GH864合金组织特征对裂纹扩展速率的影响

D0I:10.13374.issn1001-053x.2011.12.011 第33卷第12期 北京科技大学学报 Vol.33 No.12 2011年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.2011 GH864合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 姚志浩✉ 董建新张麦仓 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 区通信作者，E-mail:zhihao-yao@163.com 摘要利用光学显微镜、场发射扫描电镜等手段，研究了GH864合金三种轧制态组织经热处理后的演变过程，分析了热处 理后不同组织对室温冲击韧性及高温650℃裂纹扩展速率的影响.结果表明，GH864合金由初始轧制态组织经标准热处理后 (1020℃，4h/空冷→845℃，4h/空冷→760℃，16h/空冷)获得的晶粒组织，其晶粒组织演变具有明显的一致性，而合金的晶界 碳化物分布及基体y强化相没有明显差别，其分布状态及尺寸大小基本一致.热处理后的晶粒尺寸越大，抗裂纹扩展能力越 好，合金的室温冲击韧性越低：热处理后形成的项链状组织，对合金冲击韧性及裂纹扩展速率有较好的影响. 关键词高温合金；镍基合金：组织转变：析出相：裂纹扩展 分类号TG132.32 Effect of microstructure characteristics on the fatigue crack propagation rate of GH864 alloy YA0 Zhi-hao☒，DONG Jian--in,ZHANG Mai-eang School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:Zhihao-yao@163.com ABSTRACT The evolution of three different initial microstructures of GH864 alloy after heat treatment was studied by optical micros- copy (OM)and field emission scanning electron microscopy (FESEM).The impact toughness at room temperature and crack propaga- tion rate at 650 C were analyzed after heat treatment.The results indicate that the grain microstructural evolution of GH864 alloy is he- reditary between initial forging state and heat treatment state after I020℃，4h/air cooling+84s℃，4h/air cooling→760℃，l6h/air cooling,while carbides in grain boundaries and y'phases are not significantly different.The larger the grain size,the better crack propagation behavior the alloy has,and the worse the impact toughness is.It is highlighting that the necklace microstructure has a bet- ter effect to improve the impact toughness and crack propagation behavior of GH864 alloy. KEY WORDS superalloys:nickel base alloys:microstructural evolution:precipitates:crack propagation GH864合金是中国在美国Waspaloy合金基础 看，材料的蠕变疲劳是造成工程材料失效的主要原 上研制的镍基高温合金.该合金具有良好的强韧化 因；其次，运行部件的疲劳寿命取决于裂纹的起始和 匹配，在760℃以下具有高的拉伸和持久强度，在 扩展行为.所以，GH864合金部件的寿命预测及损 870℃以下具有良好的抗氧化性能，目前广泛装备 伤评估，必须关注材料的裂纹扩展特征及其塑性 于航空航天、石油化工等领域的设备上以及各种热 特点. 端部件.大量装备于石油炼化行业的烟气轮机 目前，在涡轮盘及叶片锻造过程中，较为困难的 涡轮盘及叶片上的GH864合金，经受了运行考验， 是如何使合金强度和韧性达到最佳匹配，即如何匹 获得了较好的使用效果因.由于涡轮盘及叶片运行 配好合金组织内粗细晶粒的各种关系.一般大晶粒 环境处于高温高应力状态，所以其疲劳蠕变性能及 限制晶界的高温滑移，从而有利于合金的蠕变性能； 合金塑性越来越受到重视.从以往失效分析的结果 而小晶粒对提高合金强度则更为有利，可以获得较 收稿日期：20110403 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51071017)

第 33 卷 第 12 期 2011 年 12 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 12 Dec． 2011 GH864 合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 姚志浩 董建新 张麦仓 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: zhihao-yao@ 163． com 摘 要 利用光学显微镜、场发射扫描电镜等手段，研究了 GH864 合金三种轧制态组织经热处理后的演变过程，分析了热处 理后不同组织对室温冲击韧性及高温 650 ℃裂纹扩展速率的影响． 结果表明，GH864 合金由初始轧制态组织经标准热处理后 ( 1 020 ℃，4 h /空冷→845 ℃，4 h /空冷→760 ℃，16 h /空冷) 获得的晶粒组织，其晶粒组织演变具有明显的一致性，而合金的晶界 碳化物分布及基体 γ'强化相没有明显差别，其分布状态及尺寸大小基本一致． 热处理后的晶粒尺寸越大，抗裂纹扩展能力越 好，合金的室温冲击韧性越低; 热处理后形成的项链状组织，对合金冲击韧性及裂纹扩展速率有较好的影响． 关键词 高温合金; 镍基合金; 组织转变; 析出相; 裂纹扩展 分类号 TG132. 