侯杰等：GH4169合金高温疲劳裂纹扩展的微观损伤机制 ·831. 主裂纹附近的塑性变形很剧烈，但由于氧主要通过 属于整个试样中晶界氧化的一部分，但所占比例并 主裂纹和二次裂纹进入试样内部，因此试样芯部的 不高，因此推测试样表面的氧化损伤虽然有助于提 氧化不如外表面严重：另一方面，即使主裂纹周围的 高试样的宏观疲劳裂纹扩展速率，但贡献不大， 晶界发生氧化，由于试样芯部可近似看作平面应变 试样的外表面与氧气充分接触，并在高温和疲 状态，变形在厚度方向受到限制，因此不易出现外表 劳载荷作用下产生损伤.这些损伤不仅包括品界氧 面那样的品界膨胀及严重开裂.对于主裂纹附近的 化损伤区，还包括试样表面析出相严重氧化而产生 品界氧化及开裂具有一定的方向性这一现象，很可 的损伤.为研究这一现象，使用扫描电镜对试样的 能与外载荷方向有关.若品界与外载荷方向垂直， 外表面进行观察.图10(a)是试样外表面的扫描电 则在循环载荷的拉应力作用下晶界更容易开裂.而 镜二次电子像，可以看到表面已被严重氧化，有的晶 对于如图9（©）中有些品界氧化的分布方向并不与 界由于生成氧化产物而鼓起，同时在图片左侧能够 主裂纹大致平行，这可能是由于主裂纹在扩展后期 看到被氧化的滑移带.由图2可知试样的外表面也 产生偏折，使得局部应力状态发生变化所致 存在很多δ相，在高温下也会被氧化，然而从图10 晶界氧化，特别是试样表面的品界氧化损伤区 (a)中却很难分辨出.这一方面是由于δ相尺寸很 可能会促进裂纹扩展.从宏观上讲，温度越高，品界 小，使得被氧化的8相“淹没”于试样外表面的氧化 氧化现象加剧，则疲劳裂纹扩展速率越高.Jiang 层中：另一方面说明δ相在氧化后的外形未产生剧 等[2]研究了LSHR合金在650℃的空气和真空环境 烈变化，对外表面的损伤并不明显.相比之下，NbC 下的疲劳裂纹扩展行为，发现在空气条件下试样的 相被氧化后外形会发生剧烈变化.图10(b)显示了 裂纹扩展速率明显高于真空条件下.需要指出的 试样表面一些被氧化后的NbC相，从图片右侧可以 是，随着裂纹扩展速率da/dn(或应力强度因子幅 看到NbC相在氧化后体积剧烈膨胀，导致外形产生 △K)值的增大，温度对裂纹扩展速率的加速作用逐 “开花”现象，而且自身严重开裂.有些NbC相在剧 渐减弱.从微观上讲，在本试验的参数和条件下， 烈膨胀后会鼓出基体，并在原先所处的位置上遗留 GH4169合金在650℃时疲劳裂纹主要以沿品形式 下孔洞，如图中左侧那颗NbC相所示.这些氧化后 扩展，而在室温条件下由于晶界并未发生氧化，则疲 的NbC相不仅会导致周围基体产生显著的应力集 劳裂纹主要以穿晶形式扩展，并呈现典型的Z字形 中2)，甚至会发生脱落并留下数微米大小的孔洞， 扩展路径.就试样表面处的晶界氧化损伤而言，其 如图中箭头所示.图10(c)显示了主裂纹左侧的一 a (b) 24m 204m (c) I0μm 图108相和NC相的氧化对试样外表面的影响.(a)8相氧化：(b)NbC相氧化：(c)NbC相导致的裂纹萌生 Fig.10 Influence of 8 phase and NbC phase oxidation on the outside surface of the specimen:(a)6 phase oxidation;(b)NbC phase oxidation: (c)crack initiation induced by NbC phase侯 杰等: GH4169 合金高温疲劳裂纹扩展的微观损伤机制 主裂纹附近的塑性变形很剧烈,但由于氧主要通过 主裂纹和二次裂纹进入试样内部,因此试样芯部的 氧化不如外表面严重;另一方面,即使主裂纹周围的 晶界发生氧化,由于试样芯部可近似看作平面应变 状态,变形在厚度方向受到限制,因此不易出现外表 面那样的晶界膨胀及严重开裂. 