保载时间对GH220合金周期持久断裂行为的影响

[D0I:10.13374/j.issn1001053x.1986.s1.010 北·京钢铁学院学报 1986年6月 Journal of Beijing University Special issue 专辑1 of lron and Steel Technology 1,】986.6 保载时间对GH220合金周期持久 断裂行为的影响 汪林叶锐曾 周守礼杜宝泉 (高温合金教研室) (420厂) 摘 要 本文研究了在不同保载时间下GH220合金周期持久断裂行为.采用了二种热处理工艺（等温弯晶工艺 和标准直晶工艺)，结果表明，在750,800,850及800'C,保载时间为0一32min及o持久条件下， 二种品界状态的GH220含金都不符合线性累积损伤规则Σ△t/1:+N:/Nr=1,一般表现为明显地强 化。实验表明，保载时间对GH220合金的周期持久断裂寿命有很大影响。随着保载时间的变化，断裂 寿命出现一个最大值.当保载时间小于3min时有弱化的趋势。本文通过TEM,SEM及金相等手 段，研究分析了保载时间严重影响GH220合金断裂券命的微观机制并从位错组态、位错结构及滞弹性 等角度解释保戟时间影响GH220合金不同的周期特久强化程度。 关键词：频变一疲劳交互作用，保载时间、强化。 Influence of Hold Time on the Behaviour of Cyclic Endurance Failure in A Ni-Base Alloy Wang Lin Ye Ruizeng Zhou Souli Du Baoguan Abstract The behaviour of cyclic endurance failure have been researched under di- fferent conditions of temperature and hold time.Two kinds of heat treat- ment method are used to get the different structure of grain boundary.The results show that the alloy with both kinds of G.B.state are all not agree- ment with Linear-Damage Summation:t/t.+N./N,=1 under conditions of temperatuers 750,800,850,and 900C,and hold time 0-32(min).In general, all specimens are strengthened very clearly.There is great influence of hold time on the cyclic failure life of alloy.The peak of this life vs hold 75

年 月 北 京 钢 铁 学 院 学 报 灿 川 了 斌 专 辑 沁 一牛一份 一 一 三 一 二 一 一 ， 吮 几 ，罕 二吮粤一 一一 蕊扮 一 井 二 二布井 泛 击 炭称尽 吮二一一 一 ‘ —一一 一 保载时 间对 合金周期持久 断 裂 行 为 的 影 响 汪林 叶锐曾 周守礼 杜宝泉 高温 合金 教 研室 厂 今 摘 要 木 文 研 究 了 亦 不 同保费 时 间 下 。 合食 周 期特 次 断 犁 行 为 乎 田 了 一 釉 执朴 翎 下 寸 蜓 视 杏 凰 下 寸 和 标准直晶 工艺 。 结 果表明 ， 在 ， ， 及 。 。 ， 保 载时 间 为 一 及 持 久条件下 ， 二种 晶界状态 的 含金都不符 合线性累 积损 伤规则 艺 △计 ， 一 。 一般表现为 明显地 强 化 ‘ 实验表 明 ， 保 载时间 对 合金 的 周 期持久断裂 寿命有很 大影 响 。 随着保 载 时 间的 变化 ， 断裂 寿命出现一个最大值 。 当保载 时间 小于 二认 时有弱化 的趋势 。 本文通 过 ， 及 金 相 等 手 段 ， 研 究分析 了保 载 时 间严 重影响 。 合金 断裂寿备的微 观机制 并 从位错 组态 ‘ 位错结构及 滞 弹 性 等 角度解释 保 载时 间影 响 。 合金不 同的周 期持久 强化 程 度 。 关键 词 蠕杏一疲劳 江 作 瓜 保翻 间 、 强 记 切 一 沙 刀 口 刀’ 邓 ” 儿 “ 。 卿 玉 士 己 工 叮 七 了 一 ， ， ， ℃ ， ， 。 一 且 五 川 七 卫 了 扛 莽 。 ， 牛 肠 DOI ：10．13374／j ．issn1001—053x．1986．s1．010

time is occurred.Trend of weakening is begun when hold time is shorter than 3 min, The micro-mechanism have been analyzed by means of TEM,SEM and so on,These phenomenon are explained with dislocation structures and anela- sticity. Key words:creep-fatigue interaction;hold time;strengthening 前 言 叶片在实际使用过程中，所承受的应力频率范围很宽，自高周(~2.5×105cpm)至低 周（飞行一次为一周），这样叶片所受的应力非常复杂(1)。尽管近几年来已有许多材料 工作者对频率的作用作了大量的研究(2一4)，包括研究在蠕变一疲劳交互作用下材料的断裂 行为。但是，颜率的影响程度，在不同保载时间下材料的断裂行为，是强化还是弱化？保载 时间对材料的断裂行为的影响机制是什么？这些问题到目前为止还都不很清楚。尤其对于本 文所研究的新材料来说有必要进行模拟工作状态的力学性能实验。这对全面评价GH220合金 的力学性能无疑是必不可少的。 本文的研究目的就是要了解在不同保载时间下，GH220合金的周期持久断裂行为，弄清 保载时间影响合金断裂寿命的程度并力图从微观机制上揭示保载时间的作用。 1材料及试验方法 本实验选用抚顺钢厂和上钢五)厂生产的GH220合金棒材，由四二○厂提供。合金采用真 空感应炉治炼，再经真空自耗炉重熔，钢锭用不锈钢包套轧制成，中32一33mm棒材。二炉合 金的化学成分基本相似，见表1。 表1 试验用合金的化学成分 Table 1 Chemical Composition of tested Alloys (wt%) Element C Mn Si Cr Ni Co Mo Al Ti B Heat 1H210016 0.53 Residue <0.】 10.08 Base 15 5.53 5.83 4.3 2.38 .0164 142-21 0.53 <0.2 .06 10.11 Base 5.53 5.66 4.2 2.38 0175 Element Ce Fe Sb Sn As Ag Bi Heat 1H210016 Trace 0.03 <0.1 .004 .0015 0.3 <0.3 <0.01 <0.1 <.012 .099 .001 142一21 Trace 0.15 0,2 .004 .0025 0.27 .C005 0.012 <0,1 <,025 .024.001 76

