會承受振動載荷，導(dǎo)致高周或者超高周疲勞損傷(見圖1[11-17]，其中未注明引文的DD6數(shù)據(jù)為筆者首次公開發(fā)表的DD6超高周疲勞數(shù)據(jù))，從而使葉片出現(xiàn)故障。目前國內(nèi)外在鎳基單晶/柱晶高溫合金的高周疲勞方面有較多的研究，但對超高周疲勞研究甚少。

傳統(tǒng)疲勞理念認(rèn)為當(dāng)施加的應(yīng)力低于某一個臨界值時，材料將具有無限壽命，這一臨界值被稱為疲勞極限。受試驗(yàn)條件(測試頻率及所需時間)限制，實(shí)際上通常將循環(huán)周次達(dá)到107后仍未斷裂的應(yīng)力確定為條件疲勞極限。而隨著超聲疲勞試驗(yàn)方法的應(yīng)用，疲勞研究的壽命區(qū)間從107循環(huán)周次拓寬到了109甚至更高。

眾多研究[11-17]表明，當(dāng)疲勞壽命超過107后，仍有大量合金會發(fā)生疲勞斷裂，即發(fā)生了超高周疲勞斷裂。圖1綜合了目前已公開報道的鎳基單晶/柱晶超高周疲勞數(shù)據(jù)，圖1縱坐標(biāo)“循環(huán)應(yīng)力”為最大應(yīng)力，數(shù)值上等于1/2應(yīng)力幅?？梢园l(fā)現(xiàn)，當(dāng)疲勞壽命從107增長到109后，疲勞強(qiáng)度會從250 MPa左右下降到175 MPa左右，下降幅度高達(dá)30%，說明傳統(tǒng)的疲勞極限和無限壽命的觀點(diǎn)是偏于危險的。最新版美國空軍發(fā)動機(jī)結(jié)構(gòu)完整性大綱明確要求，所有發(fā)動機(jī)零件的高周疲勞壽命至少達(dá)到109循環(huán)周次[18]。超高周疲勞損傷以及長壽命工作的需求對材料在工程領(lǐng)域的應(yīng)用提出了更為苛刻的要求。圖1中擬合了幾種單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞數(shù)據(jù)的下包絡(luò)線，其方程為

圖1 鎳基單晶/柱晶高溫合金超高周疲勞數(shù)據(jù)[11-17]

σ=2 171.72Nf-0.15

(1)

式中：σ為循環(huán)應(yīng)力的最大值；Nf為疲勞壽命。該方程可為鎳基單晶/柱晶高溫合金的工程應(yīng)用提供參考。圖2[11,14-17]展示了現(xiàn)役航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片使用的二代鎳基單晶高溫合金的循環(huán)應(yīng)力與疲勞壽命的關(guān)系，從圖2中可以發(fā)現(xiàn)，中國研發(fā)的第二代鎳基單晶高溫合金DD6的超高周疲勞性能與CMSX-4合金和CMSX-4 plus合金相當(dāng)。

圖2 典型二代單晶高溫合金疲勞性能[11,14-17]

為了更快速地對超高周疲勞進(jìn)行研究，超聲疲勞試驗(yàn)、振動疲勞試驗(yàn)[19]和高速伺服液壓加載等高頻率測試方法被廣泛應(yīng)用，這些方法顯而易見的優(yōu)點(diǎn)是加快了實(shí)驗(yàn)速度：以超聲疲勞試驗(yàn)方法為例，其工作頻率為20 kHz，一次109循環(huán)周次的疲勞試驗(yàn)只需要13.9 h；而如果用傳統(tǒng)的電磁共振方法(頻率按100 Hz計(jì)算)，一次109循環(huán)周次的疲勞試驗(yàn)需要116天。超聲疲勞試驗(yàn)方法已成為國際上開展超高周疲勞研究的主流方法，超聲疲勞試驗(yàn)機(jī)的工作頻率為20 kHz，葉片輪廓的自然頻率通常在1～10 kHz之間，二者也更為接近。目前國內(nèi)外對鋼、鈦合金等金屬的超高周疲勞已經(jīng)有了很多研究[20-21]，但是對鎳基高溫合金的超高周疲勞性能和行為研究較少。相對國外的研究，中國鎳基單晶高溫合金超高周疲勞研究基本空白，僅對定向柱晶的超高周疲勞有所研究[12-13,22]。本文綜合評述了溫度、頻率和顯微組織對鎳基單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞行為和失效機(jī)理的影響，總結(jié)了壽命預(yù)測模型，以期對鎳基單晶/柱晶高溫合金超高周疲勞的研究提供指導(dǎo)。

