航空发动机的热端部件受交变机械载荷和交变温度载荷的叠加作用，产生的损伤使其疲劳寿命严重降低^[1~9]。GH4169是应用最广的热端部件材料，研究其热机械疲劳行为，对设计部件的结构和预测其寿命都极为重要。Evans等^[10]研究了IN718的同相位和反相位的热机械疲劳，在R=0(应变比)和R=-∞条件下研究了这种材料的热机械疲劳寿命和应变幅的关系。Jacobsson等^[11]也进行了IN718多个应变比的同相位及反相位热机械疲劳实验，研究裂纹扩展并分析了疲劳断口。Johan J等对IN718进行热机械疲劳实验，研究了保持时间对裂纹扩展的影响^{[12, 13]}。德国弗赖堡弗劳恩霍夫材料力学研究院也进行了IN718的热机械疲劳实验，发现低应变速率导致较高的裂纹扩展速率。随着实验设备的更新和实验水平的提高，中国学者也开始了材料的热机械疲劳实验研究^[14~19]。但是，对GH4169合金的研究只限于改进制作工艺和讨论高温低周疲劳性能，缺少热机械疲劳实验数据。鉴于此，本文对GH4169合金进行不同温度区间的机械疲劳实验，研究相位、温度、应变速率等因素对其热机械疲劳特性的影响。

实验用材料为GH4169合金，化学成分列于表1。将其铸造成型后进行固溶和时效处理(热处理制度A，1050℃固溶15 min，水冷+725℃时效15 h，空冷)。根据实验机的情况设计疲劳试件，试件满足《金属材料疲劳实验轴向应变控制方法》(GB/T 26077-2010)的要求，其尺寸在图1中给出。

热机械疲劳实验在MTS809疲劳实验机上完成，实验温度由射频感应加热系统控制，使用热电偶采集，用感应线圈加热，用空气压缩机通过多个喷嘴进行冷却；用高温引伸计采集应变数据。

依据标准《金属材料热机械疲劳实验方法》(GJB6213-2008)进行实验，实验加载包括温度和机械应变。在进行热机械疲劳实验时，温度处于循环变化状态，温差的变化产生热应变，因此在热机械疲劳实验前必须补偿热应变以得到机械应变，从而实现机械加载循环的实时控制，具体方法见GJB 6213-2008。疲劳实验时用总应变控制的三角波加载，总应变为热应变与机械应变之和。本文对多个工况进行了应变控制的热机械疲劳实验，应变比R=-1，循环周期分别为100、125、200 s；实验温度范围为200~450℃和400~650℃；机械应变幅包括±0.55%(反相位)，±0.6%(同，反)，±0.8%(同)，±0.9%(同)。对于每个工况进行两次实验，取两次实验结果的平均值。热机械疲劳实验后，用扫描电镜(SEM)观察疲劳断口。

热处理后GH4169合金的晶粒长大，晶粒度约为5级，晶粒直径为80 μm~100 μm；晶界比较平直，晶界和晶内均无明显δ相析出，晶内有较多的孪晶。这种合金处理后析出大量的强化相γ″相和γ'相，γ″相为主要强化相，属于体心四方结构，γ'相属于面心立方结构。可将γ″相看作由γ'相的两个晶胞组成，中间是反相畴界。

表2列出了不同工况下的实验结果。本文为应变控制的热机械实验，输入载荷为机械应变，根据实验数据可直接得出寿命、塑性应变、最大应力、最小应力及平均应力。从表2可见，相位角、温度范围(ΔT)、周期(T)、机械应变(12Δε_m)对材料的寿命(N,即循环数)、塑性应变(Δε_p)、最大峰值应力(σ_max)、最小峰值应力(σ_min)、平均应力(σ_m)等均有影响。材料在同相位(In-Phase，IP)时的寿命低于反相位(Out-of-Phase，OP)时的寿命。其原因是，在热机械疲劳循环过程中同相位条件下拉伸半周蠕变分量的增加及高温氧化的作用，蠕变和氧化产生的损伤大于拉伸应力产生的损伤；在较高温度区间(400~650℃)材料的疲劳寿命大幅度降低；周期越长(即应变速率越慢)材料的寿命越短，随着机械应变幅的增大寿命减短。

与等温疲劳相比，在热机械条件下GH4169稳定滞回曲线具有明显的不对称性，即拉压不对称。其根本原因是，在不同温度下材料抵抗变形的能力不同。在高温下材料抵抗变形的能力降低，同相位时拉伸半周对应高温半周，由此最大拉伸应力小于最大压缩应力；而反相位时拉伸半周对应低温半周，最大拉伸应力大于最大压缩应力。由图2a和图2b可以看出，在IP条件下GH4169的平均应力为压应力；图2c表明，在OP条件下平均应力为拉应力。根据实验结果可以总结出：在热机械疲劳条件下，平均应力总是指向低温半周。

图3给出了不同实验条件下的滞回曲线。从图3a可见，材料在0.8%应变幅时出现了平均应力的循环松弛，且在初始阶段松弛率较小，在一定循环数后循环松弛明显。在其他实验条件下均没有出现平均应力松弛现象。这表明，平均应力的松弛与塑性应变有关，即控制应变幅达到了产生平均应力松弛的临界值。从图3b和3c可见，在同相位条件下，随着循环数的增加材料的塑性应变范围增大，抵抗变形的能力变弱。但是图3d表明，在反相位条件下材料的塑性应变范围并没有随着循环数发生变化，其抵抗变形的能力不变。