仁 盯 。 五 卜 ， 一 了 七 扭 、 ‘ 。 ， 一 前 言 叶 片在实际使 用过程 中 ， 所 承受 的应 力频率范围很宽 ， 自高周 只 ‘ 至 低 周 飞行 一 次 为一周 ， 这 样叶 片所受 的应力非 常 复杂〔 ‘ 〕 。 尽 管 近几 年 来 已 有 许 多 材 料 工作 者对频 率 的作用作 了大 量 的研究 〔 一 〕 ， 包括研究 在蠕变一 疲劳 交互 作 用 下材 料 的断裂 行 为 。 但是 ， 频 率 的影响 程度 ， 在 不 同保 载时 间下材 料 的断裂行 为 ， 是 强化 还是 弱化 保 载 时 间对材 料 的断裂行为 的影响 机制是什么 这 些 问题到 目前 为 止还都不很 清楚 。 尤其对于 本 文所研究 的新材 料来 说有 必要进 行 模拟 工作状 态 的力 学性 能 实验 。 这对 全面 评价 合 金 的力 学性能无 疑是必不可 少 的 。 本 文 的研究 目的就是要 了解 在不 同保 载时 间下 ， 合 金 的周 期持 久断 裂行为 ， 弄 清 保 载时 间影响 合 金断裂 寿命 的程 度 并力图从微 观机制上揭示保 载时 间的作用 。 材 料 及 试 验 方 法 本实验选 用抚 顺钢 厂和 上钢五厂 生 产 的 合金棒材 ， 由四二 厂提 供 。 合金采用真 空感 应炉 冶炼 ， 再经真 空 自耗炉 重 熔 ， 钢锭 用不锈 钢包套 轧制成 中 一 棒材 。 二炉合 金 的化学成 分基本 相 似 ， 见 表 。 表 试 验 用 合 金 的 化 学 成 分 罚它翟潺粼 厂一芍 、 …—” 、 、 、 」 … · 卜一一一 汗撬 一 一 川一厂 一 一 … 一 … 一 一︺ 一 一 一一 一 一︸ 。 。 一 …一 · … …… …。 一 一 二…认川 一订 一 一 瑞 一 … 一 流 一 … · · … 。 创、袅 黑长七到到 、黑

在试验过程中为避免由于炉号不同引起的误差，在相同温度，不同保载时间的试验都采 用相同的炉号。 试验采用了二种热处理工艺：等温弯晶工艺及标准直品工艺。 等温弯晶工艺： 空冷 1220℃/4h)1070℃/2.5h/空冷+950℃/2h/空冷 标准直品工艺： 1220℃/4i/空冷+1050℃/4h/空冷+950℃/2h/空冷 二种热处理工艺所得的G220合金，其晶粒度均为2一3级。标谁直晶工艺所得的晶界 是平直的，等温弯晶工艺所得的晶界是弯曲的，二者都是以Y'相沉淀强化，Y'相的含量 ヘ42%，品界碳化物都是以M。C相为主，并呈链状分布。 试验是在改装的杠杆式高温持久强度试验机上进行，试验机结构如图1所示。 t min 1 图2试验载荷谐 16(⊙口 Fig.2 Schematic diagram of tested 笔-二-☐6 Load cycle 试验中选用的载荷波形为梯形波，如图2 图1 1丝杆2.手轮3.下拉杆4试祥5，上拉杆 所示。初载o,均为10MPa最大应力对应于四 6.板条7.平衡垂8.主负荷杠杆9.初负荷杠杆 个不同的试验温度分别采用，643.6MPa、 i0.初负荷13，主负荷14减速器15.单相可逆 519.4MPa、396MPa及294MPa。应力误差范 电机16.定时器 Fig.1 Schematic drawing of cyclic 围小于±1%。图2中，t,为加载及卸载时 endurance test machine 间，均为0.5min,△t为上保载时间，随实验 1.Leading screw 2.Handwheel 3.Ten- sion link 4.Sample 5.Tension link 要求调节，下保载时间近似为零。试验采用了 6.Latb 7.Balance weight 8.Lever of △t=0min接近于纯疲量，△t=3,8,16, main load 9.Lever of original load 10.Original load 13.Main load 14.Reta- 32mn及△t=‘c∞’（纯持八）六个保载时间。 rder 15.Reversibale motor 16.Timer 试验高温炉分上、中、下三段控温，在试样标 距范围内温差小于±1.5℃。 试样为标准高温持久试样。直径为5mm,标距长25mm。 试验温度选用750,800,850和900℃这四个温度，以便全面了解GH220合金在使用温度 范围内的周期持久性能。GH220合金的熔点为1383±5℃因此，对应的T/Tm分别为0.618， 0,648,0.678和0.708。都大于0.5，即属于高温范围。 每个试样断口表面均在JEOL-35扫描电镜上直接观察，断口表面在观察前均用柠檬酸 液清洗。 77