1 超高周疲勞性能

鎳基單晶/柱晶高溫合金作為先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的唯一可用材料，需要在不同溫度、不同頻率的環(huán)境中工作，且在工作過程中內(nèi)部缺陷的存在、組織形貌的變化都會影響其性能，所以研究溫度、頻率和顯微組織對鎳基單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞性能的影響十分必要。

1.1 溫度對超高周疲勞性能的影響

鎳基柱晶/單晶高溫合金的疲勞性能并非隨著溫度的升高呈現(xiàn)某種單調(diào)的趨勢，而是會在某一溫度下達(dá)到峰值。Chu等[23]比較了鎳基柱晶高溫合金DZ951在700 ℃和900 ℃下的高周疲勞性能，發(fā)現(xiàn)在700 ℃左右性能最佳；Liu等[24]研究了鎳基單晶高溫合金SRR99在700 ℃、760 ℃、850 ℃和900 ℃ 4個溫度下的高周疲勞性能，其中760 ℃性能最佳，這種隨溫度上升出現(xiàn)最佳疲勞性能的現(xiàn)象是由于γ′強(qiáng)化相的反常屈服所致。γ′是鎳基單晶/柱晶高溫合金的強(qiáng)化相，由圖3[25]可以看出，隨著溫度的上升，γ基體的強(qiáng)度呈下降趨勢，而γ′強(qiáng)化相的強(qiáng)度呈現(xiàn)先升高后降低的規(guī)律，其最高強(qiáng)度出現(xiàn)在某一高溫處。DZ951和SRR99的γ′量分別為65%和70%，大約在750 ℃時強(qiáng)度最高，并在該溫度附近出現(xiàn)最佳疲勞性能。

圖3 γ、γ′屈服強(qiáng)度與溫度的關(guān)系[25]

筆者[13]研究了DZ125合金在不同溫度下的超高周疲勞性能，結(jié)果如圖4[13]所示。高應(yīng)力下，室溫時的疲勞壽命比高溫時壽命更長，而750 ℃和850 ℃兩個溫度下的疲勞性能差別不大。低應(yīng)力/超高周疲勞狀態(tài)下，3個溫度下的疲勞數(shù)據(jù)有所重疊，850 ℃下的疲勞性能更為優(yōu)異。以109未斷試樣的應(yīng)力作為超高周疲勞強(qiáng)度，按照此方法，室溫、750 ℃和850 ℃下DZ125的超高周疲勞強(qiáng)度分別為275 MPa、250 MPa和300 MPa，超高周疲勞強(qiáng)度呈現(xiàn)隨溫度增加先降低后升高的趨勢。除了與γ′的強(qiáng)度相關(guān)外，這種溫度依賴性還與變形機(jī)制相關(guān)：750 ℃時位錯密度較室溫大幅增加且位錯具有方向性，出現(xiàn)了交滑移，材料循環(huán)軟化；而850 ℃時位錯進(jìn)一步增多，出現(xiàn)塞積且呈網(wǎng)狀，規(guī)則的位錯網(wǎng)格阻礙了位錯對γ′相的進(jìn)一步切割，從而起到一定的強(qiáng)化作用。

圖4 室溫、750 ℃、850 ℃下DZ125的S-N曲線[13]

1.2 頻率對超高周疲勞性能的影響

利用傳統(tǒng)疲勞試驗(yàn)方法進(jìn)行超高周疲勞研究效率過低，超聲疲勞試驗(yàn)方法能大幅提高超高周疲勞研究的效率。但是材料在20 kHz的頻率下是否存在頻率效應(yīng)，一直是超高周疲勞研究的熱點(diǎn)和難點(diǎn)。

