镍基粉末冶金高温合金的压缩疲劳性能研究
纯镍与GH3625合金热压缩行为研究及本构解析
2.3铸态纯镍及GH3625合金的本构方程 金属热压缩变形行为本质上是热激活过程，只
有激活能达到要求,热变形过程才能进行 .激活能还 控制着金属在热变形过程中的流变应力 •本构关系 反映了材料本构行为的规律，同时本构方程也是求 解计算塑性成形问题的基本方程以及确定金属热
・4・
兰州理工大学学报
第47卷
4
-3 -2 -1
0
1
2
3
In e/s-1
第47卷第3期 2021年6月
兰州理工大学学报 Journal of Lanzhou University of Technology
文章编号：1673-5196(2021)03-0001-09
Vol. 47 No. 3 Jun 2021
纯鎳与GH3625合金热压缩行为研究及本构解析
刘德学门，，权兆东】，李 亮1，张 啸1，贾 智12
Investigated on hot compression behavior and constitutive analysis of pure nickel and GH3625 alloy
LIU De-xue1，, QUAN Zhao-dong1, LI Liang1, ZHANG Xiao1, JIA Zhi1，
In a = — In e 一B1
(4)
ni
400
300 £ W 200
・ 900 °C ▲ 1 000 °C ・ 950 °C ▼ 1பைடு நூலகம்200 °C
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(a) ln&Q关系
6 r ・ 900 °C，1 000 °C • 950 °C ▼ 1 200 °C
粉末高温合金FGH95和FGH96的热机械疲劳性能
第 ６期
粉末 高 温合金 Ｆ Ｈ ５和 Ｆ Ｈ ６的热机械 疲 劳性 能 Ｇ ９ Ｇ ９
ｌ ０ ６０ １０ ２０
９ ７
８０ ０ ４ Ｑ
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Ｏ０ ５ ．０ Ｏ０１ ． ０ ￡｜ ｍ ｍ ｍ Ｌ ｌ ＯＰ ＧＨ９ Ｆ ５ 。 １Ｏ ．％
６ ｍｍ 的热
采用 机 械 应 变 控 制 方 式 分 别 进 行 了 应 变 比 Ｒ ＝
一
１０ ３０（￣ ６ ０ 同相位 热机 械疲 劳试 验 和反 相 ． ，５ ￣ ０ ℃ ｃ ＝
位热 机械 疲劳 试验 。
试验 过 程 中采 集 的 波形 分 别 如 图 １和 图 ２所
示 。 从 图 １ 图 ２可 以 看 出 ， 验 过 程 中 的 温 度 循 和 试 环控 制 的非 常理想 。
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Ｉ Ｐ， ３ ０－ ０ ５ － ０℃ ， － ６ －ｓ ＝１０ ．％
高强 度低 塑性 的特 点 。当应 变 水 平 较 高 时 （ｓ ≥ …
限温度 的等 温低 循 环疲 劳 寿命 短 ， Ｇ ９ Ｆ Ｈ ５合 金就
存 在此 类现 象 。基 于 以上 原 因 ， 于 航 空 发 动机 对 涡轮 叶片 和涡轮 盘等关 键 部件 只进 行等 温低周 疲劳 试 验来 进行 的抗 疲 劳设计 ， 存在 不安 全 因素 ， 不能够 满 足安 全设 计 的要 求 。因此 ， 有必 要 对 既 承 受机 械 载荷 又承受 热载 荷 的材料 进行 模拟 实 际工况 的热机 械 疲 劳试验 。 目前 ， 内外 航 空发 动 机 的 涡轮 盘材 料 多 为 粉 国 末 高温 合 金 ， 同时 对粉 末 高 温 合金 的力 学 性 能 开 展 了广 泛 深入 的研 究 ， 为粉 末 涡 轮 盘 在 航 空 发
镍基高温合金的研究与工程应用
镍基高温合金的研究与工程应用随着机械制造和航空航天工业的不断发展，对于高温高压材料的需求也越来越大。
而镍基高温合金便成为了解决这一难题的重要材料之一。
镍基高温合金具有优异的高温抗氧化性能、高强度和耐磨性等特点，成为了高端制造领域的首选材料之一。
本文将探讨镍基高温合金的研究和工程应用。
一、镍基高温合金的分类和组成镍基高温合金按所含元素定性可分为镍基合金、高温合金、超高温合金和热成形合金四类。
在这四个类别中，镍基合金和高温合金是大量被应用的两个类别。
镍基合金主要由镍、铬和铁组成，常常加入一定比例的铝、钛和钨等元素，其中铬的含量在10%~30%之间。
高温合金除包含镍、铬、铁外，还含有铝、钛、钪、钼等元素，富铝高温合金还含有少量的硼、锰、锆等元素。
二、镍基高温合金的性能镍基高温合金具有很强的高温抗氧化性能，能够保持高温下的结构稳定性，在较长时间内不会发生软化、变形和腐蚀。
这一性能通过合金中添加铝、硅、钆等元素进行增强。
同时，镍基高温合金还具有高强度和耐磨性，能够在高速摩擦和高压环境下保持稳定性能，避免失效和生产事故的发生。
三、镍基高温合金的研究目前，针对镍基高温合金的研究主要集中在材料的制备、加工、表面处理和性能优化等方面。
对于材料制备方面，热状态下的粉末冶金、熔炼和快速凝固技术是当前的研究热点。
通过这些制备方法，能够获得颗粒更细、晶粒更细的材料。
对于材料加工方面，高温合金在制造过程中需进行多次热加工和热处理，以获得其高强度、高稳定性的特点。
表面处理方面，通常蒸镀、喷涂等方法常常用于增强镍基高温合金的抗腐蚀性能。
性能优化方面，深入研究各类添加元素对于合金力学性能的影响，以及不同工艺对于合金微观结构的影响均是当前研究的方向之一。
四、镍基高温合金的应用随着工业技术的不断提高，镍基高温合金的应用领域越来越广泛。
在航空航天、军事、电力、船舶制造等领域，镍基高温合金都有广泛的应用。
一方面，镍基高温合金能够长时间保持在高温高压环境下的稳定性能，在火箭发动机、航空发动机和汽车发动机等高温机件中得到应用。
GH3044的高温低周疲劳性能研究
２ ０ ０ ８ 《 金属 材 料轴 向 等 幅低 循 环 试 验 方 法 》 中 的
带 方 面 比较 都 比 Ｍ ａ ｎ ｓ ｏ ｎ ・ Ｃ ｏ ｉｎ方程 、 ｆ 三参数幂函数方程的预测精度好。
关键词 ： Ｇ Ｈ ３ ０ ４ ４ ； 低周疲劳 ； 循环硬化／ 软化 ； 寿 命 预 测
ｄ ｏ ｉ ： １ ０ ． ３ ９ ６ ９ ／ ｊ ． ｉ ｓ ｓ ｎ ． １ ０ ０ ５ — ５ ０ ５ ３ ． ２ ０ １ ３ ． １ ． ０ １ ７
了该合金在 应变 控制 下 的疲 劳变形 和 损伤 的一般 规 律， 并采用 多种模型对合金的疲劳寿命 进行 了预测 ， 可 为该合金的部件设计 、 定寿和延寿工作提供参考依据。
１ 试 验 材 料
试验用 材 料 为 Ｇ Ｈ ３ ０ ４ ４棒 材 ， 材料 的密 度 为 ８ ．
８ ９×１ ０ 。 ｋ ｇ ／ ｒ ｎ 。合 金 采 用 电弧 炉 加 真 空 自耗 重 溶 工艺 熔炼 ， 轧制 成 ￣ ｂ ｌ ８ ｍ ｍ×１ ０ ０ ０ ｍｍ 的棒 材 ， 经 固溶 （ １ １ ４ ０ ℃， 保温 １ ｈ ， 空冷） 热 处理后 ， 按 图 １加 工成 低 周疲 劳试样 进行 试验 。合 金 的化 学成 分见 表 １。
第３ ３卷 第 １ 期
２ ０ １ ３年 ２月
航
空
材
料
学
报
Ｖｏ １ ．３ ３，Ｎｏ ．１ Ｆｅ ｂ ｒ ｕ ａ ｒ ｙ ２ ０１ ３
Ｊ ＯＵＲＮＡＬ ＯＦ ＡＥＲＯＮＡＵＴＩ ＣＡＬ ＭＡＴＥＲＩ ＡＬＳ
高温合金材料研究及其在航空发动机中的应用
高温合金材料研究及其在航空发动机中的应用一、高温合金材料的概述高温合金材料是指在高温下具有不同程度抗氧化、耐腐蚀、机械性能和热物性能的金属材料。
常见的高温合金材料包括镍基、铜基、钴基、铁基等多种。
这些材料常用于制造航空发动机、核电站、化工设备和航天器等高温环境下的零部件。
由于高温合金材料的高温强度和耐腐蚀性能较好，因此在航空发动机中有着重要的应用。
二、高温合金材料的分类1. 镍基高温合金：镍基高温合金具有优异的高温性能，其在700℃以上的高温下具有较好的高温强度、耐蠕变性和抗氧化腐蚀性能。
因此在制造高温零部件中广泛应用。
其主要应用于航空发动机叶片、涡轮盘和燃烧器等高温零部件。
2. 铜基高温合金：铜基高温合金主要以铜为主体，添加了一些其他元素合金而成。
它具有优秀的高温高强度、高硬度、抗蠕变性能和抗氧化性能，在制造高温零部件中得到广泛应用。
它主要用于喷气发动机叶盘、涡轮盘、热交换器和汽轮发电机等。
3. 钴基高温合金：钴基高温合金强度高，具有较高的耐腐蚀性和耐磨损性，因此在高温和强腐蚀性环境下应用广泛。
由于钴基高温合金的成本较高，因此只应用于特定的领域，如高压液氧涡轮机和航空、航天设备中的高温零部件等。
4. 铁基高温合金：铁基高温合金以铁元素为主体，加入适量的铬、钨、钼等元素。
其具有较好的高温强度和抗氧化性能，在航空发动机、热电站和石化设备等高温领域得到广泛应用。
三、高温合金材料的制备1. 熔铸法：熔铸法是将各种合金材料按照一定比例混合后放入熔炉中熔化，并进行精炼和浇铸成型的方法。
它可以制备各种形状的高温合金材料，在制造大规模的、不同形状的精密零部件时，熔铸法具有优越性。
2. 粉末冶金法：粉末冶金法是一种直接在原位反应产生高温合金材料的方法。
该方法可以在制造高温合金材料时控制合金中的微量元素，并在材料中产生微观尺寸的粉末。
它可以制备出各种材料的粉末，随后使用冷压、模压、等静压等方法制备出各种形状的零部件。
K465镍基高温合金的研究共3篇
K465镍基高温合金的研究共3篇K465镍基高温合金的研究1K465镍基高温合金的研究随着工业化的发展，高温合金已经成为一种非常重要的材料。
高温合金具有高温下的稳定性和耐腐蚀性，在一些高温环境下有着广泛的应用。
K465镍基高温合金是一种应用广泛的高温合金。
K465镍基高温合金是一种有着优秀高温性能的金属材料。
它的主要成分是镍、铬和钼。
在高温下，K465合金具有良好的耐氧化性和耐腐蚀性。
这种合金在高温下还具有高的强度和良好的塑性。
K465合金是一种适用于航空、化工等领域的高性能材料。
K465镍基高温合金的研究是一项重要的课题。
近年来，K465合金的研究已经成为了材料科学领域的研究热点之一。
在国内外的研究者的共同努力下，K465高温合金已经取得了一系列的进展。