一 在试验过程 中为避免由于 炉号不同引起的误差 ， 在相 同温度 ， 用相 同的炉 号 。 试验采用 了二 种热处理工 艺 等温 弯晶工艺及标准直晶工艺 · 等温 弯晶工艺 空 冷 不同保载时 间的试验都采 ℃ 一今 ℃ 空冷 ℃ 空冷 标准直 晶工 艺 ℃ 必 空冷 那 扭 空 冷 此 空冷 二种 热处理工艺所 得 的 工于 合 金 ， 其 晶粒度 均为 一 级 。 标准直 晶工 艺所 得 的 晶界 是平直的 ， 等温 弯 晶工艺所得的晶 界是 弯 曲的 ， 二者都是 以 ’ 相 沉 淀 强 化 ， 丫 ， 相的含量 ， 晶界碳 化物都是 以 ‘ 相 为主 ， 并呈链状分布 。 试验是在 改装 的杠杆式高温持 久强度 试验机上进行 ， 试验机结构如图 所示 。 △ 乞 。 名 止认 一 一 一 一 一 一 ‘ 一 一 一 一 一 一 又飞 ，门， ‘ 亡 ， 主 寻奥户冲 〔 〕 托 图 试验 载荷谱 。 居尸。 七口 主 图 丝杆 手轮 。 下拉杆 试样 上拉杆 板条 平衡锤 主 负荷杠杆 初 负荷杠杆 初 负荷 此 主 负荷 减 速器 单相 可逆 电机 定 时 器 ， 澳 定 全 亡 工 试验 中选 用 的载荷波形 为梯形 波 ， 如 图 所示 。 初载 口 。 均为 最 大应力 对应于 四 个不 同的试验温 度 分 别 采 用 ， 、 、 及 洲 。 应力误差范 围小于 士 。 图 中 ， ， 为加 载 及 卸载时 间 ， 均 为 ， △ 为上保载时间 ， 随实验 要求调 节 ， 下保 载时 间近似为零 。 试验采用 了 △ 二 接近于 纯疲量 ， △ 之 ， ， ， 而 及 △ ‘ 。 ’ 纯 持 久 六个保载时间 。 试验高温炉分上 、 中 、 下三 段控温 ， 在试样标 距范围内温差小于 士 ℃ 。 试样为标谁 高温持久试样 。 直径为 ， 标距长 。 试验温度选用 。 ， ， 和 ℃这 四个温度 ， 以便全面 了解 。合金在使用温度 范围内的周期 持 久性能 。 合 金 的熔点为 生 士 ℃ 因此 ， 对应 的 分别为 ， ， 。 ， ‘盯 和 都大子 ， 即属于 高温范 围 。 每个试 样断 口 表 面均在 一 扫描 电镜上直接观察 ， 断 口 表面在观察前均用柠檬 酸 液清洗

为了解GH220合金在周期持久断裂过程中的组织变化及微观断裂机理，对二种晶界状态 GH220合金在850℃，396MPa,△t=8min的条件下进行断裂过程分析。利用透射电子显微 镜观察，分析了位错组态，位错结构由于保载时间的不同而产生差异，从而确定保载时间在 周期持久过程中的作用。透射电子显微镜的位错观察主要在EM-400T,EM一420上进 行。 2实验 结 果 图3一图6是四个不同温度下GH220合金断裂周次Ni~累积保载时间∑△t的关系。这 里，△t为保载时间。从图中可以看出，无论什么温度、应力及保载时间，弯晶(17#)GH220 合金的周期持久断裂寿命或断裂周次均高于直晶(15#)合金的同类性能，说明弯曲晶 界热处理工艺不仅在常规力学性能方面提高合金的性能，在蠕变一疲劳交互作用的情况下， 也同样能大幅度提高合金的断裂寿命。无论是静态力学性能，还是动态力学性能，弯曲晶界 的有利作用是很明显的。弯曲晶界对强化合金，改善合金性能的作用是不可忽视的。 从图3一图6中还可发现，由于保载时间的不同，发现断裂累积保载时间∑△t高于持 久断裂寿命的现象，这种现象很普遍，即在周期持久的条件下，GH220合金出现了强化现 象。 Taira(5〕将蠕变一疲劳交互作用下材料的断裂设想为由蠕变损伤与疲劳损伤分别作用于 材料，使材料失效，并提出当蠕变损伤和疲劳损伤的寿命分数总和达到100%时，材料发生 8a0℃ 0173 9I5年 017 ●15华 e 3 2 100 200 100 200 Σ△t,h Σ△t,h 图3750~C下，断裂周次与累积保载时间的关系 图4800'C下，断裂周次与系积保载时间的关系 注：750°C,643.6MPa 注：800'C,519.4MPa Fig.3 Fracture cycles VS accumulate Fig.4 Fraclure cycles VS accumulate hold-load hold-load time at 750'C time at 800'C 78