Bathias和Paris[26]認(rèn)為頻率敏感性與材料成分、晶體類型和溫度有關(guān)，頻率效應(yīng)還與頻率范圍相關(guān)：如10 Hz和0.001 Hz結(jié)果相比，頻率效應(yīng)很明顯，但是對比10 Hz和20 kHz的結(jié)果，頻率影響較小。Wright等[27]進(jìn)行高周疲勞研究時發(fā)現(xiàn)，不同應(yīng)力比下頻率效應(yīng)表現(xiàn)不同：應(yīng)力比R=-1.0時，59 Hz時與180 Hz、870 Hz時相比，疲勞性能與頻率無關(guān)；而應(yīng)力比R=0.1時，數(shù)據(jù)明顯分層，即存在頻率效應(yīng)，在相同的應(yīng)力下，頻率高的試樣疲勞壽命更長。Chen等[28]對比了室溫、應(yīng)力比R=-1.0情況下，鎳基多晶高溫合金IN718在20/30 Hz、50 Hz與19.5 kHz下的疲勞性能，發(fā)現(xiàn)在超聲頻率下達(dá)到相同疲勞壽命時的疲勞強(qiáng)度有所提高。

對于鎳基單晶/柱晶高溫合金，頻率對超高周疲勞性能的影響也是需要關(guān)注的問題。為了解決超聲疲勞試驗(yàn)方法對鎳基單晶合金疲勞是否適用的問題，F(xiàn)uruya等[29]使用Shimadzu USF2000超聲波疲勞試驗(yàn)機(jī)，在1 000 ℃下對鎳基單晶高溫合金CMSX-4和TMS138A進(jìn)行試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)應(yīng)力比R=0時，與1～800 Hz頻率范圍內(nèi)的數(shù)據(jù)點(diǎn)相比，超聲疲勞性能數(shù)據(jù)大部分仍落在常規(guī)疲勞數(shù)據(jù)范圍內(nèi)。CMSX-4的超聲疲勞性能與常規(guī)疲勞性能顯示出良好的一致性，即頻率影響可以忽略不計(jì)；TMS138A也有類似的結(jié)果。Yi等[16]比較了溫度為1 000 ℃、頻率為20 kHz時無涂層的PWA1484合金和溫度為1 038 ℃、頻率為 59 Hz時有涂層的PWA1484合金的超高周疲勞性能，發(fā)現(xiàn)20 kHz的疲勞壽命略高于59 Hz的疲勞壽命，存在一定頻率效應(yīng)，但壽命差異有可能是溫度及涂層帶來的影響?？偟膩碚f，超聲疲勞試驗(yàn)方法測試鎳基單晶高溫合金PWA1484的超高周疲勞性能沒有表現(xiàn)出很強(qiáng)的頻率效應(yīng)。Morrissey和Golden[11]研究了PWA1484的高周疲勞行為，發(fā)現(xiàn)應(yīng)力比R=0.1時，60 Hz和900 Hz 的頻率對于疲勞性能沒有明顯的影響；應(yīng)力比R=-1.0時，20 kHz時的S-N曲線略低于使用傳統(tǒng)測試方法獲得的結(jié)果，但由于20 kHz時實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)量有限，還需要更多的數(shù)據(jù)來評判差異是否具有統(tǒng)計(jì)意義。筆者[13]對鎳基柱晶DZ125合金的頻率效應(yīng)做了探究，對比了頻率為100 Hz和20 kHz時的數(shù)據(jù)，發(fā)現(xiàn)在室溫和750 ℃時，兩個頻率下DZ125合金的超高周疲勞性能數(shù)據(jù)交叉在一起。從物理機(jī)制上來說，鎳基高溫合金作為面心立方(fcc)結(jié)構(gòu)的金屬，位錯中心寬度大，派納力小，屈服應(yīng)力低，即使在應(yīng)力較小(超高周疲勞)的情況下，仍會發(fā)生塑性變形，產(chǎn)生熱量。頻率越高，相同時間產(chǎn)生的熱量越多，而熱耗散不及時，使得溫度上升，性能下降[30]；另一方面，頻率越高，應(yīng)變速率越大[31]，位錯活動性變差，屈服強(qiáng)度增加，性能上升[32]。超聲試驗(yàn)過程中兩個過程同時存在、共同作用，最終未表現(xiàn)出明顯的頻率效應(yīng)。圖5[13,16,27]為應(yīng)力比R=-1.0時PWA1484和DZ125不同頻率下的疲勞壽命。眾多研究表明，在渦輪葉片典型振動頻率范圍內(nèi)，鎳基單晶/柱晶的超高周疲勞并不存在明顯的頻率效應(yīng)，利用超聲疲勞試驗(yàn)方法可顯著提升效率。

