GH4169 高温合金激光冲击强化层微观结构和微动疲劳行为研究

目的 提高GH4169镍基高温合金的微动疲劳寿命。方法 利用激光冲击强化（LSP）技术对GH4169高温合金榫试样进行表面强化处理并研究其微动疲劳性能。借助激光共聚焦显微镜（LCSM）、X射线衍射仪（XRD）、电子背散射衍射（EBSD）、显微硬度计、X射线应力分析仪、光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）及高频疲劳试验机,对激光冲击强化前后的GH4169高温合金的微观组织、硬度、残余应力、微动疲劳寿命、断口形貌和裂纹扩展情况进行分析。结果 激光冲击强化后表面硬度提高了17.3%,硬化层深度约为0.63 mm,表面残余压应力为331.5 MPa。经激光冲击强化后变形层中晶粒未发生明显细化,表明激光诱导冲击波主要引起GH4169高温合金中位错的形成而不是位错的运动。在20 kN峰值载荷下,尽管强化后的断裂机制没有发生明显的变化,但是强化后榫试样的微动疲劳寿命比未处理的试样提高了827%,裂纹从多疲劳源转变为单疲劳源,裂纹萌生位置从表面转移到距表面234 μm的次表面,激光冲击强化显著提升了GH4169的萌生抗力和扩展速率,扩展区域的疲劳条带间距从未处理的0.50 μm增加到了强化后的1.01 μm,这可能与残余应力的突变与松弛有关。结论 在激光冲击强化后获得硬化层和残余应力场共同影响下,GH4169高温合金榫试样的微动疲劳寿命得到了显著提升。     

K416B镍基铸造高温合金的700℃高周疲劳行为

通过高周疲劳性能测试和组织形貌观察,研究了K416B镍基高温合金700℃的高周疲劳行为.结果表明,在700℃和应力比R=-1条件下,合金疲劳寿命随着应力的升高而减小,高周疲劳强度为175 MPa;在低应力条件下,形变位错在γ基体中发生不同取向滑移,随着应力增加,位错剪切γ'相,形成层错;在拉压高周疲劳期间,合金中开动多个滑移系,并沿不同方向发生扭曲变形,在γ+γ'共晶及碳化物附近产生应力集中,致使裂纹源萌生于合金表面附近的共晶及块状碳化物处.随着高周疲劳进行,裂纹在扩展区沿枝晶间扩展,并在瞬断区发生典型的解理断裂.     

第二代单晶高温合金DD6的高周疲劳行为

研究Hf含量为0.34%和0.10%Hf的第二代单晶高温合金DD6在700℃的高周疲劳行为:采用扫描电镜对疲劳裂纹的萌生与失效机制进行分析,采用透射电镜研究变形后的显微组织.结果表明:含0.34%Hf的DD6合金比含0.10%Hf的合金的疲劳寿命稍有降低;疲劳裂纹萌生于试样表面、亚表面,沿{111}面扩展,而并不沿垂直应力轴方向扩展;断口上有典型的疲劳条带;Hf含量为0.34%和0.10%的DD6合金的高周疲劳断裂机制为类解理断裂.透射电镜分析表明,合金在循环变形中形成了不同形式的位错.     

核电用GH4169合金棒材315℃低周疲劳性能研究

采用轴向总应变控制方法研究核电用GH4169棒材在其工作温度315℃下的低周疲劳性能。结果表明,GH4169棒材的低周循环应力-应变行为符合非线性关系式。棒材的循环应变强化指数和循环强度系数分别为0.050 2和1 438.47。棒材315℃下低周疲劳应变-分析寿命符合关系式。     

DD98M镍基单晶高温合金900℃高周疲劳行为

研究了无Re第二代单晶高温合金DD98M在900℃时的高周疲劳性能.结果表明:该合金的疲劳寿命随着应力水平的升高而减小,且缺口降低了合金的疲劳强度和疲劳寿命,900℃时光滑和缺口试样的疲劳强度分别为574和360 MPa;利用扫描电镜(SEM)观察疲劳试样的断口形貌,发现缺口试样为多裂纹源断裂,裂纹主要萌生于缺口根部应力集中区域,而光滑试样为单一裂纹源断裂,裂纹源起始于试样表面、次表面疏松处或碳化物处;利用透射电镜(TEM)观察疲劳变形后的位错组态,发现光滑试样中主要以基体通道中的位错滑移为主,高应力水平下会出现位错对切割γ′相,而缺口高周疲劳在高应力下主要变形机制为不全位错切割γ′相形成层错.     