为了解 合 金在周期持久断裂过程 中的组织 变化及微 观断裂机理 ， 对二种 晶界状态 合 金在 ℃ ， ， △ 的条件下进 行断 裂过程分析 。 利 用透 射电子显微 镜观察 ， 分析 了位错 组 态 ， 位铅结构 由于 保 载时间的不 同而产生差异 ， 从 而确定保载时 间在 周 期 持久过程 中的作 用 。 透 射 电子 显微镜 的位错 观 察 主 要 在 一 ， 一 上进 行 。 实 验 结 果 图 一 图 是 四个 不 同温 度下 。 合 金断裂周 次 、 累 积保 载时 间 △ 的 关系 。 这 里 ， △ 为保 载时 间 。 从 图 中可 以看 出 ， 无论什么 温度 、 应 力 及保 载时 间 ， 弯 晶 合 金的周 期 持久断裂寿命或 断裂 周 次 均 高于直 晶 合 金 的 同 类 性 能 ， 说 明 弯 曲晶 界热处理 工 艺不仅 在常规力 学性 能方 面提 高合 金 的性 能 ， 在蠕 变一疲 劳交互作 用 的情 况 下 ， 也 同样能 大幅 度提 高合金 的断裂寿命 。 无 论是 静态力 学性 能 ， 还是动态力 学性 能 ， 弯 曲晶界 的有利 作 用是很 明显的 。 弯 曲晶界对 强化 合金 ， 改善 合金性 能 的作 用是 不可 忽视 的 。 从 图 一 图 中还可 发 现 ， 由于 保 载时间的不 同 ， 发现 断裂 累积 保 载时 间 乙 △ 高于 持 久断裂 寿命的现 象 ， 这种现 象很普遍 ， 即在周 期 持久 的条件下 ， 合金 出现 了强 化 现 象 。 帅 将蠕 变一疲 劳交互作 用下材 料的断裂设想 为 由蠕 变损伤 与疲 劳损伤分 别作 用于 材 料 ， 使材料失效 ， 并提 出当蠕变损伤和 疲 劳损伤 的寿命 分数总和 达 到 时 ， 材料发 生 了 ‘ 名 少 名 ℃ 主 容 牛 艺 △ ， 图 。 。 下 ， 断裂 周 次与累 积 保 载时 间 的关 系 注 ’ ， ， 一 ‘ 乏 △ ， 旷 下 ， 断裂 周 次 与 累 积 保 载 时 间 的关系 注 ， ， 上 如 一

… 50L 900C 12 217年 0 i00 200 100 At.h E△t,b 图5850'C下，断裂周次与器积保载时同Σ△t的关系图6900C下，断裂周次N与累积保载时间Σ△t的关系 注：850'C,392MPao17#·15# 注：900C,294MPa Fig.5 Fracture cycles VS accumulate hold- Fig.6 Fracture cycles VS accumulate load time at 850'C lold-load time at 900'C 断裂，即蠕变疲劳线性损伤积累规则： z△t/ty+N,/N,=1 (1) 式中，∑△t是对应于某一保载时间，在循环载荷下至断裂的累积保载时间；tr是蠕变断裂 时间；z△t/ty为蠕变损伤分数。.N:是对应于同一△t在循环载荷下至断裂的循环周次；N: 是纯疲劳至断裂的循环周次，NN:为疲劳损伤分数。对实验数据作归一化处理，以N/N:及 ∑△t/t,分别作为纵、横坐标，可得到图8一图12所示的蠕变疲劳复合损伤图。从图上看 出，在四个温度下，二种晶界状态的GH220合金都不符合线性损伤累积法则，除750℃， 750℃ 8《 1. 1.0 07* 1.0 2. EAC 图7750'C时的蠕变疲劳复合损伤图 图8800'C时的蠕变度劳复合损伤图 注750C,643.6MPa 注800C,519.4MPa Fig.7 Creep-fatigue interaction curves at 750'C Fig.8 Creep-fatigue interaction curves at 800'C 79

巨止兰 、 丫味丈 性 之 乙 态 七 ， 乙 八七， 五 图 丫 下 ， 断裂 周 次与 累 积保载 时 间 艺 △呻勺关 系 图 ’ 下 ， 断裂 周 次 与累 积保 载时 间 艺 △ 的关系 注 ， 尸 ” · 注 ， 一 ’ 一 断裂 ， 即蠕变疲 劳线性损伤积 累规则 ￡ △ 丫 十 式 中 ， 名 △ 是对应于 某一保载时间 ， 在循环 载荷 下至断裂 的累积保 载时 间 是蠕 变断裂 时间 脚 为蠕变损伤分数。 是对应于 同一 △ 涟循 环载荷下至断裂 的循环周 次 是纯疲劳至 断裂 的循环周次 ， 为疲劳损伤分数 。 对 实验数据作 归一化处理 ， 以 ，及 压 七 丫 分别作 为纵 、 横坐标 ， 可 得到 图 一 图 所示 的蠕 变疲 劳复合损伤 图 。 从 图 上看 出 ， 在四个温 度下 ， 二种 晶界状态 的 合金 都不符合 线性损伤 累积 法 则 ， 除 ℃ ， 了 了户 川狱 洲 、 ‘ 「飞、 汽 万 行 、 ， 宇伞 八七 弋 么七 飞犷 图 了 卿 ‘ 时 的 蠕变疲劳复合损 伤图 注 丁 ， 一 图 时 的蠕变疲劳 复合损 伤图 注 ‘ ， 士 一 ’