圖5 PWA1484和DZ125在不同頻率下的疲勞壽命[13,16,27]

1.3 顯微組織對超高周疲勞性能的影響

鎳基單晶/柱晶高溫合金的顯微組織受成分、鑄造和熱處理工藝的影響，在服役過程中顯微組織也會發(fā)生變化，從而影響材料的超高周疲勞性能。

Cervellon等[15]研究了時效處理和蠕變預(yù)損傷處理后的CMSX-4合金的超高周疲勞性能，分析了應(yīng)力比R=-1.0和R=0.8時γ′退化對疲勞壽命的影響。時效處理使得γ′粗化；蠕變預(yù)損傷會使γ′在垂直于外加應(yīng)力的方向上筏化，預(yù)損傷的時間越長，γ′筏化越嚴(yán)重。在應(yīng)力比R=-1.0 時γ′退化對合金超高周疲勞性能幾乎無影響。而在研究溫度為1 000 ℃、頻率為20 kHz、應(yīng)力比R=-1.0情況下的多種鎳基單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞行為時，Cervellon等[14]又發(fā)現(xiàn)無論高溫合金中共晶組織、碳化物等冶金缺陷的含量如何，鑄造孔洞是影響疲勞性能最為重要的因素，且孔徑尺寸越小，材料的疲勞壽命越長。而由于鑄件內(nèi)的孔洞分布與凝固過程直接相關(guān)，所以與熱處理工藝相比，鑄造工藝對于單晶/柱晶的超高周疲勞性能有著更重要的影響。Bortoluci等[33]也得到了類似的結(jié)論。相比由Bridgman工藝鑄造的材料，經(jīng)過液態(tài)金屬冷卻工藝(Liquid Metal Cooling，LMC)的材料，孔洞尺寸更小，疲勞壽命提高約10倍，經(jīng)過熱等靜壓(Hot Isostatic Pressing，HIP)致密化處理的材料疲勞壽命提高了20倍。

熱等靜壓致密化處理可有效提高材料的超高周疲勞性能，為進(jìn)一步分析熱等靜壓過程中顯微組織變化及對疲勞性能的影響，駱宇時等[17]分別研究了熱等靜壓處理前后DD6合金的顯微組織變化及高周疲勞行為，發(fā)現(xiàn)與標(biāo)準(zhǔn)熱處理狀態(tài)的DD6相比，熱等靜壓樣品內(nèi)部疏松發(fā)生了閉合，其數(shù)量和尺寸都顯著下降，體積分?jǐn)?shù)下降87%，高周疲勞性能顯著提升。筆者[13]研究了熱等靜壓處理前后DZ125合金在750 ℃時的超高周疲勞性能，發(fā)現(xiàn)熱等靜壓處理后合金的超高周疲勞性能大幅改善，疲勞源區(qū)附近未見鑄造孔洞。筆者[12]還研究了熱等靜壓處理對鎳基柱晶合金DZ4超高周疲勞行為的影響，發(fā)現(xiàn)在相同的交變應(yīng)力水平下，熱等靜壓處理顯著改善了疲勞性能。以上研究表明，無論是鎳基單晶合金還是鎳基柱晶合金，熱等靜壓處理都對內(nèi)部缺陷有一定的愈合作用，從而使得材料的高周和超高周疲勞性能得到提升。圖6[11-17]為應(yīng)力比R=-1.0、頻率為20 kHz時不同熱處理狀態(tài)(顯微組織不同)鎳基單晶高溫合金的疲勞壽命。