图4给出了GH4169的热机械疲劳应力响应曲线。可以看出，热机械疲劳时的GH4169合金其应力响应特性与等温疲劳的时不同，在拉伸和压缩半周应力响应特性并不具有对称性，拉伸和压缩半周的响应特性不一致：在同相位条件下，在循环初始阶段，材料在拉伸半周出现明显的软化，在压缩半周硬化不显著，几乎保持循环稳定。在反相位条件下，材料在拉伸半周趋近于循环稳定。在压缩半周，材料在循环初始阶段出现了轻微的循环软化，然后趋于循环稳定。由此可得出以下规律：在高温半周材料出现循环软化现象，在低温半周材料趋于循环稳定。

材料在热机械疲劳条件下应力响应特征与等温疲劳条件下不同，在低温半周表现为循环稳定。在等温疲劳条件下造成循环软化的原因是γ″相的空间尺寸减小^[20~22]；而在热机械疲劳条件下在低温半周γ″相尺寸的减小也使材料出现循环软化，与实验结果不同。产生这种现象的原因是：虽然在高温半周位错剪切了γ″相，但是γ″相的强化能力并没有完全丧失，由此在低温半周仍可起强化作用；而在高温半周，材料的温度继续升高使位错发生攀移或交滑移。同时，高温引起的热扩散抑制了非热运动，对γ″相的剪切变弱且加速了位错的湮没，因此在高温半周表现出初始循环软化。随着循环数的增加γ″相逐渐稳定，位错的湮没和增殖进入平衡状态，使材料表现为循环稳定。

根据本文的实验条件及实验结果可以总结出：应变幅值、应变速率、温度等因素都对材料的应力响应特性有一定影响。对比图3a和图3b给出的循环应力响应特性，温度对材料的应力特性影响较为明显，在高温半周材料更容易出现软化。应变速率也对GH4169的应力响应行为有显著的影响，在中应变速率时应力响应相对平稳，较高或较低应变速率时有比较强烈的应力响应行为。

根据实验结果，温度区间、周期、相位以及机械应变幅等因素都影响材料的热机械疲劳寿命。图5给出了GH4169的机械应变-寿命关系。可以看出：在200~450℃温度区间和周期T=125 s条件下，热机械疲劳寿命随着机械应变的减小而增大，在低应变区热机械疲劳寿命对应变的变化较为敏感，在高应变区热机械疲劳寿命对应变变化不敏感。图6给出了GH4169的周期-寿命关系，周期是单个循环的时间。在应变幅不变的情况下，周期越长应变速率越低。在400~650℃温度区间和应变幅为0.6%条件下，热机械疲劳寿命随着周期的减小而增大；在低周期区热机械疲劳寿命对周期变化较为敏感，在高周期区热机械疲劳寿命对周期变化不敏感。

从表2可以看出，温度区间和应变幅都对寿命有较大的影响。随着温度的升高GH4169的寿命急速下降，因为较高的温度使晶界弱化，在机械载荷的作用下晶界滑动使晶界空洞和裂纹萌生和寿命降低。在相同的温度区间GH4169同相位时的疲劳寿命低于反相位时，因为裂纹的扩展出现在拉伸半周，同相位时拉伸半周与高温半周对应，高温使大量的晶界滑动，而在压缩半周中晶界滑动不能恢复。由此，在同相位热机械疲劳情况下高温使材料的疲劳损伤加剧。

图7给出了温度为400~650℃、机械应变幅为±0.6%和同相位条件下GH4169合金的断口形貌。从图7a可见，疲劳裂纹始于试件的表面，可能是表面加工纹路引起的。图7b给出了裂纹扩展区的局部图片，可见疲劳辉纹较浅，疲劳特征不明显。在瞬断区(图7c)能观察到明显的韧窝，表明试件在疲劳后期是塑性断裂。

图8给出了温度为400~650℃、机械应变幅为±0.6%和反相位条件下GH4169合金的断口形貌。在图8a中，可见裂纹的起裂和扩展留下的放射状线条。在图8b的扩展区域，可观察到明显的疲劳辉纹。在图8c的瞬断区，可见断口有大量韧窝，表明是塑性断裂。

(1) 在热机械条件下，GH4169合金在不同温度半周力学性能不同，使其稳定迟滞回线明显不对称。在热机械疲劳条件下，平均应力总是指向低温半周。材料在较大应变幅(0.8%)条件下出现循环松弛现象。

(2) GH4169合金在高温半周先循环软化后循环稳定，在低温半周始终趋于循环稳定。温度对其应力特性的影响较为明显，高温半周更容易出现软化。应变速率也影响其应力响应特性，在中应变速率时应力响应相对平稳，较高或较低应变速率时应力响应行为比较强烈。

(3) 温度区间、周期、相位、机械应变幅等因素都影响GH4169的寿命，其同相位的疲劳寿命比反相位时低，其中温度区间和应变幅对寿命的影响最大。随着机械应变和周期的减小，热机械疲劳寿命延长。