王莉
, 周忠娇, 姜卫国, 王迪, 申健, 楼琅洪
中国科学院金属研究所 沈阳 110016
WANG Li, ZHOU Zhongjiao, JIANG Weiguo, WANG Di, SHEN Jian, LOU Langhong
中图分类号: TG113
通讯作者:
收稿日期: 2014-03-26
修回日期: 2014-05-7
网络出版日期: --
版权声明: 2014 《材料研究学报》编辑部 版权所有 2014, 材料研究学报编辑部。使用时，请务必标明出处。
基金资助:
作者简介:
展开
摘要
选用不同第二取向的第三代镍基单晶高温合金DD33板式试样进行热疲劳实验, 研究了第二取向对单晶高温合金热疲劳性能的影响和不同第二取向样品的热疲劳裂纹扩展动力学。结果表明: 第二取向严重影响合金的热疲劳性能。两种第二取向样品, 其热疲劳裂纹萌生位置和扩展方向明显不同。在第二取向[100]的样品中, 热疲劳裂纹在与定向凝固方向呈45°的孔壁处萌生并沿与定向凝固方向呈45°方向扩展; 而在第二取向为[110]的样品中, 热疲劳裂纹优先在与定向凝固方向垂直的孔壁处萌生并沿定向凝固方向扩展且裂纹萌生及扩展速度都明显快于第二取向[100]的样品。
关键词：
Abstract
The effect of secondary orientation on thermal fatigue behavior of a third generation nickel-based single crystal superalloy DD33 was investigated. Samples with different secondary orientations were machined along (100) and (110) plane, respectively, and thermal fatigue test was performed cyclicly between room temperature and 1100oC. It was found that different initiation sites and propagation orientations of the thermal fatigue cracks were observed in samples with different secondary orientations. In samples with secondary orientation of [100], thermal cracks initiated at the edge of the holes along a direction with 45o incline to the directional solidification (DS) direction and propagated along also the derection with 45o incline to the DS direction. While in samples with secondary orientation of [110], thermal cracks initiated at the edge of the holes vertical to the DS direction and propagated along the DS direction. In general, samples with secondary orientation of [100] exhibited better thermal fatigue properties than that of [110] samples.
Keywords：
随着航空发动机进口燃气的温度越来越高, 对叶片材料和结构提出了更高的要求[1, 2]。热疲劳损伤是薄壁多孔结构单晶叶片的主要失效形式之一[3]。在单晶叶片的铸造过程中, 一般只控制第一取向(单晶生长方向), 并不控制第二取向(二次枝晶方向)[2, 4]。