在K465镍基高温合金的研究中，研究者首先需要了解合金的组成和结构。
这项工作是研究的基础。
合金的组成和结构可以影响合金的性能和应用范围。
随着先进技术的不断发展，合金组成和结构的分析方法也得到了很大的提升。
现代的分析方法可以从微观和宏观两个方面对材料进行分析。
在K465镍基高温合金的研究中，还需要对合金的物理和化学性质进行研究。
材料的性质直接影响着材料的应用。
通过实验方法，可以对K465合金的物理和化学性质进行深入的了解，为合金的应用和改进提供科学依据。
在K465镍基高温合金的研究中，研究者也需要了解合金在高温环境下的行为。
高温下的合金的性能与室温下的合金不同，因此了解合金在高温环境下的行为对高温合金的应用和改进至关重要。
高温实验平台的建设和实验方法的研究也是这一领域的重要方向。
总的来说，K465镍基高温合金的研究是一项复杂而重要的课题。
在这一领域，需要有跨学科的研究和合作。
随着高温合金研究的不断深入，K465合金的应用范围也将会不断扩大，为科技的进步和工业的发展做出越来越大的贡献综上所述，K465镍基高温合金的研究需要综合运用现代分析方法，深入了解其组成、结构、物理和化学性质以及在高温环境下的行为，从而开发出更优质的合金材料，促进科技和工业的发展。
镍基高温合金材料的研究进展
镍基高温合金材料的研究进展一、本文概述镍基高温合金材料作为一种重要的金属材料，以其出色的高温性能、良好的抗氧化性和优异的力学性能，在航空航天、能源、化工等领域具有广泛的应用。
随着科技的快速发展，对镍基高温合金材料的性能要求日益提高，其研究进展也备受关注。
本文旨在全面综述镍基高温合金材料的最新研究进展，包括其成分设计、制备工艺、组织结构、性能优化以及应用领域等方面，以期为未来镍基高温合金材料的进一步发展提供理论支持和指导。
本文首先介绍了镍基高温合金材料的基本概念和特性，概述了其在不同领域的应用现状。
随后，重点分析了镍基高温合金材料的成分设计原理，包括合金元素的选取与配比，以及如何通过成分调控优化材料的性能。
在制备工艺方面，本文介绍了近年来出现的新型制备技术，如粉末冶金、定向凝固、热等静压等，并探讨了这些技术对材料性能的影响。
本文还深入探讨了镍基高温合金材料的组织结构特点，包括相组成、晶粒大小、位错结构等，并分析了这些结构因素对材料性能的影响机制。
在性能优化方面，本文总结了通过热处理、表面处理、复合强化等手段提高镍基高温合金材料性能的研究进展。
本文展望了镍基高温合金材料在未来的发展趋势和应用前景，特别是在新一代航空航天发动机、核能发电、高温传感器等领域的应用潜力。
通过本文的综述，旨在为相关领域的研究人员和企业提供有益的参考和借鉴，推动镍基高温合金材料的进一步发展和应用。
二、镍基高温合金的基础知识镍基高温合金，也称为镍基超合金，是一种在高温环境下具有优异性能的特殊金属材料。
它们主要由镍元素组成，并添加了各种合金元素，如铬、铝、钛、钽、钨、钼等，以优化其热稳定性、强度、抗氧化性、抗蠕变性和耐腐蚀性。
镍基高温合金的这些特性使其在航空航天、能源、石油化工等领域具有广泛的应用。
镍基高温合金之所以能够在高温环境下保持优异的性能，主要得益于其微观结构的特殊性质。
这些合金在固溶处理和时效处理后，会形成一系列复杂的金属间化合物，如γ'、γ''和γ'″等，这些化合物在基体中弥散分布，起到了强化基体的作用。
镍基高温合金的研究和应用
镍基高温合金的研究和应用王睿【摘要】镍基高温合金是通常以镍铬为合金基体,并根据具体需求加入不同的合金元素,从而形成的单一奥氏体基体组织.由于镍元素在化学稳定性、合金化能力和想稳定性上的优势,镍基高温合金相对于铁基和钴基高温合金具有更优异的高温强度、抗疲劳性能、抗热腐蚀性、组织稳定性等性能.经过几十年发展和完善,我国高温合金领域在合金设计方法、合金种类、冶炼和热处理工艺、工业化管理等方面均取得了较大的进展,而凭借其独特的优势,镍基高温合金已经成为当代航空航天和燃气轮机工业中地位最重要的高温结构材料.本文主要从常见镍基高温合金分类、冶炼工艺和处理方式、强化机理以及合金化等方面,简要介绍了镍基高温合金的主要研究进展和实际应用.%Nickel-base high-temperature alloys are usually made of nickel-chromium alloy and different alloy elements are added according to specific requirements, thus forming a single austenitic matrix. Because of the advantages of chemical stability, alloying ability and relative stability of nickel element, Nickel-base high-temperature alloys has more excellent high temperature strength, fatigue resistance, thermal properties, such as corrosion resistance, stability of the organization. After decades of development and improvement, the high temperature alloys in China have made great progress in the aspects of alloy design methods, alloy types, smelting and heat treatment processes, industrialization management, etc. With their unique advantages, Ni-based superalloys have become themost important high temperature structural materials in the aerospace and gas turbine industries. In this paper, the main research progress andpractical application of nickel-based superalloy are briefly introduced from the aspects of classification, smelting process and treatment, strengthening mechanism and alloying of common Ni-based superalloys.【期刊名称】《化工中间体》【年(卷),期】2017(000)007【总页数】2页(P50-51)【关键词】镍基高温合金;航空航天【作者】王睿【作者单位】江苏省常州市武进区前黄高级中学国际分校江苏 213000【正文语种】中文【中图分类】T高温合金特指以镍、钴、铁或三者与铬的合金为基体,能够承受苛刻的机械应力和600℃以上高温环境的一类高温结构材料.它一般具有较高的室温和高温强度、良好的抗蠕变性能和疲劳性能、优良的抗氧化性和抗热腐蚀性能、优异的组织稳定性和使用可靠性.上个世纪50年代初,我国通过仿照前苏联,自主研制并生产了出第一款高温合金GH3030,从而拉开了我国对于高温合金研究和应用的序幕.20世纪60年代初,我国投入大量人力和物力研究高温合金等军工领域用材料,许多高温合金的研究和生产中心在此时得以建立,并且引进了大量的科研和检测设备.这一阶段,考虑到我国本身存在quot;缺钴少镍quot;的情况,因此我国在高温合金领域特别是铁基高温合金上取得了前所未有的突破,研究和生产均出具规模,生产了诸如GH4037、K417等多个牌号的高温合金.但是由于基体本身化学和物理性质的原因,铁基高温合金在多方面均远逊色与同成分的镍基高温合金,因此在改革开放后,镍基高温合金逐渐成为我国高温合金研究和生产的主体,通过全面紧扣镍原矿,引进欧美技术,我国在粉末镍基高温合金,单晶镍基高温合金和定向凝固柱晶高温合金等尖端领域均取得了重大突破,先后推出了FGH 系列粉末涡轮盘材料,第一、二代单晶镍基高温合金DD402、DD26等.本文主要从镍基高温合金常见分类、冶炼和制备工艺、强化机理和合金化、实际应用等几个方面来简要介绍了镍基高温合金的研究发展.镍基高温合金具有许多种类,通常按照成型工艺的不同,将其分为铸造高温合金和变形高温合金.铸造高温合金由铸造工艺制备,通常分为等轴晶、定向柱晶和单晶三种.而变形高温合金普遍由粉末工艺制备,分为粉末高温合金和弥散强化型高温合金,通常具有良好的冷热加工性能和力学性能.(1)粉末高温合金利用粉末冶金工艺制造而成的高温合金称为粉末高温合金.传统铸造-锻造工艺制成的高合金化高温合金,存在宏观偏析严重、难于成型、疲劳性低等缺点,因此在工艺生产中并未大规模使用.随着粉末工艺的推广,通过在真空或惰性气体气氛下,以制粉工艺将高合金化难变形高温合金制成细小粉末,再通过不同的成形法制成目标合金.由于晶粒细小、成分均匀、微观偏析轻微,故相对于传统铸造合金,粉末高温合金往往在热加工性能,屈服强度和疲劳强度等力学性能上均得到较大提升.目前我国常用的粉末高温合金主要有FGH系列等,其中80年代研制的FGH95是目前强度最高的粉末高温合金.(2)定向柱晶高温合金通过定向凝固技术,使得合金内的横向晶界被消除,制备出只保留了平行于主应力轴的单一晶界的合金称为定向柱晶高温合金.定向凝固柱晶工艺通过螺旋选晶器或籽晶法,只允许一个柱状晶生长,可制成消除一切晶界的单晶涡轮叶片或导向叶片.定向柱晶高温合金具有优异的高温强度和屈服强度,并且相较于单晶高温合金,工艺更为简单、制作成本和检验成本也更低,因此定向柱晶高温合金被广泛应用于涡轮叶片的制造.(3)单晶高温合金采用定向凝固工艺消除所有晶界的高温合金称为单晶高温合金.单晶高温合金同样采用定向凝固技术,但是在型壳设计上增加了单晶选择通道.由于合金内一切晶界被消除,合金化程度很高,其高温强度、疲劳性能等力学性能相对于等轴晶和定向柱晶高温合金有了大幅度的提高,因此在尖端航空领域,单晶高温合金得到广泛应用,比如美国F35战斗机涡轮叶片所采用的的即使第三代镍基单晶高温合金CMSX-10.