第二代单晶高温合金高周疲劳行为研究

研究了[001]取向第二代单晶高温合金(DD6和DD5)在760和980℃条件下的高周疲劳行为,并对比分析了DD6与DD5合金的高周疲劳性能。结果表明:DD6合金高周疲劳性能优异,760和980℃条件下10~7 cyc疲劳极限分别为414和403 MPa;2种合金的高周疲劳断裂机制均为类解理断裂;应力幅较低时,位错以弓出和交滑移的方式在γ基体通道中滑移;应力幅升高时,出现位错对剪切γ'相。DD5合金C含量是DD6合金的8倍,使其碳化物含量远高于DD6合金,且二者碳化物形态存在显著差异;在DD5合金疲劳断裂过程中,碳化物既是二次裂纹的萌生位置,又是裂纹的扩展通道,显著加快了疲劳裂纹扩展速率,明显降低了合金的高周疲劳性能。     

加载频率对直接时效GH4169高温合金疲劳裂纹扩展性能的影响

本文研究了频率对直接时效GH4169合金疲劳裂纹扩展性能的影响.结果表明:在试验温度为550℃时,频率的改变对直接时效GH4169高温合金疲劳裂纹扩展性能基本没有影响,其裂纹扩展的控制机理是机械疲劳;在试验温度为650℃时,在0.5Hz以上频率时,频率的改变对直接时效GH4169高温合金疲劳裂纹扩展性能基本没有影响,其裂纹扩展的控制机理是机械疲劳;但当频率降低至0.1Hz时,其疲劳裂纹扩展速率明显加快,裂纹扩展的控制机理是高温氧化.     

K40S钻基高温合金的高温低周疲劳行为Ⅱ.疲劳断口分析

研究了K40S钴基高温合金在700℃和900℃温度条件下由应变控制的高温低周疲劳行为,对疲劳断口形貌进行观察,结果表明:在高温低周疲劳加载条件下,K40S合金疲劳裂纹萌生机制为表面滑移带开裂与表面碳化物相界面开裂的综合作用;疲劳裂纹萌生与扩展方式为穿晶型,瞬断区呈现枝晶断裂特征;碳化物可作为障碍,阻碍疲劳裂纹的扩展,且为主要的二次裂纹策源地;K40S合金高温低周疲劳断裂为机械疲劳与高温环境氧化共同作用的结果.     

Ti-22Al-25Nb合金板条组织高温高周疲劳行为

研究了双尺寸板条组织的Ti-22Al-25Nb合金在650 ℃和700 ℃下的高周疲劳行为，采用升降法测试了合金的高温高周疲劳强度极限，当应力比R=-1，循环周次Nf=107次时，650 ℃和700 ℃的疲劳强度极限分别为470 MPa和400 MPa。对于双板条组织的Ti-22Al-25Nb合金，其疲劳裂纹既可萌生于试样表面，也可萌生于次表面，并且高周疲劳裂纹在次表面形核的试样具有更高的疲劳寿命。此外，研究发现双尺寸板条组织在高温高周疲劳损伤过程中以胞状析出的形式发生B2→β+O相变，形成组织中的不均匀区域，促使疲劳裂纹在此优先形核。     

K495高温合金的高周疲劳性能

研究了K495合金在700、900℃的高周疲劳性能.测试的疲劳为拉伸疲劳曲线,采用正弦波,应力比R=0.1.结果表明,K495合金在这两个温度下都具有较好的疲劳性能,其疲劳强度极限分别为322、314MPa.在700℃时,当应力较小时,其疲劳裂纹由驻留滑移带在晶界的冲击而产生;当应力较大时,其疲劳裂纹萌生于试样的冶金缺陷处,如凝固缩孔和夹杂物处和一种体心立方结构的富Y相;随最大应力的增加,裂纹源由单一裂纹源向多裂纹源转变;在900℃,裂纹产生于靠近表面的冶金缺陷处.     