3 + 2 Effect of microstructure characteristics on the fatigue crack propagation rate of GH864 alloy YAO Zhi-hao ，DONG Jian-xin，ZHANG Mai-cang School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: Zhihao-yao@ 163． com ABSTRACT The evolution of three different initial microstructures of GH864 alloy after heat treatment was studied by optical micros￾copy ( OM) and field emission scanning electron microscopy ( FESEM) ． The impact toughness at room temperature and crack propaga￾tion rate at 650 ℃ were analyzed after heat treatment． The results indicate that the grain microstructural evolution of GH864 alloy is he￾reditary between initial forging state and heat treatment state after 1 020 ℃，4 h /air cooling→845 ℃，4 h /air cooling→760 ℃，16 h /air cooling，while carbides in grain boundaries and γ' phases are not significantly different． The larger the grain size，the better crack propagation behavior the alloy has，and the worse the impact toughness is． It is highlighting that the necklace microstructure has a bet￾ter effect to improve the impact toughness and crack propagation behavior of GH864 alloy． KEY WORDS superalloys; nickel base alloys; microstructural evolution; precipitates; crack propagation 收稿日期: 2011--04--03 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51071017) GH864 合金是中国在美国 Waspaloy 合金基础 上研制的镍基高温合金． 该合金具有良好的强韧化 匹配，在 760 ℃ 以下具有高的拉伸和持久强度，在 870 ℃以下具有良好的抗氧化性能，目前广泛装备 于航空航天、石油化工等领域的设备上以及各种热 端部件［1--5］． 大量装备于石油炼化行业的烟气轮机 涡轮盘及叶片上的 GH864 合金，经受了运行考验， 获得了较好的使用效果［6］． 由于涡轮盘及叶片运行 环境处于高温高应力状态，所以其疲劳蠕变性能及 合金塑性越来越受到重视． 从以往失效分析的结果 看，材料的蠕变疲劳是造成工程材料失效的主要原 因; 其次，运行部件的疲劳寿命取决于裂纹的起始和 扩展行为． 所以，GH864 合金部件的寿命预测及损 伤评估，必须关注材料的裂纹扩展特征及其塑性 特点． 目前，在涡轮盘及叶片锻造过程中，较为困难的 是如何使合金强度和韧性达到最佳匹配，即如何匹 配好合金组织内粗细晶粒的各种关系． 一般大晶粒 限制晶界的高温滑移，从而有利于合金的蠕变性能; 而小晶粒对提高合金强度则更为有利，可以获得较 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.12.011

·1502· 北京科技大学学报 第33卷 好的低周疲劳性能.在涡轮盘及叶片运行过程中， 粒组织对冲击韧性及裂纹扩展速率的有益作用，为 影响合金裂纹扩展的重要参数主要有两方面： GH864合金设计应用提供一定实验基础. 本质原因有合金化学成分、治金质量、热处理条件、 显微组织及弹塑性行为等：力学方面原因有裂纹的 1实验材料与方法 几何形状、载荷大小以及应力加载速率等。此外，物 本实验合金均来自于商用GH864合金轧制棒 理化学因素对裂纹扩展性能影响也很大，如环境条 料，采用真空感应+真空自耗(VIM+VAR)双联工 件、裂纹尖端周围的环境温度及环境成分.同时，对 艺冶炼而成，其化学成分如表1所示.三种不同初 于给定的合金来说其热加工原始组织状态的差异， 始轧态原始组织如图1所示.由图1可以看出：图1 很有可能造成合金使用性能的较大差异. (a)和图1(b)是经形变再结晶充分的等轴晶组织， 本文研究了商用GH864合金棒材三种原始组 依次呈现晶粒尺寸减小的趋势；而图1(c)棒材组 织特征状态，并将原始合金棒材经过标准热处理，比 织，则是由大量未完全再结晶的大晶粒和细小的再 较了热处理后合金与原始轧制态组织演化，通过设 结晶晶粒组成的混晶组织. 计冲击断裂韧性实验及650℃高温裂纹扩展实验， 表1GH864合金化学成分（质量分数） 运用光学显微镜(OM),场发射扫描电子显微镜 Table 1 Chemical composition of GH864 alloy % (FESEM)及图像处理软件mage Tool等工具，对 C Cr Mo Co Ti Al B Zr Ni GH864合金显微组织进行了分析与评价，研究了不 0.03619.214.2913.233.121.440.0080.06Bal 同热处理态组织对合金性能的影响，发现项链状晶 b) (c) 100m 100m 100m 图1三种初始轧态GH864合金品粒组织.(a)粗品组织：(b)细晶组织：(c)混品组织 Fig.1 Three different initial microstructures of GH864 alloy:(a)coarse grain structure:(b)fine grain structure:(c)mixed grain structure 将三种不同初始轧制状态的试样，在高温箱式 (Charpy)冲击试样GB229一84标准执行U型缺口 电阻炉内进行标准热处理：1020℃，4h/空冷→845 标准样. ℃，4h/空冷→760℃，16h/空冷，然后用线切割加工 线切割 6±0.1（二孔） 试样.裂纹扩展试样按JB/T8189一1999并参照 ASTM标准E647-81制成标准紧凑拉伸试样(CT) 试样.对于CT试样，循环应力强度因子范围（△K) 有标准解，CT试样的循环应力强度因子为 ) (1) “0 10±0.1 10±0.1 f(0）=29.6(a/mh-l85.5(a/W)n+ 4一200.1 655.7(a/W)5n-1017(a/W0)n+638.9(a/W)92 25±0.1 (2) 图2CT裂纹扩展速率标准试样（单位：mm) 式中，a为初始裂纹长度，△P为实验所用最大载荷 Fig.2 Compact tension specimen of crack propagation test (unit mm) 与最小载荷之差，W为试样的宽度，B为试样的厚 度.实验前用钼丝切割出缺口，试样形状如图2所 为了接近合金实际的工作条件，裂纹扩展速率 示.对于室温冲击性能的测定，则根据金属夏比 实验温度为650℃，并采用恒幅载荷法，波形如图3