圖6 顯微組織對鑄造高溫合金的超高周疲勞性能的影響[11-17]

2 超高周疲勞失效機(jī)制

在高周和超高周疲勞中，裂紋萌生階段消耗的壽命在總疲勞壽命中占據(jù)了絕大部分，特別是在超高周疲勞中，裂紋萌生壽命甚至?xí)紦?jù)疲勞壽命的95%以上[13,34-35]。

超高周疲勞裂紋的萌生(包括裂紋萌生方式的變化及其競爭機(jī)制)和早期擴(kuò)展機(jī)理是超高周疲勞研究的關(guān)鍵科學(xué)問題之一[20]。影響裂紋萌生和擴(kuò)展的因素有材料成分、顯微組織等內(nèi)部因素，也有溫度、頻率、加載方式等外部因素。

一般情況下，高應(yīng)力狀態(tài)下疲勞裂紋傾向于從表面萌生，而在低應(yīng)力狀態(tài)下，疲勞裂紋傾向于材料內(nèi)部缺陷處萌生。隨著疲勞壽命的增加或交變應(yīng)力的減小，疲勞裂紋萌生從表面轉(zhuǎn)移到亞表面或內(nèi)部。內(nèi)部非金屬夾雜物的疲勞裂紋萌生是高強(qiáng)鋼超高周疲勞的典型現(xiàn)象[36]。Chai等[37]的研究表明，超高周疲勞也存在亞表面無缺陷裂紋萌生(SNDFCO)機(jī)制。

關(guān)于鎳基高溫合金超高周疲勞裂紋的萌生機(jī)制，多晶合金和單晶/柱晶合金在源區(qū)位置、形態(tài)等方面具有很大不同。GH4169多晶鎳基合金的疲勞裂紋萌生位置并未隨交變應(yīng)力的下降呈現(xiàn)出明顯的規(guī)律性，裂紋主要在試樣表面萌生，也有少量在試樣內(nèi)部缺陷處萌生[38]；René88DT多晶合金的超高周疲勞裂紋萌生于表面，取向良好的表面孿晶是疲勞裂紋萌生的主要部位[39]。DZ125合金的超高周疲勞裂紋大多萌生于內(nèi)部鑄造孔洞[13]。鎳基單晶高溫合金的超高周疲勞裂紋主要從鑄造孔洞、碳化物或γ/γ′共晶等微觀不連續(xù)處萌生。Cervellon等[35]研究了鎳基單晶高溫合金MAR-M200+Hf和CMSX-4Plus的超高周疲勞的裂紋萌生機(jī)制，發(fā)現(xiàn)當(dāng)循環(huán)周次超過107時，裂紋萌生區(qū)域(主要是鑄造孔洞)存在類似于“魚眼區(qū)”的粗糙區(qū)(Rough Zone，RZ)；在高溫超高周疲勞下，隨著循環(huán)次數(shù)的增加或所施加交變應(yīng)力的減小，RZ的面積增加，由此推斷其在鎳基單晶高溫合金的超高周領(lǐng)域具有關(guān)鍵作用。進(jìn)一步研究表明，RZ是位錯運(yùn)動活躍區(qū)，對于鎳基單晶高溫合金的超高周疲勞耐久性有著重要的影響；同時RZ中存在部分再結(jié)晶和空化，在某些高溫合金中，因化學(xué)成分不同而產(chǎn)生的拓?fù)涿芏严?Topologically Close-Packed(TCP)phases)或碳化物也會沉淀在RZ中；再結(jié)晶及TCP或M6C碳化物在塑性輔助(Plasticity-Assisted Redistribution of Interacting Solutes, PARIS)作用下實(shí)現(xiàn)在RZ內(nèi)的重新分布。