1.9 1.0 01715* . 2.0 1.0 2.0 L'At/tr 图9850~C时的蠕变瘦劳复合损伤图 图10900'C时的辖变疲劳复合损伤图 注850~C,392MPa 注900°C,294MPa Fig.9 Creep-fatigue interaction curves at 850'C Fig.10 Creep-fatigue interaction curves at 900'C ▲K15 A K1 ▲K15 △K17 0Y150Ψ7 。Ψ150平17 6 20 30 10 20 30 At,min △t.,min 图11750·C下断面收缩常及强化系数K 图12800·C下断面收缩率中及强化系数K与保 与保载时间△t的关系 裁时间△t的关系 Fig 11 Relationship bet ween reduction of area, Fig.12 Relationship bet ween reduction of strengthening coefficient and hold-load area,strengthening coefficient and time at750‘C hold-load time at 800'C 643.6MPa平直晶界试样，保载时间△t=3min这一点外（参见图8），其余实验点都落在 复合损伤图中直线（即线性损伤累积法则）右上方。这与前面所述的现象是一致的。 图11一图14列入了弯直二种晶界状态的周期持久断裂试样的断面收缩率中及强化系数K 随△t变化趋势。强化系数K定义为周期持久试验至断裂的累积保载时间工△t与持久断裂寿命 tv之比，即K=z△t/ty。从图中可知，750℃，800℃及850℃下，弯曲晶界合金的塑性都 大于平直晶界的塑性，强化系数K也具有同样趋势。而900℃不符合这一规律。强化系数K值 随△t的变化而出现一峰值，这峰值一般在8一16min,个别在32min。值得注意的是，最大 强化系数总是对应着较高的塑性值，这从另一个侧面说明，要得到良好的强化效应，仅提高 材料的强度是不够的，改善材料的塑性也是一个必须考虑的重要因素，尤其是在动态应力下 更是如此。其原因是与材料在卸载过程中的滞弹性回复有密切的联系。 80

匹三 气、 口 、 、 宕不 七 八 卜 习 ·△ ，亡 图 。 ’ 时 的 蠕 变 疲劳 复合损 伤图 注 ， 召 一 ’ 图 。 。 ’ 时的蠕变 疲劳 复合损 伤图 注 ， 一 ‘ 甲 △ 甲 了 ‘ 、 △ 飞 挂 以 哎 一一二，‘ 训、八护 一 心 石 广 一洲尸 泌产 尹 、 魂从心 一 月 ‘ 么 ， 达州 △ ， 图 了 。 ’ 下断面 收缩 率 冲及 强 化 系数 与 保 载 时 间△ 的关 系 一 ， 一 图 比 。 。 ‘ 下断 面 收缩 率 协及 强化 系数 与 保 载时 间△ 的关系 ， 土如 卜 一 ’ 平直 晶界试样 ， 保载时 间 △ 一 这一点 外 参见 图 ， 其余实验点 都落在 复合损伤 图 中直线 即线性 损伤累积法 则 右上方 。 这 与前 面所述 的现 象是一 致 的 。 图 一 图 列 人 了弯直二种 晶界状 态 的周 期持 久断裂 试 样的断面收缩率 中及强化系 数 随△ 变化趋势 。 强化 系数 定 义 为周 期持 久试验至 断裂 的累积保 载时 间 名 △ 与持久断裂寿命 丫 之比 ， 即 △ 丫 。 从 图 中可 知 ， ℃ ， ℃ 及 ℃ 下 ， 弯 曲晶界合金 的塑性 都 大于 平直 晶界 的塑性 强化 系数 也具 有 同样趋势 。 而 ℃ 不符合这一规律 。 强化 系数 值 随△ 的变化 而 出现一峰 值 ， 这 峰 值一般 在 一 ， 个别 在 几 值得注 意 的是 ， 最 大 强化 系数 总是对应 着 较 高的塑性 值 ， 这 从 另一个侧面说 明 ， 要 得到 良好 的强化效应 ， 仅提 高 材料 的强 度是 不够 的 ， 改善材 料 的塑性 也是 一个 必须 考虑 的重 要 因素 ， 尤其是在 动态应 力 下 更是如此 。 其原 因是与材 料 在卸 载过程 中的滞 弹 性 回 复有密切 的联 系