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 好的低周疲劳性能． 在涡轮盘及叶片运行过程中， 影响合金裂纹扩展的重要参数主要有两方面［7--8］: 本质原因有合金化学成分、冶金质量、热处理条件、 显微组织及弹塑性行为等; 力学方面原因有裂纹的 几何形状、载荷大小以及应力加载速率等． 此外，物 理化学因素对裂纹扩展性能影响也很大，如环境条 件、裂纹尖端周围的环境温度及环境成分． 同时，对 于给定的合金来说其热加工原始组织状态的差异， 很有可能造成合金使用性能的较大差异． 本文研究了商用 GH864 合金棒材三种原始组 织特征状态，并将原始合金棒材经过标准热处理，比 较了热处理后合金与原始轧制态组织演化，通过设 计冲击断裂韧性实验及 650 ℃ 高温裂纹扩展实验， 运用光学显微镜 ( OM) ，场发射扫描电子显微镜 ( FESEM) 及图像处理软件 Image Tool 等工具，对 GH864 合金显微组织进行了分析与评价，研究了不 同热处理态组织对合金性能的影响，发现项链状晶 粒组织对冲击韧性及裂纹扩展速率的有益作用，为 GH864 合金设计应用提供一定实验基础． 1 实验材料与方法 本实验合金均来自于商用 GH864 合金轧制棒 料，采用真空感应 + 真空自耗( VIM + VAR) 双联工 艺冶炼而成，其化学成分如表 1 所示． 三种不同初 始轧态原始组织如图 1 所示． 由图 1 可以看出: 图 1 ( a) 和图 1( b) 是经形变再结晶充分的等轴晶组织， 依次呈现晶粒尺寸减小的趋势; 而图 1 ( c) 棒材组 织，则是由大量未完全再结晶的大晶粒和细小的再 结晶晶粒组成的混晶组织． 表 1 GH864 合金化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of GH864 alloy % C Cr Mo Co Ti Al B Zr Ni 0. 036 19. 21 4. 29 13. 23 3. 12 1. 44 0. 008 0. 06 Bal. 图 1 三种初始轧态 GH864 合金晶粒组织． ( a) 粗晶组织; ( b) 细晶组织; ( c) 混晶组织 Fig． 1 Three different initial microstructures of GH864 alloy: ( a) coarse grain structure; ( b) fine grain structure; ( c) mixed grain structure 将三种不同初始轧制状态的试样，在高温箱式 电阻炉内进行标准热处理: 1 020 ℃，4 h /空冷→ 845 ℃，4 h /空冷→760 ℃，16 h /空冷，然后用线切割加工 试样． 裂纹扩展试样按 JB /T8189—1999 并 参 照 ASTM 标准 E647--81 制成标准紧凑拉伸试样( CT) 试样． 对于 CT 试样，循环应力强度因子范围( ΔK) 有标准解，CT 试样的循环应力强度因子为 ΔK = ΔP BW1 /2 ( f a ) W ( 1) ( f a ) W = 29. 6 ( a /W) 1 /2 － 185. 5 ( a /W) 3 /2 + 655. 7 ( a /W) 5 /2 － 1 017 ( a /W) 7 /2 + 638. 9 ( a /W) 9 /2 ( 2) 式中，a 为初始裂纹长度，ΔP 为实验所用最大载荷 与最小载荷之差，W 为试样的宽度，B 为试样的厚 度． 实验前用钼丝切割出缺口，试样形状如图 2 所 示． 对于室温冲击性能的测定，则根据金属夏比 ( Charpy) 冲击试样 GB229—84 标准执行 U 型缺口 标准样． 图 2 CT 裂纹扩展速率标准试样( 单位: mm) Fig． 2 Compact tension specimen of crack propagation test ( unit: mm) 为了接近合金实际的工作条件，裂纹扩展速率 实验温度为 650 ℃，并采用恒幅载荷法，波形如图 3 ·1502·

第12期 姚志浩等：GH864合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 ·1503· 所示.实验用高温环境试验机自带电炉加热和保 明显.并且可以看出图4(a)中初始轧态组织经过 温，控温精度为±1℃，通过直流电位(DC)法测量 热处理后晶粒明显发生长大：而图4()由再结晶不 裂纹长度.试样电位变化△V与裂纹长度变化△a 充分的混晶组织演变而来，其经过标准热处理后倾 之间关系的确定：采用在同一块试样上线切割的方 向于项链状组织，这主要是由于热变形过程再结晶 法，获得多组不同裂纹长度，并测定其对应的长度在 不充分以及标准热处理的固溶温度较低造成的回 实验温度下的电位，最终得出该合金在实验温度下 对比图1和图4发现，初始状态为图1(a)和图 裂纹长度变化与相应电位变化之间的线性关系 1(b)两种合金晶粒尺寸，经过热处理后基本长大至 (△a-AV曲线).对于GH864合金得到关系式为m 原始的1.25倍.从长大速率来看，合金晶粒长大具 △a=5.927△V 有明显的一致性，因此图4(a)和图4(b)基本保持 了图1(a)和图1(b)相对的粗晶和细晶态的组织. 同时，从图4（©）也可发现，合金的组织也与原始组 织具有一定的一致现象，通过热处理过程中的静态 再结晶及晶粒长大后，晶粒由再结晶不充分的混晶 组织，转变为项链状的混晶组织 时间/s 2.2热处理后合金强化相分布特征 图3恒幅载荷的载荷谱 图5为GH864合金的y强化相形貌特征.从 Fig.3 Load chart of constant load 图5可以看出GH864合金中y强化相基本呈现大、 合金晶粒度通过金相光学显微镜分析观察，其 小（实质为一次及二次y相）两种状态的y强化相： 化学浸蚀剂为纯盐酸+少量铬酐（其中铬酐主要用 大y相约200nm,零星的分布于基体上；而小y相 作催化剂)，浸蚀时间3~5s.合金y强化相和晶界 直径约40nm,弥散分布于基体中，相比大y相其数 碳化物(MC,M:C6),通过场发射扫描电子显微镜观 量上占据绝对优势. 察，用20%硫酸+80%甲醇溶液电解抛光，然后用 图6为标准热处理后GH864合金晶界形貌. 150mL磷酸+10mL硫酸+15g铬酐溶液电解侵 从图6可以看出，三种组织状态下的晶界均呈现断 蚀，直流电压5V,侵入5s左右.利用mage Tool、 续分布状态，这主要由于标准热处理时固溶温度较 Photoshop等软件对合金热处理后的组织进行统计 低所致.由于Y强化相的阻碍作用使得碳化物扩散 分析. 较慢，不能在晶界达到饱和 2实验结果与分析 对比GH864合金y强化相及晶界形貌可以看 出，经过相同1020℃固溶处理及时效的合金试样， 2.1热处理态后合金晶粒特征 其碳化物及晶内的强化相y差别不大.利用Ther- 三种不同初始轧制态组织的合金经过标准热处 mal-Calc热力学软件计算该GH864合金化学成分 理后的显微组织状态（分别定义为A、B和C三种状 对应下的平衡相图，得出该合金Y相的初始析出温 态)如图4所示.由图4(a)和4(b)可知，经过热处 度为1040℃.因此，标准热处理第一段热处理的固 理后组织(A和B态)变得越加均匀，等轴情况更加 溶温度(1020℃)低于强化相析出温度，合金中仍然 (a) (c) 100m 100m 100m 图4GH864合金的热处理后品粒度.(a)粗品粒组织A:(b)细小品粒组织B:(c)混合项链品粒组织C Fig.4 Grain distribution of GH864 alloy after standard heat treatment:(a)coarse grain structure named A:(b)fine grain structure named B:(c) mixed grain structure named C