但是单晶高温合计由于制造成本相对较高、工艺复杂,因此使用受到局限.不同种类的镍基高温合金采用的制备方式截然不同,定向柱晶高温合金和单晶高温合金均采用定向凝固技术,粉末高温合金采用粉末冶金工艺方法生产,而传统的铸造高温合金采用铸-锻工艺生产.粉末高温合金和单晶高温合金是时下应用最前沿的两类镍基高温合金,因此对于其制备方法的研究是具有直接代表意义的.(1)定向凝固技术制备单晶高温合金和定向柱晶高温合金通常采用定向凝固技术,二者差别在于单晶高温合金往往会增设单晶选择通道.现在常用的定向凝固技术有,高速凝固法(HRS)、液态金属冷却法(LMC)、发热剂法(EP)和功率降低法(PD)等,这其中高速凝固法和液态金属凝固冷却法是目前应用最广的制造工艺.高速凝固法(HRS)通过在加热区底部增设了隔热挡板,并且在水冷底盘添加水冷套,使浇注后型壳与加热器之间发生了相对移动,增大了挡板附近的温度梯度,从而实现细化组织,消除晶界各异性的目的.液态金属冷却法(LMC)则是通过加入一个冷却剂槽,通常以锡为冷却剂.当合金熔体浇注成型后,将其从加热器中移出并逐渐匀速浸入到液态锡冷却剂中,这样在合金凝固表面和内部形成了较大的温度梯度,促使晶粒以单一方向生长.通过控制诸如冷却剂温度、浸入速率等参数可以调整合金的晶粒尺寸.(2)粉末冶金工艺粉末冶金工艺通常分为粉末制备和粉末固结两个阶段.目前在实际生产中的粉末制备工艺主要采用气体雾化法和旋转电极法.气体雾化法又被称为AA法,首先将真空熔炼过的母合金加入到雾化设备中,在真空环境下进行重熔,熔解的合金经由漏嘴流出后,在高压气体流的冲击下被雾化成粉末,其中氩气是最常用的气体.旋转电极法则是将合金料在高速旋转,利用固定的钨电极产生等离子弧来连续熔化合金料,这样在离心力的作用下,形成的液滴飞出形成了细小的粉末.粉末制备成功后,需要进行固结以便成形.由于传统的高温合金粉末中往往含有难烧结且易氧化元素,因此在传统的直接烧结工艺下成形相当困难,必须引入高温高压气氛.目前常见的粉末固结方式有真空热压成形、热等静压成形、热挤压和锻造、电火花烧结等成型方法,其中热等静压和热挤压是国内常用的两个工艺.镍基高温合金的强化效应通常组织强化和工艺强化两种.第一种是因为高温合金中的合金元素和基体元素相互作用,引起组织的变化而产生的强化效应.工艺强化是通过改良生产工艺、处理方式、锻造工艺等来实现对高温合金性能的提升.众多强化方式中,合金化对于高温合金性能的改变尤为重要.镍可以通过固溶、形成第二相等方式与加入的合金元素相互作用,其中常见的合金元素有Cr,W,Mo,Re,Al,Ti,Ta,C,B,Zr和稀土元素等十余种合金元素,这些元素在合金中起着不同的作用.Cr是镍基高温合金中含量相对较高的一个元素,它以固溶态存在于基体中,从而改善镍基高温合金的抗氧化性和抗热腐蚀性.W和Mo通过提高扩散激活能,降低合金中的扩散,从而增强原子间结合力,提高合金的硬度和高温强度.Al 是最主要的γ'相形成元素,且在高温下能形成保护性的氧化膜,提高合金的抗氧化性能,因此Al也常被用于表面化处理.其他如C,B,Zr和稀土元素等微量元素,在镍基高温合金中的含量均在1%以下,但是也起着很强的作用.经过几十年的研究和发展,镍基高温合金虽已经在多个方面均取得较大的突破,但为了满足航空、航天领域对于高性能高温合金材料不断增加的需求,也为了应对相关领域的国际竞争,增加我国的制空竞争力,在以后得研究中仍得从以下几个方面加强:(1)建立和完善更有效的合金设计方法,通过调整合金元素的比例,改善制造工艺来得到强度更高,质量更轻,成本更低的镍基高温合金;(2)应该对尖端高温合金诸如第三代单晶高温合金、第五代粉末高温合金的研制,改善制备工艺,使得这类合金的性能和质量更加稳记录并完善合金的性能和数据;(3)要扩大应用范围,扩展对于民用燃气轮机中高温合金的研制和开发.总之,镍基高温合金是航空航天领域发展的核心关键,高温材料的强度决定了飞机发动机的推重比和性能,因此研究镍基高温合金是认识材料领域,了解我国乃至世界航空航天领域发展,探索我国国防事业的一块敲门砖.王睿,男,江苏省常州市武进区前黄高级中学国际分校;研究方向:材料类.【相关文献】[1]郭建亭.高温材料学[J].北京:科学出版社,2010.06.[2]张义文.粉末高温合金研究进展[J].中国材料进展,2013年第1期.[3]孙晓峰.镍基单晶高温合金研究进展[J].中国材料进展,2012年第12期.[4]王斌,Al对高温合金高温抗氧化性能的影响[J].材料热处理技术,2012年5月.。
粉末冶金高温合金的组织和性能研究
图２ ＦＧＨ４０９６合金显微组织形貌．
Ｆｉｇ．２
Ｍｉｅｒｏｓｔｒｉａｃｔｔｔｉｍ ｏｆ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙ ＦＧＨ４０９６ ｄ—金相；ｂ—ⅡＭ
图３ ＦＧＨ４０９７合金显微组织形貌 Ｆｉｇ．３ Ｍｉｅｒｏｏｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｓｕｐｅｒａｌ｜ｏｙ ＦＧＨ４０９７
ｎ一金相；６一ｓＥＭ
３．３台金性能
台盒
Ｔａｂｌｅ ２
裹２ ３种台金中的相组成 Ｃｏｍｏｏｓｌｔｔｏｎ ｏｆ ｔｈｅ ｐｈａｓ８ ｉｎ ＦＣＩｔ４０９５，ＦＧＩｔ４０９６ ａｎｄ １７ＣＩｔ４０９７ ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ
ＦＣ｝１４０９５
ＦＧＨ４０９６
ＦＧＨ４０卯
合盒中相组成
Ｔ，Ｙ’，ＭＣ，鸭Ｂ２（痘）
１，一．Ｍｃ，Ｍ∞（２６（痕），Ｍ，Ｂ２（痕）
３．３．１室温拉伸性能 ＦＧＨ４０９５的室温拉伸强度分别比ＦＧＨ４０９６和 ＦＧＨ４０９７高１１％和２１％，ＦＧＨ４０９７的拉伸塑性最好。 ＦＧＨ４０９６介于二者之间（图４）。从屈强比（％：／吼） 看，ＦＧＨ４０９７为０．６８，ＦＧＨ４０９６为０．７２．ＦＧＨ４０９５为
０．７５。
３．３．２室温硬度和室温冲击韧性 从表３可见，ＦＧＨ４０９５室温硬度分别比ＦＧＨ４０９６ 和ＦＧＨ４０９７合金高１０％和２１％，ＦＧＨ４０９５室温冲击韧 性最差，ＦＧＨ４０９６与ＦＧＨ４０９７比ＦＧＨ４０９５高约６０％。
Ｓｔｕｄｙ Ｏｉｌ Ｍｉｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ
Ｚｈａｎｇ Ｙｉｗｅｎ＠Ｔａｏ Ｙｕ Ｚｈａｎｇ Ｙｉｎｇ Ｌｉｕ Ｊｉａｎｔａｏ Ｚｈａｎｇ Ｇｕｏｘｉｎｇ Ｚｈａｎｇ Ｎａ （Ｈｉ曲Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，ＣＩＳＲＩ，Ｂｅｉｊｉｎｇ １０００８１，Ｃｈｉｎａ）
不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能
技术改造—308—不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能薛庆增（海装沈阳局驻沈阳地区某军事代表室，辽宁 沈阳 110043）镍基单晶高温合金因具有非常优异的综合性能而成为先进航空发动机涡轮工作叶片和导向叶片的关键材料。
涡轮叶片作为航空发动机中的关键热端部件，服役时不同位置的温度差别较大，存在极其复杂的温度场，承受较大的热应力，同时还承受高离心力和高温交变载荷作用，因此常发生应变控制的低周疲劳失效。
为此，对一种Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Al-Hf-C 系单晶高温合金在800,980℃下的低周疲劳性能进行了研究，拟为单晶高温合金的工程应用提供参考。
1试样制备与试验方法在水冷型高温梯度真空感应单晶炉中制备Ni-Cr-Co-Mo-W -Ta-Nb-Re-Al-Hf-C 系单晶高温合金棒，采用Ｘ射线极图法测得合金的晶体取向为[001]取向，取向偏离角度保持在10°以内。
采用箱式电阻热处理炉对合金进行热处理，热处理工艺为1290℃×1h＋1300℃×2h＋1315℃×2h＋1330℃×6h 空冷＋1140℃×4h 空冷＋870℃×32h 空冷。
将热处理后试样加工成低周疲劳试样，采用DST-5型低周疲劳试验机对试样进行低周疲劳试验，试验温度分别为800，980℃，采用总应变控制法，加载应变速率为5×10-3s -1，应变比为-1，应力波形为三角形。
在100℃、质量分数为25%的高锰酸钾溶液中，利用水煮法去除疲劳断口表面的氧化皮，然后进行超声清洗，采用S4800型扫描电镜观察疲劳断口形貌。
在疲劳断口附近位置截取试样，采用双喷电解法制备透射试样，在JEM-2000FX 型透射电镜下观察位错形貌。
2试验结果与讨论2.1合金的低周疲劳寿命 在800，980℃下，合金的低周疲劳寿命（失效循环次数）均随总应变幅的增加而降低；总应变幅相同时，980℃下合金的疲劳寿命低于800℃下的；总应变幅较高时，2种温度下合金的疲劳寿命相差较小，总应变幅较低时，合金的疲劳寿命相差较大。
粉末高温合金研究进展
粉末高温合金研究进展一、本文概述粉末高温合金，作为一种重要的金属材料，以其出色的高温性能、优异的力学性能和良好的抗腐蚀能力，在航空航天、能源、化工等领域具有广泛的应用前景。
随着科技的不断进步，对粉末高温合金的性能要求也越来越高，因此，对粉末高温合金的研究显得尤为重要。
本文旨在全面综述粉末高温合金的研究进展，包括其制备工艺、组织结构、性能优化以及应用领域等方面。
我们将简要介绍粉末高温合金的基本概念、特点以及应用领域，然后重点分析当前粉末高温合金的制备方法及其优缺点，包括粉末冶金法、机械合金化法、自蔓延高温合成法等。
接着，我们将探讨粉末高温合金的组织结构对其性能的影响，以及如何通过调控组织结构来优化其性能。
我们还将对粉末高温合金在高温、强腐蚀等极端环境下的性能表现进行深入研究。
我们将展望粉末高温合金的未来发展趋势，包括新材料的开发、新技术的应用以及新工艺的研发等方面，以期为推动粉末高温合金的研究和应用提供有益的参考和借鉴。
二、粉末高温合金的制备技术粉末高温合金的制备技术近年来取得了显著的进步，为高温环境下的应用提供了强有力的材料支持。
粉末高温合金的制备主要包括粉末制备、粉末冶金、热处理及精密加工等关键步骤。