AK16r ▲K15 △K,i 9南中5- 」5 0Ψ17 ●y 2 10 20 0 20 △t,min At,min 图13850C下，断裂收缩率中及强化系数 图14900°C下，断面收缩降中及强化系数K K与保时间△t的关系 与保找射间△t的关系 Fig.13 Relatiunship bet ween reduction of Fig.14 Relationship bet ween reduction of area,strengthening coefficient area,strengtheing cvefficient and hold- and hold-load time at 850'C load time at 9000'C 扫描电镜观察分析结果表明，二种品界状态的GH220合金在不同保载时间下的周期持 久（包括持久）断裂，其断口形貌都是以蠕变沿晶断裂为主，其次少量穿品解理。就是在纯疲 劳的试验条件下（△t=O)也是这样。保载时间的不同，仅引起试样断口表面存在的二次裂 纹、塑性及穿晶解理区的大小上稍有区别。随保载时间的延长，断口表面二次裂纹、穿晶解 理减小，塑性并不邂守这个规律，而与最大强化系数K有一定的关系。另外，不同晶界状态 的试样断口表面的断裂源在所有保载时间下都不明显（参见图15图16），疲劳条纹仅在少数 几个试样断口表面找到很小的疲劳区，图17是在750℃，643.6MPa,△t=0,弯曲品界试 样断口表面上的疲劳条纹，其断裂周次N=16700周。图17(a)表现出试样断裂特征为大量 的沿晶十少量的撕裂棱。与撕裂棱相垂直的方向具有很细密的疲劳条纹。图17(b)为(a) 2 800R1 图15800C519.4MPa△t=16(min) 图16800C,519,4MPa△t=16min 弯曲品界的新口形貌 平直品界断口形貌 Fig.15 Fractograpby of zigzag G.B.alloy Fig.16 Fractograpky of straight G.B.alloy at 800'C,519.4 MPa and At=16(min) at800°C,519.4 MPa and△t=16(min) 81

一西热 口 一卜卜 一… 一 薪 一 。 卜 义兰兰三 返 找 介 一厂︸ 气花 户气 知 盛 、 、 · 峭、 ， 岛 ‘ 、 ‘ 、 一 勺戈 一 州 六 、 ， 论 、 创 滋 。 、 即 一户‘ 一 一 一 ‘ 一一‘ 孟‘ ‘ — ‘ 一一石 ‘ 矛‘ 忍 △ ， 至几 、 ， 主 图 了 下 ， 断裂 收缩率 小及强化 系数 与保 载时间 △ 亡的关 系 一 、 众 亡 鹿 ， 士沙 主 一 公 ’ 图 。 。 下 ， 断 面收缩 率 劝及 强化 系 数 与 保载 时 间△ 亡的关 系 主 里 卫 亡全 主 亡 亡 ， 士 一 级的沿 晶十少 量 的撕裂拼棱 。 与撕裂 棱相垂直朴的方 向具 有很细 密的燕疲 劳条纹 。 图 为 … 黔熟 图 ’ △龙二 一 弯 曲晶界的断 口 形 貌 即 ， 拜 △ “ 图 ’ ， △ 。 平直 晶界断 口 形 貌 ‘ ， △

的放大，从上面可看到，许多疲劳条纹都已形成了微裂纹。说明疲劳损伤对断裂寿命还是有 一定的影响的，只是由于保载时间、温度、应力等因素的不同所表现的程度不同。 25K20e BU FMRIS (a) (b) 图17750~C643.6MPa△t=0弯曲品界周期持久断口形貌 (a)一撕裂棱与疲劳条纹 (b)-(a)放大 Fig.17 Fractography of zigzag G.B.alloy at 643.6 MPa,At=0 and 750"C (a)-Tear ridge and fatigue patten (b)Magnification of (a) SEM观察分析结果表明，无论是平直晶界还是弯曲晶界的GH220合金，在周期持久断 裂过程中，李品界都是薄弱环节，断裂的裂纹很容易在李晶界面上形成和扩展。这种现象在 本实验中经常见到，图18是平直晶界合金在800℃519.4MPa,△t=32min条件下沿李晶 开裂及弯曲晶界在850℃，392MPa,△t=8min条件下沿李晶界开裂的扫描照片。 从SEM观察中还发现，弯曲晶界试样断口表面有很多穿晶裂纹，这些裂纹是由于大量 晶内交叉滑移而形成的，而平直晶界试样断口表面穿晶裂纹却少得多。原因是平直晶界试样 在周期持久断裂过程中，晶粒内部参与变形量较小，主要靠晶界滑动来维持宏观形变，而弯 曲晶界试样则不同，晶粒内部也参与了较大的形变，大量的晶内滑移形成了晶内裂纹，对弯 曲晶界提高GH220合金的强韧性无疑是一个很好的佐证。 25KX280 1307 图18 沿李晶界面开裂的扫描照片800'C519.4MPa△t=32min平直晶界 ()一沿孪晶界面开裂(b)一沿挛品界面解理断裂 Fig.18 SEM photography of straight G.B.alloy at 800'C 519.4MPa and At=32(min) (a)Cracking along twin boundary (b)Cleavage fracture along twin boundary 82