第 12 期 姚志浩等: GH864 合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 所示． 实验用高温环境试验机自带电炉加热和保 温，控温精度为 ± 1 ℃，通过直流电位( DC) 法测量 裂纹长度． 试样电位变化 ΔV 与裂纹长度变化 Δa 之间关系的确定: 采用在同一块试样上线切割的方 法，获得多组不同裂纹长度，并测定其对应的长度在 实验温度下的电位，最终得出该合金在实验温度下 裂纹长度变化与相应电位变化之间的线性关系 ( Δa--ΔV 曲线) ． 对于 GH864 合金得到关系式为［7］ Δa = 5. 927ΔV． 图 3 恒幅载荷的载荷谱 Fig． 3 Load chart of constant load 合金晶粒度通过金相光学显微镜分析观察，其 化学浸蚀剂为纯盐酸 + 少量铬酐( 其中铬酐主要用 作催化剂) ，浸蚀时间 3 ～ 5 s． 合金!'强化相和晶界 碳化物( MC，M23C6 ) ，通过场发射扫描电子显微镜观 察，用 20% 硫酸 + 80% 甲醇溶液电解抛光，然后用 150 mL 磷酸 + 10 mL 硫酸 + 15 g 铬酐溶液电解侵 蚀，直流电压 5 V，侵入 5 s 左右． 利用 Image Tool、 Photoshop 等软件对合金热处理后的组织进行统计 分析． 图 4 GH864 合金的热处理后晶粒度 . ( a) 粗晶粒组织 A; ( b) 细小晶粒组织 B; ( c) 混合项链晶粒组织 C Fig． 4 Grain distribution of GH864 alloy after standard heat treatment: ( a) coarse grain structure named A; ( b) fine grain structure named B; ( c) mixed grain structure named C 2 实验结果与分析 2. 1 热处理态后合金晶粒特征 三种不同初始轧制态组织的合金经过标准热处 理后的显微组织状态( 分别定义为 A、B 和 C 三种状 态) 如图 4 所示． 由图 4( a) 和 4( b) 可知，经过热处 理后组织( A 和 B 态) 变得越加均匀，等轴情况更加 明显． 并且可以看出图 4( a) 中初始轧态组织经过 热处理后晶粒明显发生长大; 而图 4( c) 由再结晶不 充分的混晶组织演变而来，其经过标准热处理后倾 向于项链状组织，这主要是由于热变形过程再结晶 不充分以及标准热处理的固溶温度较低造成的［9］． 对比图 1 和图 4 发现，初始状态为图 1( a) 和图 1( b) 两种合金晶粒尺寸，经过热处理后基本长大至 原始的 1. 25 倍． 从长大速率来看，合金晶粒长大具 有明显的一致性，因此图 4( a) 和图 4( b) 基本保持 了图 1( a) 和图 1( b) 相对的粗晶和细晶态的组织． 同时，从图 4( c) 也可发现，合金的组织也与原始组 织具有一定的一致现象，通过热处理过程中的静态 再结晶及晶粒长大后，晶粒由再结晶不充分的混晶 组织，转变为项链状的混晶组织． 2. 2 热处理后合金强化相分布特征 图 5 为 GH864 合金的 γ'强化相形貌特征． 从 图 5 可以看出 GH864 合金中 γ'强化相基本呈现大、 小( 实质为一次及二次 γ'相) 两种状态的 γ'强化相: 大 γ'相约 200 nm，零星的分布于基体上; 而小 γ'相 直径约 40 nm，弥散分布于基体中，相比大 γ'相其数 量上占据绝对优势． 图 6 为标准热处理后 GH864 合金晶界形貌． 从图 6 可以看出，三种组织状态下的晶界均呈现断 续分布状态，这主要由于标准热处理时固溶温度较 低所致． 由于 γ'强化相的阻碍作用使得碳化物扩散 较慢，不能在晶界达到饱和． 对比 GH864 合金 γ'强化相及晶界形貌可以看 出，经过相同 1 020 ℃ 固溶处理及时效的合金试样， 其碳化物及晶内的强化相 γ'差别不大． 利用 Ther￾mal-Calc 热力学软件计算该 GH864 合金化学成分 对应下的平衡相图，得出该合金 γ'相的初始析出温 度为 1 040 ℃ ． 因此，标准热处理第一段热处理的固 溶温度( 1 020 ℃ ) 低于强化相析出温度，合金中仍然 ·1503·

·1504· 北京科技大学学报 第33卷 b 200nm 200nm 200nm 图5GH864合金的Y相形貌.(a)A组织中y相形貌：(b)B组织中y相形貌：(c)C组织中y相形貌 Fig.5 y'morphology of GH864 alloy after standard heat treatment:(a)ymorphology for A:(b)y'morphology for B:(c)ymorphology for C (b) I um I um 图6三种合金组织品界组织形貌.(a)A组织晶界形貌：(b)B组织品界形貌：(c)C组织品界形貌 Fig.6 SEM microstructures of grain boundaries for GH864 alloy after standard heat treatment:(a)grain boundary morphology for A:(b)grain boundary morphology for B:(c)grain boundary morphology for C 会保留有大量轧制时残留的一次大y相，如图5所 击韧性，同时项链状晶粒虽然属于混晶范畴，但是其 示.碳化物MC和MCs所占比例最小，晶界上主要 冲击韧性也保持着较高水平 的碳化物为MC6,其高温可能涉及反应过程MC+ 室温冲击韧性断口如图7所示.试样A组织断 y→MaC。+Y.温度是促进MC碳化物分解的重要 口形貌明显呈现“冰糖”结构，呈脆性断口，致使冲 因素：在800℃以下，即使是经过数千小时的长期热 击韧性仅为19J:相比试样B组织断口，呈现出明显的 暴露，MC的分解也甚微；但在900℃以上长时保温， 韧性“韧窝”断口.同时发现，具有项链状组织分布的 MC分解迅速；1000~1100℃范围时，MC碳化物分 合金冲击断口形貌，有明显的脆性断裂特征及韧性断 解最剧烈 裂痕迹.主要是由于晶粒之间的大小匹配造成的.断 裂类型取决于裂纹扩展过程中所消耗的断裂功，消耗 3讨论 的功大，则断裂表现为韧性的，反之为脆性断裂 3.1组织对冲击性能的影响 由热处理后晶粒尺寸分析可知：晶粒越小，室温 经过热处理后的三种合金组织中，A粗晶组织 冲击韧性越好.试样C组织呈现项链状组织，由于 的室温冲击韧性A.为19J,B细晶组织51J,而项链 小晶粒在大晶粒周围的聚集作用，致使合金冲击韧 状的C组织则达到了36J.由此可知，粗晶粒合金 性不至于过低.由以上结果可知，GH864合金冲击 冲击韧性较低而较细的晶粒尺寸可以获得更好的冲 韧性一般合金晶粒尺寸越大，则合金冲击韧性越低， a b 100μm 100山m 100 um 图7三种组织的冲击断口形貌.(a)A组织断口形貌：(b)B组织断口形貌：()C组织断口形貌 Fig.7 Fractographic fractures of GH864 alloy:(a)fractographic fracture for A:(b)fractographic fracture for B:(c)fractographic fracture for C

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 5 GH864 合金的 γ'相形貌． ( a) A 组织中 γ'相形貌; ( b) B 组织中 γ'相形貌; ( c) C 组织中 γ'相形貌 Fig． 5 γ' morphology of GH864 alloy after standard heat treatment: ( a) γ' morphology for A; ( b) γ' morphology for B; ( c) γ' morphology for C 图 6 三种合金组织晶界组织形貌． ( a) A 组织晶界形貌; ( b) B 组织晶界形貌; ( c) C 组织晶界形貌 Fig． 6 SEM microstructures of grain boundaries for GH864 alloy after standard heat treatment: ( a) grain boundary morphology for A; ( b) grain boundary morphology for B; ( c) grain boundary morphology for C 会保留有大量轧制时残留的一次大 γ'相，如图 5 所 示． 碳化物 MC 和 M23C6所占比例最小，晶界上主要 的碳化物为 M23C6，其高温可能涉及反应过程 MC + γ→M23C6 + γ'． 