K40S钴基高温合金的高温低周疲劳行为——Ⅱ.疲劳断口分析

研究了K40S钴基高温合金在700℃和900℃温度条件下由应变控制的高温低周疲劳行为，对疲劳断口形貌进行观察，结果表明；在高温低周疲劳加载条件下，K40S合金疲劳裂纹萌生机制为表面滑移带开裂与表面碳化物相界面开裂的综合作用；疲劳裂纹萌生与扩展方式为穿晶型，瞬断区呈现枝晶断裂特征；碳化物可作为障碍，阻碍疲劳裂纹的扩展，且为主要的二交裂纹策源地；K40S合金高温低周疲劳断裂为机械疲劳与高温环境氧化共同作用的结果。     

DZ125高温合金超高周疲劳裂纹萌生与扩展

裂纹的萌生与扩展是研究合金材料超高周疲劳行为的重要方面。本研究分析与探讨了温度和表面状态对DZ125合金的超高周疲劳裂纹萌生与扩展特征的影响。不同温度下,DZ125合金的超高周疲劳裂纹萌生位置和扩展方式不同。室温下,裂纹均沿表面起源,裂纹扩展以拉伸模式为主;700℃下,裂纹均沿亚表面起源,裂纹扩展以剪切模式为主。室温下,DZ125合金经激光冲击处理前后的超高周疲劳裂纹萌生位置和扩展方式均存在差异。经过激光冲击处理后,裂纹萌生于合金的内部孔洞缺陷,裂纹扩展完全以剪切模式进行。     

晶界氧化对GH4738高温合金疲劳裂纹扩展的作用

测定了GH4738合金在650、700、750及800℃空气环境下的疲劳裂纹扩展速率da/d N-ΔK曲线及疲劳裂纹扩展寿命a-N曲线,得出了温度对合金疲劳裂纹扩展的影响规律,并结合组织性能、疲劳特征、高温及室温下晶界氧化情况等分析了温度对合金疲劳裂纹扩展的影响。结果表明,随着温度升高,GH4738合金的疲劳裂纹扩展速率(FCGR)增加,合金的断裂方式由沿晶和穿晶混合型断裂向完全沿晶断裂转变;在初始应力强度因子幅度DK为40 MPa·m1/2、晶粒尺寸为30~40 mm时,合金的疲劳裂纹扩展寿命在650~700℃内显著下降,存在一个温度敏感区间,其原因并不是材料的组织和力学性能的变化,主要是高温下的氧化作用所致;O通过裂纹尖端、滑移带间接进入晶界或O直接渗入晶界的方式,与晶界处的活性元素Co、Ti、Al反应生成脆性氧化物,从而降低了晶界强度,使合金的抗疲劳性能显著下降。     

2397合金高周疲劳性能及裂纹萌生扩展行为

研究了2397-T87铝锂合金的高周疲劳性能及裂纹萌生扩展行为。结果表明:在应力比R=0.1时,2397-T87铝锂合金L方向、LT方向和ST方向光滑试样(K_t=1.0)的疲劳寿命极限分别约为192,243和151 MPa;缺口试样(K_t=3.0)的疲劳寿命极限分别约为72,78和70 MPa。其疲劳裂纹主要萌生于试样表面,以及氧化物、夹杂等脱落形成的空洞,Al(CuFeMn)第二相杂质粒子。驻留滑移带(PSB)和晶粒取向对其疲劳裂纹早期扩展有重要影响。     

NiCrAlY共渗涂层对K417G合金拉伸与疲劳性能的影响

采用两步法热扩散技术在K417G合金上制备了NiCrAlY涂层,涂层试样的拉伸试验分别在室温与900℃进行,旋转弯曲疲劳试验在室温下进行。研究了涂层对合金拉伸强度、疲劳寿命的影响及疲劳断裂机理。结果表明:室温和900℃条件下,施加涂层提高了合金的屈服强度,降低了合金的抗拉强度;室温下的涂层试样的疲劳极限强度比合金降低了50MPa,相同应力条件下涂层降低了合金的疲劳寿命;涂层NiAl相的本征脆性和涂层内部缺陷降低了基体合金的拉伸性能,并引发了疲劳裂纹的萌生与扩展。     