关于第一取向对单晶高温合金性能影响的研究比较多[5-9]。而针对第二取向对性能影响的研究较少[2, 4, 10, 11]。Hou等[11]的计算模拟结果表明, 第二取向对单晶叶片的疲劳寿命没有明显影响。而岳珠峰等[2]的模拟结果表明, 不同第二取向某叶片的最大分切应力相差20%, 蠕变寿命相差可达5.5倍。Arakere等[4]和Getsov等[10]也观察到第二取向影响单晶高温合金的高周疲劳寿命和热机械疲劳寿命, 但并未深入分析具体原因。
目前, 对高温合金热疲劳性能的研究比较多[12-14]。热疲劳失效是高温氧化和热应力共同作用的结果[12]。在热疲劳实验过程中, 随着温度的反复变化, 在应力集中区域或在某些组织不均匀区域易产生热疲劳裂纹[13, 14]。在定向和单晶高温合金中热疲劳裂纹一般沿切应力最大方向, 即与定向凝固方向呈45°角的方向扩展[13, 14]。本文观察和分析不同第二取向单晶高温合金样品热疲劳裂纹的形貌, 研究第二取向对单晶高温合金热疲劳性能的影响规律及其机理。
实验材料为含4%Re(质量分数)的第三代镍基单晶高温合金DD33。采用液态金属冷却工艺制备直径18 mm长为200 mm的[001]取向的单晶试棒。铸态试棒经完全热处理后(固溶处理: 1335℃/10 h, 空冷; 一级时效处理: 1150℃/4 h, 空冷; 二级时效处理: 870℃/24 h, 空冷)分别沿定向凝固方向以及(100)和(110)面加工尺寸为20 mm×10 mm×2 mm的板式热疲劳试样(图1)。在试样10 mm边中间向内1.5 mm处为圆心加工f2 mm圆孔。实验前, 将所有热疲劳试样进行机械抛光, 在光学显微镜(OM, Axio Vert.Al)下观察缺口形状及其附近无裂纹为合格。本文中所有晶体的取向, 均采用电子背散射衍射技术(EBSD)确定。
图1 不同第二取向热疲劳样品示意图
Fig.1 Schematic of thermal fatigue samples of different secondary orientations, (a) [100], (b) [110]
参照航空工业标准(HB6660-92)进行热疲劳实验。在每个循环中将试样快速加热至1100℃, 保温5 min后迅速水淬到室温, 保持1 min后将其重新加热到1100℃, 如此循环往复。加热炉温度误差为±3℃。每经过40个循环周期将试样表面机械研磨抛光, 用表面裂纹法测量裂纹长度。裂纹长度值为5个试样正反两面测量到的10个值的平均值。测量完毕后继续进行热疲劳实验, 最后绘制裂纹扩展动力学曲线并采用扫描电子显微镜(SEM, Hitachi S-3400N)观察组织。
完全热处理后, 不同第二取向热疲劳试样各个面的显微组织形貌示于图2。在两组样品中γ'呈立方体均匀分布, 立方体边长大约为0.4 mm。第二取向[100]样品的表面及侧表面γ'均呈正方形, 均匀分布于γ基体中, 而第二取向[110]样品表面及侧表面γ'呈长方形, 且纵向基体通道比横向基体通道宽。
图2 热疲劳试样表面的组织形貌
Fig.2 Microstructure of the thermal fatigue specimen, (a) small unit taken from the samples, (b) [100] specimen, (c) [110] specimen
随着热疲劳实验的进行, 孔表面发生明显的氧化和氧化层的破裂与脱落, 热疲劳裂纹由孔的边缘产生并向内扩展。经过120周次热疲劳实验后两种不同第二取向的样品中裂纹产生的位置及扩展方向都不同, 如图3所示。在第二取向[100]样品中裂纹在与定向凝固方向约呈45°的孔边产生, 并沿与定向凝固方向呈45°方向向内扩展(图3a); 而在第二取向[110]样品中热疲劳裂纹在与定向凝固方向垂直的孔边产生, 并沿定向凝固方向扩展(图3b)。
图3 不同第二取向样品室温-1100℃热疲劳实验120周次后孔周围的组织
Fig.3 BSE morphology of the samples of different secondary orientations after 120 cycles of thermal fatigue test (R.T.-1100oC), (a) [100] specimen, (b) [110] specimen
