陈凯等：基于直流电压降法的传热管疲劳裂纹扩展速率测量 ·1335· (mms),分别测试了应力强度因子K=15、17.5、 表3高温(325℃)下试验结果与偏差 20、22.5和25MPam5五种应力条件下的疲劳裂纹扩 Table 3 Results and deviations at 325 C 展.为了验证测量系统的可重复性，在进行了升K 载荷K/ 疲劳裂纹扩展速率/(mmsl) 偏差/% 试验后，又进行了降K试验.每一阶段的疲劳裂纹 (MPa-m5) 升K时 降K时 扩展速率及偏差见表3. 5 3.89×10-6 4.01×10-6 2.99 0.80 17.5 9.30×10-6 9.07×10-6 2.47 0.75 690合金室温下被劳结果 3.21×104mm 20 1.98×10-5 1.43×10-5 27.28 0.70 R=0.3、f=1Hz 215×10 22.5 3.15×10-5 2.28×10-5 27.62 0.65 0.60 48x86102210 25 3.52×10-5 0.55 1.01x10*5.01×10 205×10 内，可以认为直流电压降法得到的裂纹长度十分准确. 0.50 将 0.45 .11x10 由表2和表3可以看出：随着载荷的增大，疲劳裂 纹扩展速率基本呈线性增大，并且升K时疲劳裂纹 0.40 =40MPm5 扩展速率普遍比降K时要大：在降K时，每个载荷 0.35 0 50 100150 200 250 条件下的疲劳裂纹扩展曲线均是逐渐上升的，疲劳裂 时间h 纹扩展速率呈现先慢后快的变化趋势.这是因为在裂 图8室温下疲劳裂纹扩展速率曲线 纹尖端存在塑性变形区，加载力越大，塑性变形区就越 Fig.8 Crack growth rate curve at room temperature 大，疲劳裂纹扩展的阻力也就越大，当K值较大时， 表2室温下试验结果与偏差 裂纹尖端的塑性变形区阻力较大，在降K时，阻力只 Table 2 Results and deviations at room temperature 能缓慢下降而加载力突然变小，导致疲劳裂纹扩展速 载荷K/ 疲劳裂纹扩展速率/(mm·sl) 率会变小，此时的疲劳裂纹扩展速率并非该K值下 偏差/% (MPa-ma5) 升Km时 降Kma时 的真实疲劳裂纹扩展速率，需要等待裂纹穿过这段阻 40 3.21×10-5 3.11×10-5 3.12 力区达到平衡后才是该K值下真实疲劳裂纹扩展速 35 2.15×10-5 2.05×10-5 4.65 率，本文在降K时所得到的疲劳裂纹扩展速率均是 30 1.22×10-5 1.01×105 17.21 在曲线后半段直线度较好的地方取得的.在升K时 并没有这种现象.由表2和表3还可以看出，对比升 25 6.46×10-6 5.01×10-6 22.45 K和降K时疲劳裂纹扩展速率，偏差均在30%以 内，当K值较小时，偏差在5%以内，表明试验结果重 0.56 4.01×10bmm's 0.54 )07×10满 复性较好 143x10 0.52 2.28×10 对比25℃和325℃下的疲劳裂纹扩展曲线，在高 0.50 3.52x10 温下，材料在较低的载荷下仍然具有较高的疲劳裂纹 0.48 0.46 3.15x10 扩展速率，这是由于高温下材料的断裂韧性大大降低， 0.44 L98x10 因而疲劳裂纹扩展速率增大 9.30×10 0.42 690合金高温325℃下结果 3.89x10 R-0.3.f=1Hz 4.3.2材料微观结构和断口分析 0.40 将690合金管用10%的溴甲醇溶液浸蚀20~ 0.38 036 L人=l5MPa·m时 25s,在扫描电子显微镜下观察晶粒大小和晶界特征， 0 20406080100120140160180 如图10所示.晶粒大小均匀，晶粒内离散分布着碳化 时间M 物M,C。],其他化合物还包括钛氮化合物和碳氮化 图9325℃下疲劳裂纹扩展速率曲线 合物(T(C,N)),碳化铬则倾向于分布在大角晶界和 Fig.9 Crack growth rate curve at 325 C 李晶界周围 4.3结果讨论 试验结束后将试样在高载荷高频率条件下拉开， 4.3.1疲劳裂纹扩展曲线分析 观察扫描电镜断口形貌，室温和高温下的断口没有明 由疲劳裂纹扩展曲线可以看出，曲线平滑，直线度 显区别，均观察到明显的疲劳辉纹和穿晶断裂，为典型 较好，可以非常直观地显示出不同K值下疲劳裂纹 的塑性材料疲劳断口，如图11所示. 扩展速率变化，表明直流电压降信号十分稳定，测量系 4.3.3疲劳裂纹扩展模型 统的稳定性较高.