温度是促进 MC 碳化物分解的重要 因素: 在 800 ℃以下，即使是经过数千小时的长期热 暴露，MC 的分解也甚微; 但在 900 ℃以上长时保温， MC 分解迅速; 1 000 ～ 1 100 ℃ 范围时，MC 碳化物分 解最剧烈［9］． 图 7 三种组织的冲击断口形貌 . ( a) A 组织断口形貌; ( b) B 组织断口形貌; ( c) C 组织断口形貌 Fig． 7 Fractographic fractures of GH864 alloy: ( a) fractographic fracture for A; ( b) fractographic fracture for B; ( c) fractographic fracture for C 3 讨论 3. 1 组织对冲击性能的影响 经过热处理后的三种合金组织中，A 粗晶组织 的室温冲击韧性 Aku为 19 J，B 细晶组织 51 J，而项链 状的 C 组织则达到了 36 J． 由此可知，粗晶粒合金 冲击韧性较低而较细的晶粒尺寸可以获得更好的冲 击韧性，同时项链状晶粒虽然属于混晶范畴，但是其 冲击韧性也保持着较高水平． 室温冲击韧性断口如图 7 所示． 试样 A 组织断 口形貌明显呈现“冰糖”结构，呈脆性断口，致使冲 击韧性仅为19 J; 相比试样 B 组织断口，呈现出明显的 韧性“韧窝”断口． 同时发现，具有项链状组织分布的 合金冲击断口形貌，有明显的脆性断裂特征及韧性断 裂痕迹． 主要是由于晶粒之间的大小匹配造成的． 断 裂类型取决于裂纹扩展过程中所消耗的断裂功，消耗 的功大，则断裂表现为韧性的，反之为脆性断裂． 由热处理后晶粒尺寸分析可知: 晶粒越小，室温 冲击韧性越好． 试样 C 组织呈现项链状组织，由于 小晶粒在大晶粒周围的聚集作用，致使合金冲击韧 性不至于过低． 由以上结果可知，GH864 合金冲击 韧性一般合金晶粒尺寸越大，则合金冲击韧性越低， ·1504·

第12期 姚志浩等：GH864合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 ·1505· 此规律不适于混晶及项链状组织特征 快速断裂失稳.由图8(a)也可以发现，C组织虽然 3.2组织对裂纹扩展速率的影响 为混晶项链状组织，但其裂纹扩展速率在初期就表 图8(a)为三种合金组织的裂纹扩展速率曲线. 现出相对较低的水平，随着△K的增加，合金裂纹扩 可以看出，在蠕变疲劳实验过程中，合金基本经历了 展速率增长缓慢，当△K在65~72MPam2时合金 疲劳裂纹的萌生阶段、初始加速扩展阶段、平稳扩展 裂纹几乎保持不变，之后裂纹扩展速率迅速增加，合 阶段及瞬断加速阶段.具有A组织的合金裂纹扩展 金最终断裂 速率在应力强度因子△K<45.6MPa·m时，裂纹 三种GH864合金组织状态下疲劳裂纹扩展长 扩展速率相对较快，而当应力强度因子△K进一步 度与应力循环周次a/N曲线如图8(b)所示，而裂 增加时，该合金裂纹扩展速率始终保持了较慢的增 纹扩展速度da/dW值则可通过a/W曲线的斜率中 长速率，当该合金在即将断裂之前稍有裂纹扩展速 获得.由图8(b)中明显看出，A型大晶粒组织及C 率加速.根据式(1)、式(2)可知，△K随着裂纹长度 型项链状组织的合金断裂周次明显高于B型细小 a的增加而逐渐增加.而B合金组织随着△K的增 品粒组织的断裂周次，A和C组织断裂时间分别达 加，裂纹扩展速率在初期保持了较快的裂纹扩展速 到了114h和146h(对应A、C断裂周次为3364周 率，随着裂纹的延伸，合金裂纹扩展速率经历较短的 和4311周).从而可以看出，该合金晶粒尺寸粗大， 稳定期迅速转变为快速攀升期，裂纹急剧扩展，试样 则有利于提高合金的抗裂纹蠕变疲劳扩展能力· 15 (a) b 项链状组织 14 100 % 13 项链状组织 10 12 11 10▣4 40 5060708090100 0 1000 2000300040005000 应力强度因子MPam防 N周 图8裂纹扩展速率及断裂周次数据.()裂纹扩展速率与应力强度因子：(b)合金裂纹扩展长度与疲劳周次的关系 Fig.8 Crack growth rate data:(a)crack growth rate vs.AK for the sample at 650C:(b)relations between crack growth size and fatigue cyeles 3.3裂纹扩展过程分析 通过图9可以把合金的整个疲劳断裂过程分 为了进一步分析GH864合金疲劳行为，对得到 为前期的孕育、初期裂纹的萌生、中期裂纹的扩展 的da/dN-△K和a-V曲线的数据进行处理，得到了 以及末期裂纹的瞬断四个阶段.在整个疲芳断裂 a-gV:/W曲线(N为任意循环周次，N为断裂周 过程中，把孕育阶段的周次占整个断裂周次的比 次)、da/dN-a曲线以及da/dN-V曲线，如图9(a)、 率定义为孕育比率P。、裂纹萌生周次占整个断裂 (b)和(c)所示. 周次比率定义为萌生比率P,扩展周次占整个断 5回 0.045 0.045 (b) 目14 项链状组织C 0.040 0.040 0.035 0.035 13 0.030 0.030 0.025 0.025 B 12 萌生区向稳态 0.020 稳态扩展向失 萌生区向稳态 0.020 稳扩展转变点 扩展转变点 扩展转变点 0.015 0.015 11 0.010 0.010 0.005 0.005 10F 0 项链状组织 项链状组织 0.01 01 10 111213 14 0500 1500250035004500 lg N IN 裂纹扩展长度，almm N/周 图9裂纹扩展速率曲线变化分析.()裂纹扩展长度与循环周次比率的对数关系：(b)裂纹扩展速率与裂纹扩展长度关系：（©）裂纹扩展 速率与循环周次关系 Fig.9 Crack propagation curves:(a)crack propagation length-gN/N:(b)da/dN (c)da/dN-V

第 12 期 姚志浩等: GH864 合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 此规律不适于混晶及项链状组织特征． 3. 2 组织对裂纹扩展速率的影响 图 8( a) 为三种合金组织的裂纹扩展速率曲线． 可以看出，在蠕变疲劳实验过程中，合金基本经历了 疲劳裂纹的萌生阶段、初始加速扩展阶段、平稳扩展 阶段及瞬断加速阶段． 具有 A 组织的合金裂纹扩展 速率在应力强度因子 ΔK ＜ 45. 6 MPa·m1 /2 时，裂纹 扩展速率相对较快，而当应力强度因子 ΔK 进一步 增加时，该合金裂纹扩展速率始终保持了较慢的增 长速率，当该合金在即将断裂之前稍有裂纹扩展速 率加速． 根据式( 1) 、式( 2) 可知，ΔK 随着裂纹长度 a 的增加而逐渐增加． 而 B 合金组织随着 ΔK 的增 加，裂纹扩展速率在初期保持了较快的裂纹扩展速 率，随着裂纹的延伸，合金裂纹扩展速率经历较短的 稳定期迅速转变为快速攀升期，裂纹急剧扩展，试样 快速断裂失稳． 由图 8( a) 也可以发现，C 组织虽然 为混晶项链状组织，但其裂纹扩展速率在初期就表 现出相对较低的水平，随着 ΔK 的增加，合金裂纹扩 展速率增长缓慢，当 ΔK 在 65 ～ 72 MPa·m1 /2 时合金 裂纹几乎保持不变，之后裂纹扩展速率迅速增加，合 金最终断裂． 三种 GH864 合金组织状态下疲劳裂纹扩展长 度与应力循环周次 a /N 曲线如图 8( b) 所示，而裂 纹扩展速度 da /dN 值则可通过 a /N 曲线的斜率中 获得． 由图 8( b) 中明显看出，A 型大晶粒组织及 C 型项链状组织的合金断裂周次明显高于 B 型细小 晶粒组织的断裂周次，A 和 C 组织断裂时间分别达 到了 114 h 和 146 h ( 对应 A、C 断裂周次为 3 364 周 和 4 311 周) ． 