2.1 溫度對超高周疲勞失效機(jī)制的影響

在不同溫度下，鎳基單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞裂紋都傾向于在內(nèi)部孔洞處萌生。筆者[13]發(fā)現(xiàn)，在室溫、750 ℃和850 ℃下，γ′相均呈立方狀，γ′相在疲勞試驗(yàn)過程中未發(fā)生改變，疲勞裂紋均從內(nèi)部萌生，主要萌生于內(nèi)部鑄造孔洞(見圖7[13])，裂紋擴(kuò)展路徑分為沿{111}面擴(kuò)展的第Ⅰ階段和沿{001}面擴(kuò)展的第Ⅱ階段(見圖8[13])。Cervellon等[14]比較了由Bridgman工藝鑄造的鎳基單晶或柱晶在1 000 ℃時的超高周疲勞裂紋萌生特征，發(fā)現(xiàn)絕大多數(shù)疲勞裂紋從鑄造孔洞處萌生(見圖9[14])。

圖7 DZ125裂紋萌生位置[13]

圖8 DZ125斷口形貌側(cè)視圖[13]

2.2 頻率對超高周疲勞失效機(jī)制的影響

目前金屬材料超高周疲勞性能測試方法的頻率范圍相差很大，分析頻率對超高周疲勞失效機(jī)理的影響是驗(yàn)證數(shù)據(jù)有效性的基礎(chǔ)問題[40]。

美國高周疲勞(High Cycle Fatigue，HCF)計(jì)劃中，Morrissey和Golden[11]以60 Hz的頻率分析了PWA1484的疲勞行為，疲勞裂紋主要萌生于亞表面的碳化物，與20 kHz超聲頻率獲得的結(jié)果一致(見圖10[11])。筆者[13]分析了DZ125合金在100 Hz和20 kHz兩個頻率下超高周疲勞疲勞斷口附近的微觀結(jié)構(gòu)特征，發(fā)現(xiàn)位錯組態(tài)相同(見圖11[13])，可認(rèn)為兩個頻率下微觀變形機(jī)制相似。

圖11 750 ℃下兩個頻率DZ125試樣的位錯形態(tài)[13]

2.3 顯微組織對超高周疲勞失效機(jī)制的影響

顯微組織對于鎳基單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞裂紋萌生機(jī)制有著重要的影響，當(dāng)循環(huán)壽命大于109或者孔洞消失時，其他鑄造缺陷就會成為裂紋萌生的主要部位(見圖12(a)[14])，裂紋傾向于在碳化物、共晶等缺陷處萌生[14]。許羅鵬等[22]發(fā)現(xiàn)DZ125超高周疲勞裂紋可萌生于內(nèi)部不連續(xù)介質(zhì)界面處。不連續(xù)介質(zhì)界面和孔洞等微觀缺陷的存在嚴(yán)重影響了疲勞壽命和疲勞強(qiáng)度，使得在較低的循環(huán)載荷作用下仍會萌生疲勞裂紋。

熱等靜壓處理優(yōu)化了合金的顯微組織結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致超高周疲勞萌生機(jī)制的變化。Yi等[16]比較了熱等靜壓處理前后PWA1484合金的超高周疲勞斷口，發(fā)現(xiàn)熱等靜壓處理前疲勞裂紋多在孔洞處萌生，熱等靜壓處理后疲勞裂紋更傾向萌生于富鉭碳化物處(見圖12(b)[16])，并且裂紋由碳化物開始，沿{111}八面體擴(kuò)展。駱宇時等[17]發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過熱等靜壓處理的樣品和經(jīng)過標(biāo)準(zhǔn)熱處理的DD6樣品斷口形貌相似，均沿單一{111}面發(fā)生剪切斷裂，斷口與應(yīng)力加載方向呈現(xiàn)一定的夾角；標(biāo)準(zhǔn)熱處理狀態(tài)合金的疲勞裂紋在顯微疏松處萌生，沿{111}面呈臺階式擴(kuò)展，擴(kuò)展時在顯微疏松處發(fā)生彎折；而熱等靜壓處理后合金的疲勞裂紋擴(kuò)展特征為平行的滑移線，未見沿顯微疏松處萌生和擴(kuò)展的裂紋(見圖12(c)[17])。熱等靜壓處理可以有效愈合微觀缺陷，從而起到抑制裂紋萌生、減少微裂紋的產(chǎn)生、阻礙裂紋擴(kuò)展的作用。筆者[13]認(rèn)為熱等靜壓處理對鑄造孔洞有愈合作用，未完全愈合的孔洞尺寸也明顯減小，超高周疲勞裂紋萌生于碳化物或未完全愈合的小尺寸孔洞，裂紋擴(kuò)展方式無明顯變化(見圖12(d)[13])。