对于主裂纹附近的 晶界氧化及开裂具有一定的方向性这一现象,很可 能与外载荷方向有关. 若晶界与外载荷方向垂直, 则在循环载荷的拉应力作用下晶界更容易开裂. 而 对于如图 9(c)中有些晶界氧化的分布方向并不与 主裂纹大致平行,这可能是由于主裂纹在扩展后期 产生偏折,使得局部应力状态发生变化所致. 图 10 啄 相和 NbC 相的氧化对试样外表面的影响 郾 (a) 啄 相氧化; (b) NbC 相氧化; (c) NbC 相导致的裂纹萌生 Fig. 10 Influence of 啄 phase and NbC phase oxidation on the outside surface of the specimen: ( a) 啄 phase oxidation; ( b) NbC phase oxidation; (c) crack initiation induced by NbC phase 晶界氧化,特别是试样表面的晶界氧化损伤区 可能会促进裂纹扩展. 从宏观上讲,温度越高,晶界 氧化现象加剧,则疲劳裂纹扩展速率越高. Jiang 等[21]研究了 LSHR 合金在 650 益的空气和真空环境 下的疲劳裂纹扩展行为,发现在空气条件下试样的 裂纹扩展速率明显高于真空条件下. 需要指出的 是,随着裂纹扩展速率 da / dn(或应力强度因子幅 驻K)值的增大,温度对裂纹扩展速率的加速作用逐 渐减弱. 从微观上讲,在本试验的参数和条件下, GH4169 合金在 650 益 时疲劳裂纹主要以沿晶形式 扩展,而在室温条件下由于晶界并未发生氧化,则疲 劳裂纹主要以穿晶形式扩展,并呈现典型的 Z 字形 扩展路径. 就试样表面处的晶界氧化损伤而言,其 属于整个试样中晶界氧化的一部分,但所占比例并 不高,因此推测试样表面的氧化损伤虽然有助于提 高试样的宏观疲劳裂纹扩展速率,但贡献不大. 试样的外表面与氧气充分接触,并在高温和疲 劳载荷作用下产生损伤. 这些损伤不仅包括晶界氧 化损伤区,还包括试样表面析出相严重氧化而产生 的损伤. 为研究这一现象,使用扫描电镜对试样的 外表面进行观察. 图 10(a)是试样外表面的扫描电 镜二次电子像,可以看到表面已被严重氧化,有的晶 界由于生成氧化产物而鼓起,同时在图片左侧能够 看到被氧化的滑移带. 由图 2 可知试样的外表面也 存在很多 啄 相,在高温下也会被氧化,然而从图 10 (a)中却很难分辨出. 这一方面是由于 啄 相尺寸很 小,使得被氧化的 啄 相“淹没冶于试样外表面的氧化 层中;另一方面说明 啄 相在氧化后的外形未产生剧 烈变化,对外表面的损伤并不明显. 相比之下,NbC 相被氧化后外形会发生剧烈变化. 图 10(b)显示了 试样表面一些被氧化后的 NbC 相,从图片右侧可以 看到 NbC 相在氧化后体积剧烈膨胀,导致外形产生 “开花冶现象,而且自身严重开裂. 有些 NbC 相在剧 烈膨胀后会鼓出基体,并在原先所处的位置上遗留 下孔洞,如图中左侧那颗 NbC 相所示. 这些氧化后 的 NbC 相不仅会导致周围基体产生显著的应力集 中[22] ,甚至会发生脱落并留下数微米大小的孔洞, 如图中箭头所示. 图 10(c)显示了主裂纹左侧的一 ·831·