的放大 ， 从 上面可看 到 ， 许 多疲劳条纹都已 形成 了微 裂 纹 。 说 明疲劳损 伤对 断 裂寿命 还是 有 一定 的影响 的 ， 只是 由于 保 载时 间 、 温 度 、 应 力 等 因素 的不 同所 表现 的程度不 同 。 图 。 ’ △ 二 。 弯曲晶界周 期持 久断 口 形 貌 一撕 裂棱 与疲劳 条 纹 一 放大 了 曦 ， △ 一 。 。 观察分析结 果表 明 ， 无 论 是平直晶界还是弯 曲晶界 的 合金 ， 在周 期持久断 裂过 程 中 ， 李 晶界都是 薄弱 环 节 ， 断 裂 的裂纹很 容易在 孪晶界面上 形 成和 扩展 。 这种现 象在 本 实验 中经 常见 到 ， 图 是平直 晶界合金 在 ℃ ， △ 扭 条件下沿 李 晶 开裂及 弯 曲晶界在 ℃ ， ， △ 二 条件 下沿 李 晶界开裂 的扫描照 片 。 从 观察 中还发 现 ， 弯 曲晶界 试样断 口 表面 有很 多穿 晶裂纹 ， 这些 裂 纹是 由于 大 量 晶内交叉 滑 移而形 成 的 ， 而平直 晶界 试样断 口 表面穿 晶裂纹却少得 多 。 原因是平直 晶界试祥 在周期持久断裂过 程 中 ， 晶粒 内部 参与变形 量较小 ， 主 要靠 晶界滑 动来维 持 宏观形变 ， 而弯 曲晶界试样则 不 同 ， 晶粒 内部也 参 与 了较 大 的形 变 ， 大 量 的晶 内滑 移 形成 了晶内裂纹 ， 对弯 曲晶界提 高 合金 的强 韧性无 疑是 一个很好 的佐 证 。 够 图 沿 孪晶 界面 开裂 的扫描 照片 。 。 ’ 瓦 △ 二 平直 晶界 一沿 孪 晶界面开裂 一沿 孪晶界面解理断 裂 五 “ 。 ， △ 二 。 、 丫 邝 士林

3讨 论 保载时间延长，断裂循环周次下降，蠕变损伤分量增加，疲劳损伤分量减少。这种现象 已为众人所熟悉，本实验结果也符合这一规律。但是，保载时间的长短对循环载荷下累积断 裂寿命2△t的影响提及的却不多，对这种现象的分析也很少见。Udimet700周期蠕变试验 中发现过这种现象1)。但是保载时间对材料强化或弱化的作用及对材料的微观组织结构的 影响都未做详细的讨论。 从图11一图14中可发现这样个规律，即蠕变疲劳强化作用系数与保载时间有一定的关 系，随着保载时间从‘0-一∞'变化，在开始阶段强化系数K随之增大，到一定保载时间后，K 值又逐渐下降。也就是说，对于一个确定的温度T,应力¤及晶界状态，合金都存在一个最佳 强化系数K。本实验数据指出，在大多数场合下，保载时间△t为8min及16min时达到最大K 值，个别的在△t为32min。图中还可看到，合金的断面收缩率中并不是随△t增加单调上 升，而是在某一保载时间出现峰值，这时强化系数一般也较大。这种现象的解释可能是，周 期应力有利于塑性的增加，一方面，疲劳损伤分量下降时塑性逐步提高，另一方面，周期性 的卸载有利于材料的回复，使合金提高了塑性。 无论是平直晶界或弯曲晶界的GH220合金，当△t=3min时，其实验点都接近于线性损 伤累积法则线或在直线的左下方，参见图7一图10。虽然本文没有进行保载时间△t<3mn 的实验，但根据曲线趋势，很有可能随频率的增加或保载时间的减小，其实验点会落在直线 的左下方区域内，即产生弱化，如图7一图10中虚线所示。原因可能是由于保载时间较长 时，合金的损伤主要以蠕变损伤为主。周期性的卸载可使合金内部裂纹尖端应力集中或由于 不均匀形变引起的应力集中得以在这个过程中松驰，位错的塞积得以回复，位错的结构得以调 整，周期性的卸载对于蠕变损伤起了减缓作用，促使合金强化。因而频率的逐步增加，或者 说保载时间的缩短，给合金的强度或者性能带来了二个方面的影响：周期性的卸载使合金内 部结构及应力状态有机会得到调整，使合金强化，这方面要求有更多的卸载过程，也就是要 求保载时间缩短，或频率增加；另一方面，频率增加，蠕变损伤是降低了，但疲劳损伤对合 金断裂所起的有害作用会迅速增加，因而促使合金弱化，这要求保载时间延长或频率减小。 这矛盾的双方构成一个统一体，必然会出现一个在某一保载时间得到最佳强化峰的结果。这 种解释对于出现最佳强化系数或在蠕变疲劳复合损伤图中曲线出现一个最佳强化蜂，都是可 行的。 周期性的卸载对合金的强化作用的微观机制在文献〔6〕中己经作了较为详细的分析和探 w 讨。认为周期性的卸载有利于形成‘界面位错'，而这种位错结构能够有效地阻碍后来位错的 运动，这种位错本身在周期应力下往复运动，在宏观上表现为滞弹性回复或蠕变回复，使得 合金得到强化。 4结 论 (1)无论等温弯晶处理还是标准直晶处理得到的GH220合金，在各个试验条件下，结 果都不符合线性损伤累积法则。实验点均落在线性规则直线的右上方（除750℃△t=-3分 83