圖12 HIP處理后幾種鎳基高溫合金的源區(qū)形貌

3 超高周疲勞壽命預(yù)測

在對鎳基高溫合金超高周疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測時，需要建立模型，獲得疲勞指標(biāo)參數(shù)(Fatigue Indicator Parameter，F(xiàn)IP)。FIP與局部損傷區(qū)域的疲勞損傷累積相關(guān)，依賴于失效機(jī)理，可以對微裂紋萌生驅(qū)動力進(jìn)行表征。利用FIP預(yù)測壽命時，擬合可以得到疲勞壽命Nf與FIP的冪律關(guān)系。

Fatemi和Socie[41]以臨界平面法為基礎(chǔ)，提出基于最大循環(huán)塑性剪切應(yīng)變的FIPFS，以預(yù)測多軸疲勞壽命：

(2)

Steuer等[42]為了說明疲勞壽命對鑄造孔洞尺寸的依賴性，利用式(3)確定了新的疲勞指標(biāo)參數(shù)。使用新參數(shù)FIP，可以估計(jì)出已知最大缺陷位點(diǎn)的樣品的疲勞壽命：

(3)

式中：μ為Schmid因子，對于施加應(yīng)力方向?yàn)閇001]、沿八面體滑移的材料，μ=0.408；Δσ為試驗(yàn)的應(yīng)力水平；E為拉伸模量；k為參數(shù)，k=1；ΔKthreshold為在950 ℃的空氣中AM1在長裂紋擴(kuò)展中的應(yīng)力強(qiáng)度因子幅值門檻值，ΔKthreshold=10 MPa·m0.5；ΔK為孔洞處的應(yīng)力強(qiáng)度因子幅值。鑄造孔洞處的應(yīng)力強(qiáng)度因子KI為

(4)

式中：Y為形狀因子，對于內(nèi)部鑄造孔洞的形狀因子取0.50，對于亞表面鑄造孔洞形狀因子取0.65；Adefcet為用等效直徑法在斷口表面測得的孔面積。

Steuer等[42]的FIP模型被廣泛用于預(yù)測鎳基單晶高溫合金的疲勞壽命。Cervellon等[14]使用式(3)和式(4)預(yù)測了多種鎳基單晶/柱晶高溫合金在1 000 ℃下、應(yīng)力比R=-1.0時的疲勞壽命。數(shù)據(jù)顯示無論合金、溫度和疲勞狀態(tài)如何(即低周疲勞與超高周疲勞)，F(xiàn)IP值都落在一條單一的冪律主曲線上(見圖13[14])，且這種壽命預(yù)測方法效果良好。Cervellon等[15]還利用式(3)和式(4)對應(yīng)力比R=-1.0時不同顯微組織的CMSX-4進(jìn)行了壽命預(yù)測，數(shù)據(jù)點(diǎn)沿同一主曲線分布，也證明了在應(yīng)力比R=-1.0條件下，F(xiàn)IP和CMSX-4疲勞壽命之間有確定的Nf=b(FIP)a關(guān)系(a、b為參數(shù))，而與微觀結(jié)構(gòu)無關(guān)。該模型還被應(yīng)用于預(yù)測鎳基柱晶高溫合金的疲勞壽命，筆者[12-13]借鑒該模型預(yù)測了鎳基柱晶高溫合金DZ4(見圖14[12])和DZ125的超高周疲勞壽命。

圖13 FIP模型預(yù)測壽命的單一冪律主曲線[14]

圖14 利用FIP模型預(yù)測DZ4疲勞壽命[12]