粉末制备是粉末高温合金制造的基础。
目前，常用的粉末制备方法有气相沉积法、液态金属雾化法、机械合金化法等。
其中，液态金属雾化法因其生产效率高、粉末质量稳定而被广泛应用。
这种方法通过高速气流将液态金属破碎成细小的液滴，并迅速冷却凝固成粉末。
粉末冶金是将粉末进行压制和烧结，以获得所需形状和性能的合金材料。
压制过程中，通过模具和压力使粉末颗粒紧密结合，形成具有一定形状和密度的坯料。
烧结则是在一定温度和气氛下，使粉末颗粒间发生原子扩散和结合，形成连续的合金基体。
热处理是粉末高温合金制备过程中的重要环节，用以调整材料的组织结构、提高性能。
通过控制加热温度、时间和冷却速度等参数，可以优化合金的相组成、晶粒大小和分布，进一步提高高温强度、抗蠕变性能和热稳定性。
镍基高温合金的高温疲劳行为研究与改善
镍基高温合金的高温疲劳行为研究与改善在高温环境下，镍基高温合金广泛应用于航空、航天和能源等领域。
然而，由于高温下的复杂力学行为，镍基高温合金容易出现疲劳损伤，限制了其使用寿命和性能。
因此，研究和改善镍基高温合金在高温疲劳行为方面具有重要意义。
一、高温疲劳行为研究镍基高温合金在高温下发生的疲劳行为主要包括循环应力响应、循环应变累积和裂纹扩展等。
在实验研究中，采用试验曲线和断口形貌分析等方法来研究高温疲劳行为。
例如，通过拉伸和压缩试验得到的循环应力应变曲线可以反映材料的塑性行为和疲劳寿命。
此外，扫描电子显微镜(SEM)观察断口形貌可以揭示裂纹的形态和扩展机制。
二、高温疲劳行为的改善为了改善镍基高温合金的高温疲劳行为，可以从材料设计和热处理两方面进行优化。
（一）材料设计优化1. 添加强化相：通过添加强化相，如γ'相和硼等，可以增强镍基高温合金的力学性能，提高其抗疲劳性能。
2. 调整合金成分：调整合金的成分可以改变合金的晶体结构和相变温度，从而影响疲劳行为。
合理的合金成分设计能够提升材料的疲劳寿命。
（二）热处理优化1. 固溶处理：通过合适的固溶处理工艺，可以调节镍基高温合金的晶体组织和晶界强度，提高材料的疲劳性能。
2. 时效处理：通过时效处理，可以形成合适的析出相和弥散相，提高材料的强度和疲劳寿命。
三、未来发展方向当前，镍基高温合金的高温疲劳行为研究仍面临一些挑战。
为了更好地理解和改善高温疲劳行为，可以从以下几个方面进行深入研究：1. 力学行为研究：进一步研究高温下镍基高温合金的力学行为，揭示其循环应力和应变响应机制，为优化材料设计提供基础数据。
2. 微观组织研究：通过先进的显微分析技术，深入研究镍基高温合金的晶体结构、晶界性能和相变行为，为优化热处理工艺提供理论依据。
3. 材料模拟与计算研究：基于材料模拟与计算方法，预测镍基高温合金的高温疲劳寿命和裂纹扩展行为，提高设计效率和可靠性。
总结：镍基高温合金的高温疲劳行为研究与改善是当前材料科学领域的热点问题。
DD419_镍基单晶高温合金980_℃下低周疲劳行为研究
第４２卷第４期２０２３年８月沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报ＪｏｕｒｎａｌｏｆＳｈｅｎｙａｎｇＬｉｇｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＶｏｌ ４２Ｎｏ ４Ａｕｇ ２０２３收稿日期:２０２２－１２－２７基金项目:国家自然科学基金项目(５１８７１２２１)作者简介:祝祥(１９９７ )ꎬ男ꎬ硕士研究生ꎮ通信作者:杜晓明(１９７６ )ꎬ男ꎬ教授ꎬ博士ꎬ研究方向为先进铝合金的制备与加工成型ꎮ文章编号:１００３－１２５１(２０２３)０４－００６９－０６ＤＤ４１９镍基单晶高温合金９８０ħ下低周疲劳行为研究祝㊀祥１ꎬ杜晓明１ꎬ刘纪德２(１.沈阳理工大学材料科学与工程学院ꎬ沈阳１１０１５９ꎻ２.中国科学院金属研究所ꎬ沈阳１１００１６)摘㊀要:对ＤＤ４１９镍基单晶高温合金在９８０ħ下的低周疲劳行为进行试验研究ꎬ并对疲劳数据进行分析ꎬ获得该温度下合金疲劳参数ꎮ结果表明:该合金低周疲劳变形过程中ꎬ弹性变形起主要作用ꎬ塑性变形较低ꎻ循环应力响应行为以先循环软化㊁再趋于稳定为主要方式ꎬ并且随着应力幅的增加ꎬ循环寿命不断降低ꎮ低应变幅下ꎬ合金的疲劳断裂表现为脆性断裂的特征ꎬ并呈现出明显的多源疲劳特征ꎬ微观断口形貌的主要特征是出现准解理台阶ꎬ可判断准解理断裂是主要的断裂机制ꎮ关㊀键㊀词:镍基单晶高温合金ꎻ低周疲劳ꎻ疲劳寿命ꎻ断裂机制中图分类号:ＴＵ９７３.２＋５４文献标志码:ＡＤＯＩ:１０.３９６９/ｊ.ｉｓｓｎ.１００３－１２５１.２０２３.０４.０１１ＳｔｕｄｙｏｎＬｏｗＣｙｃｌｅＦａｔｉｇｕｅＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＤＤ４１９ＮｉｃｋｅｌＢａｓｅＳｉｎｇｌｅＣｒｙｓｔａｌＳｕｐｅｒａｌｌｏｙａｔ９８０ħＺＨＵＸｉａｎｇ１ꎬＤＵＸｉａｏｍｉｎｇ１ꎬＬＩＵＪｉｄｅ２(１.ＳｈｅｎｙａｎｇＬｉｇｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙꎬＳｈｅｎｙａｎｇ１１０１５９ꎬＣｈｉｎａꎻ２.ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈꎬＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓꎬＳｈｅｎｙａｎｇ１１００１６ꎬＣｈｉｎａ)Ａｂｓｔｒａｃｔ:Ｔｈｅｌｏｗ￣ｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＤＤ４１９Ｎｉｃｋｅｌ￣ｂａｓｅｄｓｉｎｇｌｅｃｒｙｓｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙａｔ９８０ħｉｓｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｌｙｓｔｕｄｉｅｄａｎｄｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｄａｔａｉｓａｎａｌｙｚｅｄｔｏｏｂｔａｉｎｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｐａ￣ｒａｍｅｔｅｒｓ.Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｅｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐｌａｙｓａｍａｊｏｒｒｏｌｅｉｎｔｈｅｐｒｏｃｅｓｓｏｆｌｏｗｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎꎬｗｈｉｌｅｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｓｒｅｌａｔｉｖｅｌｙｌｏｗ.Ｔｈｅｃｙｃｌｉｃｓｔｒｅｓｓｒｅ￣ｓｐｏｎｓｅｂｅｈａｖｉｏｒｉｓｃｙｃｌｉｃｓｏｆｔｅｎｉｎｇｆｉｒｓｔａｎｄｔｈｅｎｓｔａｂｉｌｉｚｉｎｇꎬａｎｄｔｈｅｃｙｃｌｉｃｌｉｆｅｄｅｃｒｅａｓｅｓｗｉｔｈｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｓｔｒｅｓｓａｍｐｌｉｔｕｄｅ.Ａｔｌｏｗｓｔｒａｉｎａｍｐｌｉｔｕｄｅꎬｔｈｅｆａｔｉｇｕｅｆｒａｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅａｌ￣ｌｏｙｓｈｏｗｓｔｈｅｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆｂｒｉｔｔｌｅｆｒａｃｔｕｒｅꎬａｎｄｐｒｅｓｅｎｔｓｏｂｖｉｏｕｓｍｕｌｔｉ￣ｓｏｕｒｃｅｆａｔｉｇｕｅｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ.Ｔｈｅｍａｉｎｆｅａｔｕｒｅｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｃｏｐｉｃｆｒａｃｔｕｒｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｉｓｔｈｅｐｒｅｓｅｎｃｅｏｆｑｕａｓｉ￣ｄｉｓｓｏｃｉａｔｉｏｎｆｒａｃｔｕｒｅꎬｂｙｗｈｉｃｈｉｔｃａｎｂｅｊｕｄｇｅｄｔｈａｔｔｈｅｑｕａｓｉ￣ｄｉｓｓｏｃｉａｔｉｏｎｆｒａｃｔｕｒｅｉｓｔｈｅｍａｉｎｆｒａｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍ.Ｋｅｙｗｏｒｄｓ:ｎｉｃｋｅｌ￣ｂａｓｅｄｓｉｎｇｌｅｃｒｙｓｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙꎻｌｏｗｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅꎻｆａｔｉｇｕｅｌｉｆｅꎻｆｒａｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｓｍ㊀㊀ＤＤ４１９镍基单晶高温合金相较于其他高温合金ꎬ具有高温强度高㊁综合力学性能好㊁铸造工艺性能良好等优势ꎬ广泛应用在航空发动机的涡轮叶片中[１]ꎮ与国外的ＣＭＳＸ￣４高温合金相比ꎬＤＤ４１９合金在拉伸性能㊁蠕变性能㊁抗氧化性能㊁耐热和耐腐蚀等方面的表现基本相近[２－３]ꎬ且其含铼元素少㊁制备成本低㊁使用范围更广ꎮ疲劳是高温合金最主要的失效形式ꎬ低周疲劳损伤又是涡轮叶片材料的主要失效形式之一ꎮ为确保构件服役过程中的安全与稳定ꎬ很多学者研究了高温合金材料的疲劳性能ꎮＦａｎ等[４]研究了镍基单晶高温合金ＤＤ１０分别在温度为７６０ħ和９８０ħ下不同应变幅的低周疲劳行为ꎬ结果表明:在高应变范围内ꎬ由于塑性变形ꎬ合金在７６０ħ时更容易萌生裂纹ꎻ在低应变范围内ꎬ９８０ħ时断口会出现明显的氧化损伤ꎬ加速了裂纹萌生ꎮＣｈａｒｌｅｓ等[５]研究了ＣＭＳＸ￣４合金低周疲劳过程中位错结构的变化ꎬ得出位错形态在低应力下类似于蠕变㊁高应力下与拉伸断裂类似的结论ꎮＤＤ４１９合金常作为燃气轮机涡轮叶片材料ꎬ其工作温度通常能达到９８０ħꎮ因此ꎬ本文研究ＤＤ４１９合金在９８０ħ下的低周疲劳断裂行为ꎬ并从理论上分析应变－寿命关系㊁循环应力响应行为及疲劳裂纹的产生与扩展行为之间的关系ꎬ以期获得关于该合金低周疲劳行为较为完整的认识ꎮ１㊀试验部分１.