铸造镍基高温合金K52的低周疲劳行为

研究了抗热腐蚀铸造镍基高温合金K52在室温和900℃的低周疲劳行为．对循环应力-应变数据和应变-疲劳寿命数据进行了分析，给出了K52合金在此温度下的疲劳参数．合金的循环应力响应行为在室温下呈现循环硬化，而在900℃时则呈现循环软化，原因在于循环形变过程中位错之间以及位错与析出相之间的相互作用．疲劳断口宏观和微观分析表明：裂纹主要萌生于试样表面或靠近表面的缺陷处；裂纹形成后垂直于加载轴方向扩展，试样呈穿晶断裂．     

DD6单晶高温合金低周疲劳断裂特征的研究

对DD6单晶高温合金在高温低周(980℃、760℃)及疲劳/蠕变交互作用的断裂特征进行了研究。结果表明:DD6单晶高温合金高温低周疲劳断口往往呈多源开裂特征,裂纹萌生于试样的表面或亚表面,疲劳裂纹在刚萌生时沿着一定的小平面进行扩展,扩展区主要由垂直于裂纹扩展方向的疲劳条带和河流花样组成,瞬断区为类解理台阶形貌,裂纹扩展初期断口基本与主应力方向垂直,随着疲劳裂纹的扩展,断口呈现与主应力约成45°的平面特征;低周疲劳/蠕变交互作用的断裂特征与相同应变条件下低周疲劳断口总体形貌相似,但也一些不同之处,如断口整体氧化严重、疲劳扩展区面积明显减小。     

GH2036高温合金平板裂纹闭合效应及裂纹扩展模型

为探明GH2036高温合金的低循环疲劳裂纹扩展机理,对GH2036高温合金平板在550℃、不同应力比下的低循环疲劳裂纹扩展特性进行了试验研究,采用数字图像相关(DIC)方法确定了GH2036高温合金的张开应力强度因子。结果表明,温度550℃、应力比大于0.7时GH2036高温合金无裂纹闭合现象,在此基础上建立了以残余裂尖张开位移、应力比为参量的GH2036高温合金裂纹闭合模型。而后,断口的SEM分析表明:随着应力比的增加,裂纹扩展区由穿晶断裂向沿晶断裂转化。最后,基于GH2036高温合金的裂纹闭合模型,建立了GH2036高温合金平板的低循环疲劳裂纹扩展寿命预测方法,与试验数据吻合良好,验证了方法的准确性。     

TiAl合金高温疲劳小裂纹与长裂纹扩展行为

采用原位观察疲劳试验方法研究了变形TiAl合金在650℃下的三维小裂纹扩展行为,利用传统疲劳裂纹扩展试验方法研究了该合金在650～800℃温度范围内的长裂纹扩展行为。结果显示,650℃下,变形TiAl合金的三维小裂纹在低于长裂纹扩展门槛值的区域依然能够扩展,并且扩展速率高于长裂纹;位于试样棱边的横向机械加工刻痕是合金三维小裂纹萌生的主要位置之一,小裂纹在扩展过程中发生偏折并在偏折处合并,合金的疲劳寿命对试样表面的不规则条状加工缺陷不敏感;在650～800℃温度范围内,合金的疲劳长裂纹稳态扩展速率对温度变化不敏感,裂纹扩展过程均显示为解理断裂,裂纹扩展门槛值受韧/脆转变温度影响,韧/脆转变温度以下温度的门槛值较低。     

第二代单晶高温合金的低周疲劳行为

研究了含0.34%Hf DD6单晶高温合金在760℃下的低周疲劳行为,对其疲劳裂纹的萌生与扩展进行了分析。结果表明,含0.34%Hf DD6合金比含0.10%Hf的疲劳寿命稍有降低;其损伤以弹性损伤为主。疲劳裂纹萌生于试样表面、亚表面或试样内部后,先沿垂直应力轴方向扩展,后沿{111}面扩展。其断裂机制为类解理断裂。断口上有典型的疲劳条带。断裂组织分析表明,位错主要在基体通道中扩展,变形后期切过γ'相,形成滑移带。