Cervellon等[35]在最新研究中認(rèn)為粗糙區(qū)是裂紋萌生的重要原因，粗糙區(qū)域周圍的應(yīng)力強(qiáng)度因子并不適用式(4)，其微觀結(jié)構(gòu)觀察表明裂紋主要是由滑動引起的，因此提出了一個八面體應(yīng)力強(qiáng)度因子KOCT，如式(5)所示。該系數(shù)由滑移面上的剪切應(yīng)力和法向應(yīng)力強(qiáng)度參數(shù)計(jì)算得出，以對式(4)進(jìn)行補(bǔ)充預(yù)測疲勞壽命。

(5)

式中：KRSS為剪切應(yīng)力；KRNS為法向應(yīng)力。KRSS為

(6)

式中：r為距裂紋尖端的距離；τRSS為作用于給定滑移系統(tǒng)上的解析剪切應(yīng)力，其計(jì)算公式為

τRSS=b·σn

(7)

式中：b為單位滑動方向矢量；n為單位滑動平面法向矢量。

4 結(jié)論及展望

綜述了溫度、頻率和顯微組織等對單晶/柱晶高溫合金超高周疲勞性能及機(jī)理的影響，主要結(jié)論如下：

1)目前國內(nèi)外在用的鎳基柱晶/單晶高溫合金107壽命對應(yīng)的疲勞強(qiáng)度約為250 MPa，109壽命對應(yīng)的疲勞強(qiáng)度約為175 MPa，存在超高周疲勞現(xiàn)象且疲勞強(qiáng)度大幅下降，基于傳統(tǒng)疲勞極限的高周疲勞設(shè)計(jì)是偏于危險的。

2)鎳基柱晶/單晶高溫合金具有優(yōu)良的高溫超高周疲勞性能，高溫時的超高周疲勞性能與室溫相當(dāng)；在室溫～1 000 ℃的范圍內(nèi)，溫度對裂紋萌生機(jī)制和擴(kuò)展方式并沒有顯著的影響。

3)在渦輪葉片振動頻率范圍內(nèi)，頻率對于鎳基單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞性能并沒有明顯的影響，超聲疲勞作為超高周疲勞性能測試和機(jī)理研究的試驗(yàn)手段，具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。

4)鎳基單晶/柱晶高溫合金超高周疲勞裂紋從鑄造孔洞、碳化物、共晶組織等微觀不連續(xù)特征處萌生，熱等靜壓處理可以縮小鑄造孔洞的尺寸，大幅提高合金的超高周疲勞性能。

5)基于內(nèi)部缺陷萌生的FIP模型，比較成功地預(yù)測了鎳基單晶/柱晶高溫合金的超高周疲勞壽命。

中國在役和在研航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的材料均為鑄造鎳基單晶/柱晶高溫合金，超高周疲勞是先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片的本征性能，鎳基單晶/柱晶高溫合金超高周疲勞行為是渦輪葉片高可靠長壽命服役的關(guān)鍵科學(xué)問題之一。未來可在以下4個方面深入開展鎳基單晶高溫合金的超高周疲勞研究。

1)優(yōu)化試驗(yàn)方法，形成鎳基單晶高溫合金超高周疲勞試驗(yàn)規(guī)范，系統(tǒng)開展關(guān)鍵材料的超高周疲勞性能測試，積累設(shè)計(jì)可用的超高周疲勞性能數(shù)據(jù)。

2)深入研究鎳基單晶高溫合金的超高周疲勞裂紋萌生機(jī)制和早期擴(kuò)展行為，分析工作溫度、晶體取向、應(yīng)變速率等對超高周行為的影響。

3)基于單晶葉片復(fù)雜的特征結(jié)構(gòu)和服役條件，研究含薄壁、氣膜孔、涂層等特征結(jié)構(gòu)和平均應(yīng)力、蠕變、低周疲勞等載荷特征對單晶合金的超高周疲勞行為的影響規(guī)律。

4)提升鎳基單晶高溫合金和渦輪葉片的抗超高周疲勞失效能力，優(yōu)化壽命預(yù)測模型，建立超高周疲勞失效預(yù)測預(yù)防方法。