从而可以看出，该合金晶粒尺寸粗大， 则有利于提高合金的抗裂纹蠕变疲劳扩展能力． 图 8 裂纹扩展速率及断裂周次数据 . ( a) 裂纹扩展速率与应力强度因子; ( b) 合金裂纹扩展长度与疲劳周次的关系 Fig． 8 Crack growth rate data: ( a) crack growth rate vs． ΔK for the sample at 650 ℃ ; ( b) relations between crack growth size and fatigue cycles 图 9 裂纹扩展速率曲线变化分析 . ( a) 裂纹扩展长度与循环周次比率的对数关系; ( b) 裂纹扩展速率与裂纹扩展长度关系; ( c) 裂纹扩展 速率与循环周次关系 Fig． 9 Crack propagation curves: ( a) crack propagation length-lgNi /Nf ; ( b) da /dN-a; ( c) da /dN-N 3. 3 裂纹扩展过程分析 为了进一步分析 GH864 合金疲劳行为，对得到 的 da /dN--ΔK 和 a--N 曲线的数据进行处理，得到了 a--lgNi /Nf 曲 线( Ni 为任意循环周次，Nf 为 断 裂 周 次) 、da /dN--a 曲线以及 da /dN--N 曲线，如图 9( a) 、 ( b) 和( c) 所示． 通过图 9 可以把合金的整个疲劳断裂过程分 为前期的孕育、初期裂纹的萌生、中期裂纹的扩展 以及末期裂纹的瞬断四个阶段． 在整个疲劳断裂 过程中，把孕育阶段的周次占整个断裂周次的比 率定义为孕育比率 P0、裂纹萌生周次占整个断裂 周次比率定义为萌生比率 Pci，扩展周次占整个断 ·1505·

·1506· 北京科技大学学报 第33卷 裂周次的比率定义为扩展比率P,失稳瞬断周次 抗裂纹扩展的水平越高.根据疲劳损伤机理，材料 占整个断裂周次的比率定义为瞬断比率P·其中 的疲劳过程实质上是一个损伤逐步累积的过程. P值越大，说明材料裂纹萌生占断裂周次的比例 实际生产中期望前三个阶段尽量长，比率值尽量 较高，合金的抗裂纹萌生的能力越强；P越大表明 大.对疲劳裂纹断裂过程中各参数进行定义见 材料在有缺陷的情况下仍可以扩展较长的时间， 表2 表2裂纹长度，裂纹周次及疲劳过程比率定义 Table 2 Definition of crack length,fatigue cycles and fatigue process ratio 符号 定义 符号 定义 初始裂纹长度 to 裂纹起裂周次 da 萌生期向稳态扩展期转变点裂纹长度 稳态扩展期向失稳扩展转变点裂纹长度 萌生期向稳态扩展期转变点周次 断裂裂纹长度 d da-do 萌生期裂纹长度 N. 稳态扩展期向失稳扩展转变点周次 a。=a,-aa 扩展期裂纹长度 生 断裂周次 Po =No/N 孕有比率 No 孕有期周次 P=NaIN 萌生比率 N.=N。-No 萌生期周次 Poe =Nee INt 扩展比率 Nee =N.-Nn 扩展期周次 Pa=NaIN 瞬断比率 Na=Ni-N. 瞬断期周次 在整个疲劳过程中的四个阶段，各阶段的对应 命就越长，从而使合金的整体的疲劳寿命得以提高 比率总和是1.其中孕育比率、萌生比率、扩展比率 经过热处理后三种合金组织的裂纹开裂和扩展 以及瞬断比率之间的相互关联作用.P。越大，前期 实验数据，包括疲劳裂纹孕育、萌生、扩展及瞬断阶 孕育的时间就越长；P值越大，表明其抗萌生能力 段的裂纹长度和循环周次如表3所示.表3中可看 越强，随P值降低合金抗裂纹萌生能力降低：P值 出，C项链状组织的合金周次最长为4311周：其次， 越大，表明其抗裂纹扩展能力越高，随P值增加合 具有较大晶粒尺寸的A组织合金断裂周次也较长 金抗裂纹扩展能力增加：P值的大小反应了合金材 从合金的断裂失稳时裂纹扩展长度，来看，具有最 料末期失稳断裂的快慢程度.对不同合金，研究的 大晶粒的A组织裂纹开裂时，其裂纹扩展长度最长 重点是前三个阶段，其中根据具体的设计要求不同， 为14.62mm,而具有项链组织的C合金裂纹长度也 即对裂纹孕育、萌生及裂纹扩展比例的要求也不同： 达到14.03mm.整体分析可知，随着晶粒尺寸的增 P。+Pe+P。值越大且越接近1，则合金的裂纹孕 加，合金的抗失稳能力逐渐增强，同时项链状组织具 育、萌生和扩展寿命在整个疲劳断裂过程中所占的寿 有较好的抗裂纹扩展能力 表3三种不同组织的合金裂纹开裂和扩展的实验数据 Table 3 Crack initiation and fatigue crack propagation data 循环周次/周 裂纹长度/mm 合金组织类型 N N。 N. Na a. ai ar A 26 1838 33251812 1487 39 3364 10 10.3413.950.3403.612 14.62 尔 4 1587 3127 1583 1540 61 3188 10 10.2812.020.2811.739 12.49 C 12 1346 4203 13342857 108 4311 10 10.23 13.290.2343.052 14.03 整个疲劳过程中各阶段的比率分布如图10所 看，可以看出A组织的瞬断裂纹长度最短，而B瞬 示.从不同显微组织特征对各阶段的影响可以看 断期裂纹长度较长，C项链状组织则表现出相对较 出：在三种组织的裂纹扩展中，裂纹孕育期的时间非 短的瞬断裂纹长度.同时在图10中可以看出该项 常短，所占整个断裂的比率几乎可以忽略；而A组 链状组织在三种晶粒组织中具有最长裂纹扩展期， 织的萌生比率明显大于B、C的萌生比率.从整体来 这对于抗疲劳裂纹扩展性是非常重要的.这进一步

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 裂周次的比率定义为扩展比率 Pce，失稳瞬断周次 占整个断裂周次的比率定义为瞬断比率 Pct ． 其中 Pci值越大，说明材料裂纹萌生占断裂周次的比例 较高，合金的抗裂纹萌生的能力越强; Pce越大表明 材料在有缺陷的情况下仍可以扩展较长的时间， 抗裂纹扩展的水平越高． 根据疲劳损伤机理，材料 的疲劳过程实质上是一个损伤逐步累积的过程． 实际生产中期望前三个阶段尽量长，比率值尽量 大． 对疲劳裂纹断裂过程中各参数进行定义见 表 2． 表 2 裂纹长度，裂纹周次及疲劳过程比率定义 Table 2 Definition of crack length，fatigue cycles and fatigue process ratio 符号 定义 符号 定义 a0 初始裂纹长度 N0 裂纹起裂周次 an 萌生期向稳态扩展期转变点裂纹长度 as 稳态扩展期向失稳扩展转变点裂纹长度 Nn 萌生期向稳态扩展期转变点周次 af 断裂裂纹长度 ai = an － a0 萌生期裂纹长度 Ns 稳态扩展期向失稳扩展转变点周次 ae = as － an 扩展期裂纹长度 Nf 断裂周次 P0 = N0 / Nf 孕育比率 N0 孕育期周次 Pci = Nci /Nf 萌生比率 Nci = Nn － N0 萌生期周次 Pce = Nce /Nf 扩展比率 Nce = Ns － Nn 扩展期周次 Pct = Nct /Nf 瞬断比率 Nct = Nf － Ns 瞬断期周次 在整个疲劳过程中的四个阶段，各阶段的对应 比率总和是 1． 其中孕育比率、萌生比率、扩展比率 以及瞬断比率之间的相互关联作用． P0越大，前期 孕育的时间就越长; Pci值越大，表明其抗萌生能力 越强，随 Pci值降低合金抗裂纹萌生能力降低; Pce值 越大，表明其抗裂纹扩展能力越高，随 Pce值增加合 金抗裂纹扩展能力增加; Pct值的大小反应了合金材 料末期失稳断裂的快慢程度． 