１㊀试样的制备试验选用含Ｒｅ第二代镍基单晶高温合金ꎬ其成分含量见表１ꎮ首先ꎬ用真空感应炉(ＶＩＤＰ￣２５型ꎬ沈阳真空技术研究所有限公司)冶炼试验合金的母合金ꎬ并在真空条件下浇铸形成母合金铸锭ꎬ采用螺旋选晶法ꎬ在工业用大型双区域加热真空高梯度单晶炉(ＺＧＤ￣２型ꎬ锦州航星真空设备有限公司)中制备具有<００１>取向的单晶棒材ꎻ然后ꎬ用热电偶温度计测量箱式热电阻炉(ＣＷＦ型ꎬ德国ＣＡＲＢＯＬＩＴＥＧＥＲＯ公司)的温度ꎬ测温结果满足ʃ５ħ的误差范围内再对单晶棒材进行热处理操作ꎻ之后ꎬ进行固溶处理(温度１２８０~１３００ħꎬ时间为９ｈꎬ空冷)ꎻ最后ꎬ进行两级时效处理(温度１１１０~１１５０ħꎬ时间４ｈꎬ空冷ꎻ温度８７０ħꎬ时间１４ｈꎬ空冷)ꎮ经完全热处理之后ꎬ将单晶棒材试样加工成如图１所示的尺寸ꎮ图１㊀单晶棒材试样尺寸表１㊀ＤＤ４１９合金成分含量(质量分数)％ＣｒＣｏＷＭｏＲｅＡｌＴｉＴａＨｆＮｉ６.８０９.３０６.５０１.００３.００５.８０１.１０６.５００.０９余量１.２㊀试验方法低周疲劳试验在电液伺服疲劳试验机(１００ｋＮ￣８型ꎬＭＴＳ系统公司)上进行ꎬ试验温度为９８０ħꎬ试验数据采集(按照对数采集)与处理全部在计算机上进行ꎮ具体试验条件见表２ꎮ表２㊀高温低周疲劳试验条件试验温度/ħ试验波形应变比应变速率/ｓ－１加载频率/Ｈｚ介质控制方式９８０三角波０.０５０.００６０.１５~０.３空气恒定应变㊀㊀ＤＤ４１９合金试样在低周疲劳试验后ꎬ采用线切割切下约２~３ｍｍ的断口试样ꎬ切割时尽量避０７沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷免破坏或污染切割部位ꎮ切割结束后将断口试样置于盛有丙酮溶液的烧杯中ꎬ并用超声波仪器清洗ꎬ冲洗完毕后烘干ꎬ得到清洁干净的断口试样ꎮ随后ꎬ采用扫描电子显微镜(Ｓ￣３４００Ｎ型ꎬ日立公司)观察断口的宏观和微观形貌ꎮ２㊀结果与讨论２.１㊀应变－寿命行为测得ＤＤ４１９高温合金在９８０ħ下的弹性应变幅(Δεｅ/２)㊁塑性应变幅(Δεｐ/２)和总应变幅(Δεｔ/２)与疲劳寿命(２Ｎｆ)之间的关系ꎬ在双对数坐标系下绘制关系曲线ꎬ如图２所示ꎮ图２㊀应变－疲劳寿命关系曲线㊀㊀塑性应变幅值和弹性应变幅值的交点称为过渡寿命ꎬ图２中两条曲线无交点ꎬ故ＤＤ４１９合金低周疲劳过程中不存在过渡寿命ꎮ由图２可见ꎬ弹性应变幅远远大于塑性应变幅ꎬ这一特点与多数高强度镍基高温合金相似ꎮ因此ꎬ在低周疲劳区间ꎬ弹性应变在变形中占主导地位ꎬ材料疲劳寿命的长短主要取决于强度ꎮ文献[６]指出ꎬ多数钴基合金由于塑性较好ꎬ在断裂过程中塑性往往起主要作用ꎮ对于恒定应变幅控制下的应变－寿命曲线ꎬ可用Ｍａｎｓｏｎ￣Ｃｏｆｆｉｎ[７]寿命模型来表达ꎬ公式为Δεｔ２＝Δεｅ２＋Δεｐ２＝σｆᶄＥ(２Ｎｆ)ｂ＋εｆᶄ(２Ｎｆ)ｃ(１)式中:σｆᶄ为疲劳强度系数ꎻｂ为疲劳强度指数ꎻεｆᶄ为疲劳延性系数ꎻｃ为疲劳延性指数ꎻＥ为弹性模量ꎮ将应变比为０.０５的ＤＤ４１９低周疲劳数据进行拟合ꎬ得到与疲劳相关的系数ꎬ代入式(１)可得Δεｔ２＝０.０５８９(２Ｎｆ)－０.６１７３＋０.０２３３(２Ｎｆ)－０.１７８４(２)根据式(２)并利用线性回归分析方法即可确定ＤＤ４１９镍基单晶高温合金在９８０ħ下的低周疲劳参数σｆᶄ㊁εｆᶄ㊁ｂ㊁ｃꎬ如表３所示ꎮ表３㊀ＤＤ４１９合金疲劳参数试验温度/ħσｆᶄ/ＭＰａεｆᶄｂｃＫᶄ/ＭＰａｎᶄＥ/ＧＰａ９８０２０４９０.０５８９－０.１７８４－０.６１７３３９０７０.２６９１８８２.２㊀循环应力－应变关系材料的循环应力－应变曲线能较好地体现低周疲劳条件下材料的实际应力和应变特征ꎮＤＤ４１９高温合金循环应力－应变关系曲线如图３所示ꎮ图３中曲线由半寿命附近的滞回曲线获得ꎬ详见文献[８]ꎬ可采用下式描述Δσ２＝Ｋᶄ(Δεｐ２)ｎᶄ(３)式中:Δσ/２为应力幅ꎻＫᶄ为循环强度系数ꎻｎᶄ为循环应变硬化指数ꎮ通过对图３中的试验数据进行非线性拟合ꎬ即可确定Ｋᶄ与ｎᶄ值(见表３)ꎮ图３㊀循环应力－应变关系曲线２.３㊀循环应力响应行为循环应力响应行为主要包括循环硬化㊁循环１７第４期㊀㊀㊀祝㊀祥等:ＤＤ４１９镍基单晶高温合金９８０ħ下低周疲劳行为研究稳定和循环软化三个阶段ꎮ在恒定应变控制的低周疲劳循环中ꎬ随着加载周次增加ꎬ应力逐渐上升是循环硬化ꎬ反之为循环软化ꎮ循环硬化和软化现象与材料的位错运动有关[９]ꎬ循环硬化可导致材料性能下降甚至失效ꎬ循环软化常伴随着循环应力水平的快速下降ꎬ通常出现在已经充满了位错缠结和阻碍的冷加工合金中ꎮ循环应力响应曲线反映了双对数坐标下应力幅与循环周次的关系ꎬＤＤ４１９高温合金在９８０ħ下循环应力响应曲线如图４所示ꎮ图４㊀ＤＤ４１９在９８０ħ下循环应力响应曲线㊀㊀从图４中可看出ꎬＤＤ４１９合金的循环应力响应行为与应变幅的大小密切相关ꎬ随着总应变幅值的不断增加ꎬ合金所受应力幅值亦逐渐增大ꎬ且疲劳寿命随循环周次减小而缩短ꎮ当应变幅为０.３％时ꎬ合金在循环过程中的应力响应行为呈现先循环软化㊁再过渡到循环稳定阶段ꎬ随后出现短暂硬化阶段ꎬ最后过渡到循环稳定阶段ꎬ直至突然断裂ꎻ当应变幅为０.４％时ꎬ合金循环应力响应行为的整体趋势与总应变幅为０.３％时相近ꎬ不同之处在于总应变幅为０.４％时ꎬ合金循环稳定阶段的疲劳周次要少ꎬ且循环软化行为更加明显ꎻ当总应变幅为０.５％时ꎬ合金首先显示出循环硬化ꎬ继而转入循环稳定过程ꎬ最后萌生出裂纹ꎬ并发生突然断裂ꎻ在总应变幅达到０.６％㊁０.７％时ꎬ由于循环周次不断上升ꎬ合金的循环应力响应行为也趋于稳定ꎬ但在疲劳过程的中期ꎬ合金的循环应力响应曲线由循环硬化过渡到循环软化ꎬ而疲劳过程后期ꎬ循环应力响应曲线又呈现了迅速下降的态势ꎬ随之在很短的疲劳周次中出现了突然断裂ꎮ２.４㊀断口形貌分析镍基高温合金疲劳断口的一个典型特征是有多个疲劳源区[１０]ꎮ图５为总应变幅分别为０.３％㊁０.５％㊁０.６％下断口的宏观形貌ꎮ图５㊀不同应变幅下疲劳断口的宏观形貌㊀㊀宏观上看ꎬ高温合金的疲劳断口形貌一般都比较粗糙ꎬ断口颜色呈青蓝色ꎮ疲劳裂纹主要萌生于试样边缘及附近ꎬ且有多个疲劳源ꎮ从图５中可见ꎬ随着总应变幅的增加ꎬ断口边缘及表面出现的疲劳裂纹也逐渐变多ꎬ导致疲劳断裂拓展速率加快ꎬ疲劳寿命降低ꎮ另外ꎬ疲劳断口区域主要由疲劳源㊁疲劳扩展区和瞬断区三部分组成[１１－１２]ꎬ图中Ａ㊁Ｂ㊁Ｃ分别代表疲劳源区㊁疲劳扩展区和瞬断区ꎬ三个区域具有明显的特征ꎮ随着总应变幅的增大ꎬ断口中三个部分的面积也发生２７沈㊀阳㊀理㊀工㊀大㊀学㊀学㊀报㊀㊀第４２卷了变化ꎬ其中瞬断区面积变化最大ꎬ在整个断口区域所占比重越来越大ꎻ随着低周疲劳测试过程中总应变幅的增加ꎬ合金在低周疲劳过程中承受的外加载荷逐渐增大ꎬ从而导致ＤＤ４１９合金低周疲劳断口中瞬断区的面积逐渐增大ꎮ图６为不同应变幅下疲劳断口的微观形貌ꎮ对于同一合金ꎬ在低周疲劳试验过程中ꎬ随着应变幅值的增大ꎬ疲劳源区域的光滑度降低ꎬ平坦的小平面也减少ꎬ使得疲劳源区域表面逐渐变得粗糙ꎻ这是由于伴随应变幅值的增加ꎬ微观中滑移带或位错结构与合金中的强化粒子γᶄ相的交互作用加剧ꎬ导致强化粒子γᶄ相失去其有序结构ꎬ降图６㊀不同应变幅下疲劳断口的微观形貌低了γᶄ相对合金基体γ相的强化作用ꎬ从而导致合金的抗疲劳变形能力下降ꎬ合金的循环疲劳周次逐渐减少[１３]ꎮ因此ꎬ疲劳过程中疲劳源区的断面所经受的持续摩擦和挤压的次数也在减少ꎬ表面的光滑程度也逐渐降低ꎮ在低应变幅下ꎬ疲劳扩展区断口处存在明显的裂纹ꎬ并沿晶面拓展ꎬ如图６(ａ)所示ꎻ断口表面存在许多短小的裂纹ꎬ局部区域存在撕裂棱和准解理台阶的特征ꎬ扩展区还出现不明显的疲劳辉纹ꎬ可能是氧化腐蚀较严重导致ꎬ如图６(ｂ)所示ꎻ部分区域还存在很多深浅不一的韧窝和孔洞ꎬ如图６(ｃ)所示ꎮ瞬断区断口处有明显的金属滑移痕迹ꎬ并出现了准解理台阶ꎬ因此可判断合金的断裂机制为准解理断裂ꎮ文献[１４－１５]指出ꎬ随温度的上升ꎬ更容易发生位错的交滑移和攀移ꎬ在不动位错累积到一定水平时ꎬ就会出现准解理断裂ꎮ３㊀结论本文研究了ＤＤ４１９镍基单晶高温合金在９８０ħ下的低周疲劳行为ꎬ得到如下结论ꎮ１)根据Ｍａｎｓｏｎ￣Ｃｏｆｆｉｎ寿命模型ꎬＤＤ４１９疲劳断裂过程中弹性变形起主要作用ꎮ２)９８０ħ下ꎬ由于位错的往复运动和交互作用ꎬＤＤ４１９镍基单晶高温合金的循环应力响应行为在０.３％㊁０.４％应变幅下表现为先循环软化ꎬ后由循环硬化过渡到循环稳定阶段ꎬ最后突然断裂ꎻ在０.５％应变幅下首先出现循环硬化ꎬ继而转入到循环稳定阶段ꎬ最后断裂ꎻ０.６％㊁０.７％应变幅下表现为先稳定阶段ꎬ后循环硬化又过渡到循环软化ꎬ最后逐渐稳定ꎬ直至突然断裂ꎮ３)ＤＤ４１９镍基单晶高温合金在９８０ħ低周疲劳断裂特征表现为明显的多裂纹源性ꎬ随着应变幅的降低ꎬ裂纹数目也逐渐减少ꎬ疲劳寿命随之增加ꎮ在０.３％㊁０.５％㊁０.６％应变幅下ꎬ裂纹萌生于试样表面位置ꎬ出现准解理台阶ꎬ因此判断合金的断裂机制为准解理断裂ꎮ参考文献:[１]史振学ꎬ胡颖涛ꎬ刘世忠.不同温度下镍基单晶高温合金的低周疲劳性能[Ｊ].机械工程材料ꎬ２０２１ꎬ４５３７第４期㊀㊀㊀祝㊀祥等:ＤＤ４１９镍基单晶高温合金９８０ħ下低周疲劳行为研究(３):１６－２０ꎬ２８.[２]赵运兴ꎬ员莹莹ꎬ马德新ꎬ等.高温合金ＣＭＳＸ￣４和ＤＤ４１９单晶铸件中共晶含量的试验研究[Ｊ].航空制造技术ꎬ２０２２ꎬ６５(１７):７４－８０.[３]李寒松ꎬ孙士江ꎬ刁爱民ꎬ等.热等静压对ＤＤ４１９单晶高温合金组织与持久性能的影响[Ｊ].铸造ꎬ２０２１ꎬ７０(５):５５４－５５９.[４]ＦＡＮＺＤꎬＷＡＮＧＤꎬＬＯＵＬＨ.Ｃｏｒｐｏｒａｔｅｅｆｆｅｃｔｓｏｆｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｓｔｒａｉｎｒａｎｇｅｏｎｔｈｅｌｏｗｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅｌｉｆｅｏｆａｓｉｎｇｌｅ￣ｃｒｙｓｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙＤＤ１０[Ｊ].ＡｃｔａＭｅｔ￣ａｌｌｕｒｇｉｃａＳｉｎｉｃａ(ＥｎｇｌｉｓｈＬｅｔｔｅｒｓ)ꎬ２０１５ꎬ２８(２):１５２－１５８.