在热疲劳循环过程中不同第二取向样品的裂纹扩展动力学曲线, 如图4所示。第二取向[110]的样品, 经40周次热疲劳实验后孔周围已产生长度约200 mm的裂纹。随着热疲劳实验的进行, 裂纹迅速扩展, 而第二取向[100]的样品热疲劳裂纹萌生和扩展都明显比[110]样品慢。经过80周次热疲劳实验后[100]样品的孔周围才产生裂纹, 经120周次循环后裂纹才扩展到200 mm。经400周次循环后第二取向[110]样品的热疲劳裂纹长度已经超过4000 mm, 而[100]样品的裂纹长度则小于3000 mm。
图4 热疲劳过程中不同第二取向样品裂纹扩展动力学曲线
Fig.4 Kinetics curves of crack propagation during thermal fatigue test
热疲劳过程主要受高温氧化和热应力的影响[12], 高温氧化主要与合金的成分有关。本文所用两组试样的合金成分相同, 氧化程度相当, 因此可忽略高温氧化的影响。而热应力主要取决于缺口的几何形状和材料的弹性模量, 可表述为[15]
式中K为约束系数, a为热膨胀系数, E为弹性模量, DT为温差。约束系数K, 主要表征缺口的几何形状及缺口的曲率半径的影响。本文两组试样选用的合金材料、试样原始组织、缺口形状及曲率半径均相同, 只是不同第二取向样品所在的平面不同。由于单晶高温合金具有各向异性的特征[16-19], 试样不同方向上的弹性模量不同, 亦即不同方向上热应力存在差异。
在单晶高温合金中, 不同方向的弹性模量E符合以下规律: E<001>:E<011>:E<111> ≈1:1.7:2[16]。由于热应力与弹性模量成正比, 各个方向上的热应力也满足关系: δ<001>:δ<011>:δ<111> ≈1:1.7:2。
根据实验结果(图3), 选取典型位置点进行分析。如图5所示, 将在不同第二取向样品中与定向凝固方向垂直的位置定义为90°点, 呈45°角的位置定义为45°点。根据Tresca屈服准则, δ = δmax-δmin[20]。 在第二取向为(100)的样品中90°点和45°点所受热应力分别为: δ90° = δ<001> -δ<001> = 0, δ45° = δ<011> -δ<001> ≈ 0.7δ<001>。由此可见, δ45° >δ90°。因此, 裂纹优先在45°点处萌生, 而第二取向[110]样品中的两个点处的热应力分别为: δ90° = δ<011> -δ<001> ≈ 0.7δ<001>, δ45° = δ<111> -δ<011> ≈ 0.3δ<001>, 亦即, δ90° >δ45°。因此, 第二取向[110]样品的热疲劳裂纹优先在90°点位置萌生。
图5 不同第二取向样品中缺口周围90°点和45°点位置热应力分析示意图
Fig.5 Analysis of thermal stress at different positions, (a) [100], (b) [110]
裂纹扩展主要取决于应力状态、微观组织以及材料的晶体结构特征[13]。裂纹一旦萌生, 应力就获得释放。因此, 裂纹的扩展主要依赖于微观组织和晶体结构。一方面, 由于镍基合金具有面心立方结构, {111}为密排面, {111}<110>为易滑移系, <110>方向是最大切应力方向[13], 裂纹易沿此方向扩展。许多学者观察到, 合金热疲劳裂纹扩展具有一定的晶体学取向, 沿{111} 面<110> 方向, 即与枝晶生长方向呈45°角扩展[14]。Getsov等[10]对比了第一取向分别为[001]、[011]和[111]的样品的热疲劳性能, 发现热疲劳寿命依以下顺序依次递减: N111>N001>Nmix>N011。这表明, 当其他条件相同时, [011]方向优先失效。另一方面, 由于枝晶间存在相对多的缩孔、碳化物等缺陷, 枝晶间强度相对较弱, 裂纹更易在枝晶间形成并扩展[14]。以上各因素的综合作用, 可能是导致本文实验中不同第二取向样品的热疲劳裂纹扩展方向不同的原因。
1. 第二取向严重影响DD33单晶高温合金的热疲劳性能, 第二取向[100]样品的热疲劳性能优于第二取向[110]样品。
2. DD33单晶高温合金第二取向为[100]和[110]的样品中, 热疲劳裂纹的萌生位置及扩展方向皆不同。对于第二取向[100]的样品, 热疲劳裂纹在45°位置萌生并沿与定向凝固方向呈45°角方向扩展。对于第二取向[110]的样品, 热疲劳裂纹在与定向凝固方向垂直的孔边萌生并沿定向凝固方向扩展。热应力与晶体结构及微观组织的共同影响是产生以上差异的主要原因。
/
| 〈 |
|
〉 |