对不同合金，研究的 重点是前三个阶段，其中根据具体的设计要求不同， 即对裂纹孕育、萌生及裂纹扩展比例的要求也不同; P0 + Pce + Pci 值越大且越接近 1，则合金的裂纹孕 育、萌生和扩展寿命在整个疲劳断裂过程中所占的寿 命就越长，从而使合金的整体的疲劳寿命得以提高． 经过热处理后三种合金组织的裂纹开裂和扩展 实验数据，包括疲劳裂纹孕育、萌生、扩展及瞬断阶 段的裂纹长度和循环周次如表 3 所示． 表 3 中可看 出，C 项链状组织的合金周次最长为 4 311 周; 其次， 具有较大晶粒尺寸的 A 组织合金断裂周次也较长． 从合金的断裂失稳时裂纹扩展长度 af来看，具有最 大晶粒的 A 组织裂纹开裂时，其裂纹扩展长度最长 为 14. 62 mm，而具有项链组织的 C 合金裂纹长度也 达到 14. 03 mm． 整体分析可知，随着晶粒尺寸的增 加，合金的抗失稳能力逐渐增强，同时项链状组织具 有较好的抗裂纹扩展能力． 表 3 三种不同组织的合金裂纹开裂和扩展的实验数据 Table 3 Crack initiation and fatigue crack propagation data 合金组织类型 循环周次/周 裂纹长度/mm No Nn Ns Nci Nce Nct Nf a0 an as ai ae af A 26 1 838 3 325 1 812 1 487 39 3 364 10 10. 34 13. 95 0. 340 3. 612 14. 62 B 4 1 587 3 127 1 583 1 540 61 3 188 10 10. 28 12. 02 0. 281 1. 739 12. 49 C 12 1 346 4 203 1 334 2 857 108 4 311 10 10. 23 13. 29 0. 234 3. 052 14. 03 整个疲劳过程中各阶段的比率分布如图 10 所 示． 从不同显微组织特征对各阶段的影响可以看 出: 在三种组织的裂纹扩展中，裂纹孕育期的时间非 常短，所占整个断裂的比率几乎可以忽略; 而 A 组 织的萌生比率明显大于 B、C 的萌生比率． 从整体来 看，可以看出 A 组织的瞬断裂纹长度最短，而 B 瞬 断期裂纹长度较长，C 项链状组织则表现出相对较 短的瞬断裂纹长度． 同时在图 10 中可以看出该项 链状组织在三种晶粒组织中具有最长裂纹扩展期， 这对于抗疲劳裂纹扩展性是非常重要的． 这进一步 ·1506·

第12期 姚志浩等：GH864合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 ·1507· 说明晶粒粗大对裂纹扩展的有利影响，而混晶则也 (2)GH864合金项链状组织抗裂纹扩展能力 有较好的抗裂纹扩展能力 及冲击韧性介于大晶粒及细小晶粒之间，其裂纹扩 丽毕有期百萌生期 展期较长.晶粒尺寸越大，抵抗裂纹扩展能力越强， 反之则较弱.合金室温冲击韧性则随着晶粒尺寸的 增加逐渐降低. ☑☑☑扩袋期田瞬断期 (3)GH864合金中项链状组织具有较优异的 抗裂纹扩展能力和冲击韧性，可以通过一定形变热 处理工艺将合金组织设计为项链状组织以保证合金 较好的强韧性匹配 参考文献 20 40 60 80 100 [1]Whelchel R L,Kelekanjeri VS K G,Gerhardt R A,et al.Effect 不同阶段所占比重% of aging treatment on the microstructure and resistivity of a nickel- 图10不同组织裂纹扩展过程各个阶段比率 base superalloy.Metall Mater Trans A,2011,42(5):1362 Fig.10 Different periods during crack propagation 2] Chang K M,Liu X B.Effect of y'content on the mechanical be- havior of the WASPALOY alloy system.Mater Sci Eng A,2001, 含有较大晶粒的合金具有较好的高温抗裂纹扩 308(1/2):1 展能力-10.由于在650℃高温裂纹扩展且保载90s B] Semiatin S L,Fagin P N,Glavicic M G,et al.Deformation be- 的实验条件下，合金处于扩散蠕变阶段，GH864合 havior of Waspaloy at hot-working temperatures.Scripta Mater, 2004,50(5):625 金在此温度下的蠕变机制为Nabarro-一Harring蠕变 [4 Yao Z H,Dong J X,Zhang M C,et al.Relationship between mi- 和Coble蠕变形式交互作用，即可用统一的扩散蠕 crostructures and properties for GH864 superalloy.Rare Met Mater 变方程来表示其蠕变速率☒]： Eng,2010,39(9）:1565 Dygn Dgons (姚志浩，董建新，张麦仓，等.GH864合金显微组织与力学 8=EN+8C- dkT nd kT 性能的关联性.稀有金属材料与工程，2010,39(9)：1565) Dyon( [5] Penkalla H J,Wosik J,Czyrska-Filemonowicz A.Quantitative mi- 7(1+m8 (3) Dy crostructural characterisation of Ni-base superalloys.Mater Chem Phy3,2003,81(2/3):417 式中，D为晶内自扩散系数，D。为晶界扩散系数，σ [6] Yao Z H,Hong C M,Dong J X,et al.Failure analysis of gas tur- 为应力，d为晶粒尺寸，k为波尔兹曼常数，T为温 bine rotor blades.Failure Anal Prot,2008,3(4):23 度，2为原子体积，δ为晶界厚度.由式(3)可见，在 (姚志浩，洪成森，董建新，等。烟气轮机动叶片断裂原因分 晶界基本一致的的情况下，合金的晶粒尺寸越大，合 析.失效分析与预防，2008,3(4)：23) 金抗蠕变疲劳性能越好.小晶粒组织的晶界面多， ] Liu X B,Kang B,Chang K M.The effect of hold-time on fatigue 热强性较低，塑性较好；大晶粒区域热强性较好，塑 crack growth behaviors of Waspaloy alloy at elevated temperature. Mater Sci Eng A,2003,340 (1/2)8 性较低. [8]Sadananda K,Vasudevan A K.Analysis of high temperature fa- 在疲劳裂纹扩展断裂过程中，平直晶界对滑移 tigue crack growth behavior.Int J Fatigue,1997,19 (Suppl 1): 和裂纹的扩展有利，而晶界弯折处对裂纹的扩展有 S183 阻碍作用.因而，获得弯折状甚至锯齿状晶界，使晶 9] Mao J,Chang K M,Yang W H,et al.Cooling precipitation and 界滑移和裂纹扩展受阻，可以延长断裂寿命.项链 strengthening study in powder metallurgy superalloy Rene88DT. 状组织拥有更多的弯折晶界，从而表现出优良的抗 Mater Sci Eng A,2002,332(112):318 [10]Osinkolu G A,Onofrio G,Marchinni M.Fatigue crack growth in 裂纹扩展能力. polyerystalline IN 718 superalloy.Mater Sci Eng A,2003,356 (1/2):425 4结论 [11]Liu X B,Xu J,Barbero E,et al.Effect of thermal treatment on (1)GH864合金初始轧态晶粒组织对之后标 the fatigue crack propagation behavior of a new Ni-base superal- 准热处理后的晶粒长大行为影响较大：初始轧制态 loy.Mater Sci Eng A,2008,474(1/2)30 02] 均匀粗细晶粒组织经标准热处理后长大程度具有一 Yang W Y,Qiang W J.Mechanical Behatior of Materials.Bei- jing:Chemical Industry Press,2009 致性.然而，虽然初始晶粒组织有差异，但是经热处 (杨王玥，强文江.材料力学行为.北京：化学工业出版社， 理后合金的晶界碳化物及基体y强化相基本一致. 2009)