[５]ＣＨＡＲＬＥＳＣＭꎬＤＲＥＷＧＡꎬＢＡＧＮＡＬＬＳꎬｅｔａｌ.Ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍｓｄｕｒｉｎｇｆａｔｉｇｕｅｏｆｔｈｅｎｉｃｋｅｌ￣ｂａｓｅｄｓｕｐｅｒａｌｌｏｙＣＭＳＸ￣４[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅＦｏｒｕｍꎬ２００７ꎬ６２:５４６－５４９.[６]储昭贶ꎬ于金江ꎬ孙晓峰ꎬ等.ＤＺ９５１合金的持久性能与断裂行为[Ｊ].稀有金属材料与工程ꎬ２００９ꎬ３８(５):８３４－８３７.[７]张罡ꎬ龙占云ꎬ赵凯ꎬ等.ＷＦＧ３６Ｚ钢焊接接头低周疲劳性能与寿命的试验研究[Ｊ].沈阳工业学院学报ꎬ１９９４(２):７－１２.[８]刘雪莹ꎬ陈立佳ꎬ周舸ꎬ等.应变波形对Ｉｎｃｏｎｅｌ６２５合金低周疲劳性能的影响[Ｊ].稀有金属材料与工程ꎬ２０２１ꎬ５０(４):１２６３－１２６９.[９]水丽.应变幅对一种新型镍基单晶高温合金高温低周疲劳性能的影响[Ｊ].机械工程材料ꎬ２０２２ꎬ４６(６):３１－３５ꎬ４３.[１０]刘柳.一种镍基单晶高温合金低周疲劳行为的研究[Ｄ].沈阳:东北大学ꎬ２０１６.[１１]ＳＨＵＩＬꎬＬＩＵＰ.Ｌｏｗ￣ｃｙｃｌｅｆａｔｉｇｕｅｂｅｈａｖｉｏｒｏｆａｎｉｃｋｅｌｂａｓｅｓｉｎｇｌｅｃｒｙｓｔａｌｓｕｐｅｒａｌｌｏｙａｔｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ[Ｊ].ＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇꎬ２０１５ꎬ４４(２):２８８－２９２.[１２]闫鹏ꎬ冯寅楠ꎬ乔双ꎬ等.镍基变形高温合金低周疲劳研究进展[Ｊ].稀有金属ꎬ２０２１ꎬ４５(６):７４０－７４８. 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DD98镍基单晶高温合金的热处理和拉伸、疲劳性能的研究的开题报告
DD98镍基单晶高温合金的热处理和拉伸、疲劳性能的研究的开题报告一、研究背景与意义由于其在高温高应力环境下的高强度、高耐腐蚀性能和较好的加工性能，镍基单晶高温合金在航空、航天、能源等领域得到了广泛应用。
然而，其遭受高温高应力环境时也会发生各种变形、破坏等问题，严重影响其使用寿命和安全性。
因此，对镍基单晶高温合金的热处理和力学性能的研究具有重要的现实意义。
DD98镍基单晶高温合金是一种新型合金，具有优异的高温力学性能，目前在航空航天领域应用广泛。
本研究主要通过对该合金的热处理和拉伸、疲劳性能进行研究，为其应用提供重要的数据支持和参考。
二、研究内容与方法1. 热处理：采用常规的固溶和时效热处理方式，研究不同温度、时间对DD98合金组织和性能的影响。
通过显微组织观察和力学测试评估热处理效果。
2. 拉伸性能：采用万能试验机对热处理后的DD98合金进行拉伸试验，得到其应力-应变曲线和力学性能参数，如屈服强度、抗拉强度、延伸率等。
3. 疲劳性能：采用疲劳试验机对热处理后的DD98合金进行疲劳试验，研究不同应力幅值和循环次数对其疲劳寿命的影响，得到其疲劳性能参数，如疲劳极限、疲劳强度、裂纹扩展速率等。
三、预期成果通过对DD98镍基单晶高温合金的热处理和拉伸、疲劳性能的研究，期望能够获得以下成果：1. 理解DD98镍基单晶高温合金的组织结构和力学性能特点。
2. 确定DD98合金的最优热处理参数，以提高其高温力学性能。
3. 分析DD98合金的拉伸、疲劳性能特点，为其在实际应用中提供参考数据和依据。
四、研究进展目前，已经进行了DD98合金的热处理实验，获得了其不同温度、时间下的组织结构，并对其进行了显微组织观察和力学测试。
下一步将进行拉伸和疲劳实验，获得其拉伸、疲劳性能特点。
高温合金的力学性能研究
高温合金的力学性能研究引言高温合金是一种在高温环境下具有良好力学性能的金属合金，广泛应用于航空航天和能源领域。
本文旨在探讨高温合金的力学性能研究，包括其力学性质、研究方法及应用。
一、高温合金的力学性质1. 抗拉强度和屈服强度高温合金的抗拉强度和屈服强度是评估其力学性能的重要指标。
通过材料力学试验，可以得到高温合金在不同温度下的抗拉强度和屈服强度曲线。
高温合金具有较高的抗拉强度和疲劳强度，适用于高温环境下的结构应用。
2. 韧性高温合金的韧性是指其在受力过程中的塑性变形能力。
韧性是衡量材料抗断裂能力的重要指标。
高温合金的韧性对于耐久性和安全性至关重要。
通过断裂韧性实验，可以评估高温合金的耐久性能。
3. 疲劳强度高温合金在高温环境下长时间受到交替载荷作用时，容易发生疲劳破坏。
研究高温合金的疲劳强度是预测其寿命的关键。
疲劳试验可以模拟实际工况下的循环载荷，用于评估高温合金的疲劳寿命。
二、高温合金力学性能研究方法1. 金相显微镜分析金相显微镜是一种常见的高温合金力学性能研究方法。
通过金相显微镜观察高温合金的显微组织，可以了解材料的晶粒尺寸、相分布情况以及可能存在的缺陷。
金相显微镜分析可以揭示材料的内部结构特征，为后续力学性能研究提供基础数据。
2. 力学性能试验力学性能试验是研究高温合金力学性能的重要手段。
包括抗拉、屈服、硬度、冲击等试验，通过测量材料在不同温度和应力条件下的力学性能参数，可以得到高温合金的力学性能曲线和高温下的强度指标。
3. 数值模拟数值模拟是一种常用的力学性能研究方法，可以通过计算机仿真模拟高温合金受力过程。
通过建立高温合金的数学力学模型，利用有限元分析等数值方法，可以预测材料的力学性能参数、破坏形态和失效机制。
三、高温合金力学性能的应用1. 航空航天领域高温合金在航空航天领域中应用广泛。
由于其良好的力学性能和高温抗氧化能力，高温合金常用于航空发动机涡轮叶片、燃烧室和喷嘴等部件，以提高发动机的性能和可靠性。
GH4169镍基合金650℃超高周疲劳性能研究
Vol.37No.6 Transactions of Nanjing University of Aeronautics and AstronauticsDec.2020Study on Ultrahigh Cycle Fatigue Performance of GH4169Nickel‑Based Alloy at650℃SONG Zongxian1，2，QI Hao3，WU Zhisheng1*，CHEN Xin2，ZHAO Zhenjun2，WU Ruizhe2，LIAN Zheng21.School of Materials Science and Engineering，Taiyuan University of Science and Technology，Taiyuan030024，P.R.China；2.School of Aeronautics and Astronautics，Tianjin Sino‑German University of Applied Sciences，Tianjin300350，P.R.China；3.State Key Laboratory of Mechanics and Control of Mechanical Structure，Nanjing University of Aeronautics andAstronautics，Nanjing210016，P.R.China（Received10August2020；revised10September2020；accepted15October2020）Abstract:The fatigue test between105—109cycles of GH4169nickel‑based superalloy commonly used in aircraft engines is carried out by ultrasonic fatigue machine at650℃.The S‑N curve is obtained and the fatigue fracture morphology is observed.The fatigue S‑N curve presents a“step‑like”shape，with the first inflection point near1×107cycles and the second inflection point near1×108cycles.There is no engineering fatigue limit，and it still shows a downward trend after107or even109cycles.The crack initiation location is related to its life.Cracks are generated on the surface below107cycles，while it is inside above107cycles.The crack initiation source in the ultra‑high cycle fatigue at650℃is mainly the local intergranular fracture and casting defect of the matrix.In the phase of crack propagation，the mixed propagation of intergranular and cleavage is the main form.Key words：nickel‑based superalloy；ultrahigh cycle fatigue；crack initiationCLC number：TG146Document code：A Article ID：1005‑1120（2020）06‑0970‑090IntroductionSuperalloy，also known as thermal strength al‑loy or heat resistant alloy，is a kind of aviation metal material developed in the1940s.It can