讨 论 保载时间延长 ， 断裂 循环周次下降 ， 蠕变损伤分量增加 ， 疲 劳损伤分 量减少 。 这种现象 戳窦豁布灸豁怠操 一 影响 都 未做详细 的讨论 。 点燃篡操戳膨 从 图” 一 图 中可 发现 这 样一个规律 ， 即蠕变疲 劳强化作用系数 与保 载时 间有一定 的关 系 ， 谊着 保载时 间从 ‘ 。 一 。 ’ 变化 ， 在开始阶段强 化系数 随之增大 ， 到一定 保载时间后 ， 岑 蒸 藻 于 操 掣 资气 蒸篱等鳄 攀患 蕊 豁 麒 巍 黔 鬓斌黔求 无论 是平直 晶界或 弯 曲晶界的 合金 ， 当△ 二 时 ， 其实验点 都 接近于 线 性损 伤 累积法 则 线或在直 线的左 下 方 ， 参见图 一 图 。 。 虽 然本文没有进行保载 时 间 △ 恤 的实验 ， 但根据曲线趋势 ， 很有可 能随 频率的增加或保 载时 间的减小 ， 其 实验点会落在直线 的左下 方区域 内 ， 即产生弱化 ， 如 图 一图 中虚 线所示 。 原 因可 能是 由于保载 时 间 较 长 时 ， 合金 的损伤主要 以蠕 变损伤 为氢 周 期性 的卸载可 使合金 内部裂纹尖端应力集 中或 由于 不均匀 形 变引起 的应力集中得 以在这个过程 中松驰 ， 位错 的塞 积得 以回复 ， 位错 的结构得以调 整 ， 周 期性 的卸载对于 蠕变损伤起 了减缓 作 用 ， 促使合金强化 。 因而频率 的逐 步增加 ， 或者 说保 载时 间的缩短 ， 给合金 的强 度或者 性能带 来 了二个方面 的影响 ‘ 周 期性的卸载使合金 内 部结构及应力状 态有机会得到调 整 ， 使合金强化 ， 这方面要求 有更 多的卸载过程 ， 也就是要 求保载时间缩短 ， 或频率增加 另一方面 ， 频 率增加 ， 蠕变损伤是降低 了 ， 但疲 劳损伤对合 金 断裂所起 的有害 作 用会迅 速增加 ， 因而 促使合金 弱化 ， 这要 求保 载时 间延长 或频率减小 。 这 矛盾 的双方构成一个统一体 ， 必然会出现一个 在某一保载时间得 到最 佳强化峰的结果 。 这 种解释对于 出现 最佳强化 系数或 在蠕 变疲劳 复合损伤 图 中曲线 出现一个最佳强化峰 ， 都是可 行 的 。 周 期性 的卸载对合金 的强化作用 的微观机制在文献川 中已 经 作了较 为详细 的分析 和 探 讨 。 认 为周 期性的 卸载有利于 形成 碑 界面位错 ， 而这种位错结 构能够有效 地阻碍后 来位错 的 运 动 ， 这种 位错本 身在周期应力下往复运 动 ， 在宏观上表现 为滞弹性 回复或蠕变回复 ， 使得 合金 得 到强化 。 结 论 无论等温 弯 晶处理还是标准直晶处理 得 到的 合金 ， 在各个 试验条 件 下 ， 结 果都不符合线性损伤累积法则 。 实验点 均落在线性规则直线的右上方 除 。 ℃ △ 二 分 母

点外)，即在蠕变疲劳交互作用下，表现为合金的强化。断裂均以蠕变损伤为主，疲劳损伤 的影响不明显。 (2)保载时间与周期持久强化作用有一定的关系。对于确定的温度、应力二种品界状 态的GH220都在某一保载时间存在一个最佳强化系数，多数情况下△t为8min与1cmin,个 别在32m。强化系数最大时，总是对应着较高的塑性，这可能与周期性卸载有关。 （3)等温弯晶工艺与标准直晶工艺相比较，能够有效地提高合金的强韧性，尤其是在动 态应力的情况下，幅度更大。 参考文献 C1)Organ,F.E.:Gel1,M.:Metal1.Trans.4 (1971),943 (2]Roterazawa,R.:Shimohata,T.:International Conference on Creep and Fatigue in Ele- vated Temps Applications.Sheffield,1974,p214 (3]Nardore,V.C.:Matajczyk,D.E.:Tien,J.K.:Metall Trans A,14 (1983),1435 〔4]庄毅：金属学报，4(1983)，A728 [5)Taira,S:Creep in structures,Academic Press.New York.1962.p96 〔6)江林：不同晶界状态的GH220合金周期持久断裂行为的研究，北京钢铁学院硕士论文1985,4 84

点 外 ， 即在蠕 变疲 劳交互作 用 下 ， 表现 为合金 的强化 。 断裂 均 以蠕 变损 伤 为主 ， 疲 劳损伤 的影响 不 明显 。 保 载时 间与周 期 持久强化作 用 有一定 的关 系 。 对于 确定 的温 度 、 应力 二种 晶 界 状 态的 玉 。 都在某一保载时 间存在一 个 最佳强化系数 ， 多数情 况下 △ 为 如与」。 油 ， 个 别 在 。 强化系 数最 大时 ， 总是对应着 较 高 的 塑性 ， 这可 能 与周 期性卸 载 有 关 。 等温 弯 晶工艺与标准直 晶工艺 相 比较 ， 能够 有效 地提 高合金 的强韧性 ， 尤 其是在动 态应 力 的情况下 ， 幅 度 更 大 。 · 沪 参 考 文 献 〔 〕 ， ， 〔 〕 。 ， ， 二 ， 们 一 ， ， 之 〔 〕 ， 。 ， ， ， ， 〔 〕 庄 毅 金属 学报 ， ， · 〔 〕 ， ， · · · ， 〕 汪 林 不 同晶界状态 的 合金周 期持 久断裂 行为 的研 究 ， 北 京钢 铁 学 院硕士 论文 梦 奴