第 12 期 姚志浩等: GH864 合金组织特征对裂纹扩展速率的影响 说明晶粒粗大对裂纹扩展的有利影响，而混晶则也 有较好的抗裂纹扩展能力． 图 10 不同组织裂纹扩展过程各个阶段比率 Fig． 10 Different periods during crack propagation 含有较大晶粒的合金具有较好的高温抗裂纹扩 展能力［8--11］． 由于在 650 ℃高温裂纹扩展且保载 90 s 的实验条件下，合金处于扩散蠕变阶段，GH864 合 金在此温度下的蠕变机制为 Nabarro--Harring 蠕变 和 Coble 蠕变形式交互作用，即可用统一的扩散蠕 变方程来表示其蠕变速率［12］: ε · = ε · N-H + ε · C = DVσΩ d2 kT + DBσΩδ πd3 kT = DVσΩ kTd2 ( 1 + πδ DB dD ) V ( 3) 式中，DV 为晶内自扩散系数，DB 为晶界扩散系数，σ 为应力，d 为晶粒尺寸，k 为波尔兹曼常数，T 为温 度，Ω 为原子体积，δ 为晶界厚度． 由式( 3) 可见，在 晶界基本一致的的情况下，合金的晶粒尺寸越大，合 金抗蠕变疲劳性能越好． 小晶粒组织的晶界面多， 热强性较低，塑性较好; 大晶粒区域热强性较好，塑 性较低． 在疲劳裂纹扩展断裂过程中，平直晶界对滑移 和裂纹的扩展有利，而晶界弯折处对裂纹的扩展有 阻碍作用． 因而，获得弯折状甚至锯齿状晶界，使晶 界滑移和裂纹扩展受阻，可以延长断裂寿命． 项链 状组织拥有更多的弯折晶界，从而表现出优良的抗 裂纹扩展能力． 4 结论 ( 1) GH864 合金初始轧态晶粒组织对之后标 准热处理后的晶粒长大行为影响较大; 初始轧制态 均匀粗细晶粒组织经标准热处理后长大程度具有一 致性． 然而，虽然初始晶粒组织有差异，但是经热处 理后合金的晶界碳化物及基体 γ'强化相基本一致． ( 2) GH864 合金项链状组织抗裂纹扩展能力 及冲击韧性介于大晶粒及细小晶粒之间，其裂纹扩 展期较长． 晶粒尺寸越大，抵抗裂纹扩展能力越强， 反之则较弱． 合金室温冲击韧性则随着晶粒尺寸的 增加逐渐降低． ( 3) GH864 合金中项链状组织具有较优异的 抗裂纹扩展能力和冲击韧性，可以通过一定形变热 处理工艺将合金组织设计为项链状组织以保证合金 较好的强韧性匹配． 参 考 文 献 ［1］ Whelchel R L，Kelekanjeri V S K G，Gerhardt R A，et al． Effect of aging treatment on the microstructure and resistivity of a nickel￾base superalloy． Metall Mater Trans A，2011，42( 5) : 1362 ［2］ Chang K M，Liu X B． Effect of γ' content on the mechanical be￾havior of the WASPALOY alloy system． Mater Sci Eng A，2001， 308( 1 /2) : 1 ［3］ Semiatin S L，Fagin P N，Glavicic M G，et al． Deformation be￾havior of Waspaloy at hot-working temperatures． Scripta Mater， 2004，50( 5) : 625 ［4］ Yao Z H，Dong J X，Zhang M C，et al． Relationship between mi￾crostructures and properties for GH864 superalloy． Rare Met Mater Eng，2010，39( 9) : 1565 ( 姚志浩，董建新，张麦仓，等． GH864 合金显微组织与力学 性能的关联性． 稀有金属材料与工程，2010，39( 9) : 1565) ［5］ Penkalla H J，Wosik J，Czyrska-Filemonowicz A． Quantitative mi￾crostructural characterisation of Ni-base superalloys． Mater Chem Phys，2003，81( 2 /3) : 417 ［6］ Yao Z H，Hong C M，Dong J X，et al． Failure analysis of gas tur￾bine rotor blades． Failure Anal Prot，2008，3( 4) : 23 ( 姚志浩，洪成淼，董建新，等． 烟气轮机动叶片断裂原因分 析． 失效分析与预防，2008，3( 4) : 23) ［7］ Liu X B，Kang B，Chang K M． The effect of hold-time on fatigue crack growth behaviors of Waspaloy alloy at elevated temperature． Mater Sci Eng A，2003，340( 1 /2) : 8 ［8］ Sadananda K，Vasudevan A K． Analysis of high temperature fa￾tigue crack growth behavior． Int J Fatigue，1997，19( Suppl 1) : S183 ［9］ Mao J，Chang K M，Yang W H，et al． Cooling precipitation and strengthening study in powder metallurgy superalloy Rene88DT． Mater Sci Eng A，2002，332( 1 /2) : 318 ［10］ Osinkolu G A，Onofrio G，Marchinni M． Fatigue crack growth in polycrystalline IN 718 superalloy． Mater Sci Eng A，2003，356 ( 1 /2) : 425 ［11］ Liu X B，Xu J，Barbero E，et al． Effect of thermal treatment on the fatigue crack propagation behavior of a new Ni-base superal￾loy． Mater Sci Eng A，2008，474( 1 /2) : 30 ［12］ Yang W Y，Qiang W J． Mechanical Behavior of Materials． Bei￾jing: Chemical Industry Press，2009 ( 杨王玥，强文江． 材料力学行为． 北京: 化学工业出版社， 2009) ·1507·