withstand complex stress under the conditions of600—1100℃oxidation and gas corrosion，and can work reliably in the superalloy for a long time.Nick‑el‑based alloy is the fastest developing and most widely used［1］.Domestic nickel base alloy GH4169 is mainly used in some important parts of aeroen‑gine.When aircraft engine in service process，the change of working condition is extremely intense，vibration is the main reason for the failure of the parts.The pneumatic vibration frequency is very wide，and it may be from a few hertz to several thousand hertz frequency range.High frequency res‑onance often occurs in blades，which is prone to fa‑tigue fracture in the end.Especially，the fatigue per‑formance in the ultra‑high cycle fatigue stage has a great impact on the service life of engines.With the continuous improvement of aircraft performance，the performance requirements of aviation materials are more stringent.“The U.S.Air Force engine Structural Integrity Program”has increased the fa‑tigue life of engines from107to109cycles［2］.A large number of achievements have been made in the study of fatigue of GH4169alloys［3‑14］，but the fatigue behavior and fracture mechanism of alloys at service temperature of107cycles or more still need to be further studied.Many studies have shown that the fracture behavior and mechanism of metal materials after their fatigue life enters into the ultrahigh cycle range were different from those of*Corresponding author，E-mail address：**************.cn.How to cite this article:SONG Zongxian，QI Hao，WU Zhisheng，et al.Study on ultrahigh cycle fatigue performance of GH4169 nickel-based alloy at650℃［J］.Transactions of Nanjing University of Aeronautics and Astronautics，2020,37(6)：970‑978. http：///10.16356/j.1005‑1120.2020.06.015No.6SONG Zongxian,et al.Study on Ultrahigh Cycle Fatigue Performance of GH4169Nickel -Based Alloy at …low cycle and high cycle fatigue ［15‑18］.Therefore ，in this paper ，105—109cycles of fatigue tests are con‑ducted on nickel‑base alloy at 650℃to study its fa‑tigue characteristics ，observe the fracture morpholo‑gy and analyze its fracture mechanism ，so as to pro‑vide theoretical basis for further application of the al‑loy in aero‑engine high‑temperature service field.1Materials and Test MethodsThe raw material was fabricated by vacuum in‑duction and vacuum consumptive double smelting process.After the forging was formed ，standard heat treatment was performed （980℃/1h ，air cool‑ing ；720℃/8h ，furnace cooling to 620℃/8h ，air cooling ）.The chemical composition of the alloy （inmass ）：53.00%Ni ， 5.30%Nb ， 3.00%Mo ，1.00%Ti ，0.50%Al ，19.00%Cr ，0.05%C ，other Fe.Tensile tests were conducted on Instron 5982electronic universal material testing machine accord‑ing to GB/T4338—2006and the test temperature was 650℃.Strain control was used to control the loading speed of the test ，which was 0.002/min be‑fore yield and 0.02/min after yield.After reaching 650℃，heat preservation for 10min before stretch‑ing.The three specimens were tested and the aver‑age value was finally taken.Fig.1shows the size of the specimen of the high temperature tensile equip‑ment and the specimen after fracture ，and it can be seen that there are obvious traces of oxidation on the surface of the specimen.The fatigue test adopted USF‑300ultrasonic fatigue testing machine with fatigue loading frequen‑cy of 20kHz and symmetrical tension and compres‑sion cyclic load.The equipment was composed of ul‑trasonic fatigue power supply and vibration termi‑nal.The terminal of the testing machine included transducer and lug rod.The specimen was connect‑ed with the lug rod by bolts （Fig.2）.The specimen shape was designed as a dog bone shape with vari‑able cross section in the middle （Fig.3）.The middle part of the specimen was polished.The specimen was heated by induction coil and the temperature in the middle of the specimen was monitored by a ther‑mometer.The test terminated automatically whenthe fatigue crack or other fatigue damage had grown enough to cause a 5%change in resonance frequen‑cy.The equipment would stop automatically when the cycle set by the system reached 1×109.After fa‑tigue test ，the fracture was cleaned by ultrasonic cleaning equipment.The morphology and energy spectrum of the fracture were analyzed bySEM.Fig.1Tensile testing equipment and specimens at hightemperatureFig.2Terminal components of ultrasonic