试验结束后，测量实际裂纹长度，并 疲劳裂纹扩展模型是将已有试验数据和模型公式 与直流电压降法得到的裂纹长度比较，误差在5%以 联系起来，通过对已有试验数据的分析来预测材料的陈 凯等: 基于直流电压降法的传热管疲劳裂纹扩展速率测量 ( mm·s － 1 ) ，分别测试了应力强度因子 Kmax = 15、17. 5、 20、22. 5 和 25 MPa·m0. 5 五种应力条件下的疲劳裂纹扩 展． 为了验证测量系统的可重复性，在进行了升 Kmax 试验后，又进行了降 Kmax试验． 每一阶段的疲劳裂纹 扩展速率及偏差见表 3． 图 8 室温下疲劳裂纹扩展速率曲线 Fig． 8 Crack growth rate curve at room temperature 表 2 室温下试验结果与偏差 Table 2 Ｒesults and deviations at room temperature 载荷 Kmax / ( MPa·m0. 5 ) 疲劳裂纹扩展速率/( mm·s － 1 ) 升 Kmax时 降 Kmax时 偏差/% 40 3. 21 × 10 － 5 3. 11 × 10 － 5 3. 12 35 2. 15 × 10 － 5 2. 05 × 10 － 5 4. 65 30 1. 22 × 10 － 5 1. 01 × 10 － 5 17. 21 25 6. 46 × 10 － 6 5. 01 × 10 － 6 22. 45 图 9 325 ℃下疲劳裂纹扩展速率曲线 Fig． 9 Crack growth rate curve at 325 ℃ 4. 3 结果讨论 4. 3. 1 疲劳裂纹扩展曲线分析 由疲劳裂纹扩展曲线可以看出，曲线平滑，直线度 较好，可以非常直观地显示出不同 Kmax值下疲劳裂纹 扩展速率变化，表明直流电压降信号十分稳定，测量系 统的稳定性较高． 试验结束后，测量实际裂纹长度，并 与直流电压降法得到的裂纹长度比较，误差在 5% 以 表 3 高温( 325 ℃ ) 下试验结果与偏差 Table 3 Ｒesults and deviations at 325 ℃ 载荷 Kmax / ( MPa·m0. 5 ) 疲劳裂纹扩展速率/( mm·s － 1 ) 升 Kmax时 降 Kmax时 偏差/% 15 3. 89 × 10 － 6 4. 01 × 10 － 6 2. 99 17. 5 9. 30 × 10 － 6 9. 07 × 10 － 6 2. 47 20 1. 98 × 10 － 5 1. 43 × 10 － 5 27. 28 22. 5 3. 15 × 10 － 5 2. 28 × 10 － 5 27. 62 25 3. 52 × 10 － 5 内，可以认为直流电压降法得到的裂纹长度十分准确． 由表 2 和表 3 可以看出: 随着载荷的增大，疲劳裂 纹扩展速率基本呈线性增大，并且升 Kmax时疲劳裂纹 扩展速率普遍比降 Kmax时要大; 在降 Kmax时，每个载荷 条件下的疲劳裂纹扩展曲线均是逐渐上升的，疲劳裂 纹扩展速率呈现先慢后快的变化趋势． 这是因为在裂 纹尖端存在塑性变形区，加载力越大，塑性变形区就越 大，疲劳裂纹扩展的阻力也就越大，当 Kmax值较大时， 裂纹尖端的塑性变形区阻力较大，在降 Kmax时，阻力只 能缓慢下降而加载力突然变小，导致疲劳裂纹扩展速 率会变小，此时的疲劳裂纹扩展速率并非该 Kmax值下 的真实疲劳裂纹扩展速率，需要等待裂纹穿过这段阻 力区达到平衡后才是该 Kmax值下真实疲劳裂纹扩展速 率，本文在降 Kmax时所得到的疲劳裂纹扩展速率均是 在曲线后半段直线度较好的地方取得的． 在升 Kmax时 并没有这种现象． 由表 2 和表 3 还可以看出，对比升 Kmax和降 Kmax时疲劳裂纹扩展速率，偏差均在 30% 以 内，当 Kmax值较小时，偏差在 5% 以内，表明试验结果重 复性较好． 对比 25 ℃和 325 ℃下的疲劳裂纹扩展曲线，在高 温下，材料在较低的载荷下仍然具有较高的疲劳裂纹 扩展速率，这是由于高温下材料的断裂韧性大大降低， 因而疲劳裂纹扩展速率增大． 4. 3. 2 材料微观结构和断口分析 将 690 合 金 管 用 10% 的溴甲醇溶液浸蚀20 ～ 25 s，在扫描电子显微镜下观察晶粒大小和晶界特征， 如图 10 所示． 晶粒大小均匀，晶粒内离散分布着碳化 物［M23C6］，其他化合物还包括钛氮化合物和碳氮化 合物( Ti( C，N) ) ，碳化铬则倾向于分布在大角晶界和 孪晶界周围． 试验结束后将试样在高载荷高频率条件下拉开， 观察扫描电镜断口形貌，室温和高温下的断口没有明 显区别，均观察到明显的疲劳辉纹和穿晶断裂，为典型 的塑性材料疲劳断口，如图 11 所示． 4. 3. 3 疲劳裂纹扩展模型 疲劳裂纹扩展模型是将已有试验数据和模型公式 联系起来，通过对已有试验数据的分析来预测材料的 ·1335·