fatigue test‑ing machine971Vol.37Transactions of Nanjing University of Aeronautics and Astronautics 2Experimental Results and Discus‑sion2.1Tensile propertyThe tensile properties of the three GH4169al‑loy specimens at 650℃are shown in Table 1.Fig.4shows the stress‑strain curve of 1#specimen and Young ’s modulus is obtained by fitting the elastic state.As can be seen from Table 1，GH4169alloy has excellent high temperature tensile properties of yield strength of 937MPa ，ultimate tensile strength of 1166MPa ，elongation of 22.75%，and elastic modulus of 167GPa ，which are far beyond the re‑quirements of high temperature mechanical proper‑ties stipulated in the aviation materials manual ［1］.2.2Fatigue S‑N curveThe S‑N curve of GH4169alloy is shown inFig.5.The arrow in the figure indicates that the test was stopped without failure after reaching 1×109cy‑cles.It can be seen from the figure that the S -Ncurve presents a “step -like ”shape ，appearing at the first inflection point near 1×107cycles and the sec‑ond inflection point near 1×108cycles.The S -N curve of ultra -high cycle fatigue of alloy materials usually has a “stepped ”or “double linear ”shape with two inflection points ［19］，which is a typical fea‑ture different from low cycle fatigue and high cycle fatigue.Through the curve ，it can also be found that the crack initiation location is related to the cycle.Before the first inflection point ，that is ，the speci‑men in the high cycle fatigue interval between 105and 107，the crack initiation occurs on the surface.Cracks were generated inside the specimens with ul‑tra -high cycle fatigue life interval after the first in‑flection point.The research shows that the mecha‑nism of fatigue crack source transfer is related to the competition between surface damage and internal damage of specimens ，but there are different views on the explanation of this phenomenon.Shanyavs‑kiy.et al.［20］believed that the internal stress was re‑leased due to stress concentration under high stress ，and the surface crack played a major role at this time.The stress concentration in the material under low stress is the main factor of initiation.Somescholars believed that the internal grain was more likely to produce stress concentration underlowFig.3Dimensions of ultrasonic fatigue specimen at high temperature （L 1=15mm ，L 2=39mm ，L 3=54mm ）Table 1Tensile properties of GH4169alloy at 650℃Speci‑men 1#2#3#Mean valueYield strength/MPa 938.8941.8930.5937.03Ultimate tensile strength/MPa 1157.71170.51170.41166.2Elonga‑tion/%24.5623.6020.0822.75Young ’s modulus/GPa 160.1169.3171.0166.8Fig.4Stress‑strain tensile curve of 1#specimen at 650℃Fig.5Fatigue S -N curve of GH4169alloy at 650℃972No.6SONG Zongxian,et al.Study on Ultrahigh Cycle Fatigue Performance of GH4169Nickel-Based Alloy at…stress resulting in plastic deformation，so the cracktended to be generated in the internal［21］.Kawagoi‑shi et al.［22］argued that the surface oxide film inhibit‑ed the initiation of cracks，thus facilitating the initia‑tion of internal fatigue cracks.2.3Fracture analysisFig.6shows the fatigue fracture morphologywith a stress amplitude of558MPa and a life of1.6×106cycles.From the macro fracture in Fig.6（a），it can be seen that the crack originated on thesurface and had two crack sources（c and d）.Due tothe high stress amplitude（558MPa），with the in‑crease of cycles，the phenomenon of extrusion fur‑rows and extrusion ridges were formed between theresiding slip bands，and they would be coupled withthe oxides on the surface of the inclusions，resultingin the initiation of fatigue cracks on the surface，andit was easy to generate multiple crack sources. When the stress amplitude was low，only the opti‑mally oriented slip system slips along a specific plane，and finally a single crack source was formed［23-25］.Fig.6（b）is an enlarged view of the crack source of“c”in Fig.6（a）.It can be seen that the fracture surface of the fatigue specimen is flat and there are clear stream-like stripes extending to the center of the specimen at the crack initiation point. According to the morphology，the fracture is divid‑ed into three regions：Ⅰis the crack source region.Ⅱis the crack initiation area，which has large fluctua‑tion and relatively rough section.Ⅲis a stable exten‑sion area with a flat section.Fig.7shows the fatigue fracture morphology with a stress amplitude of508MPa and a life of 1.2×107cycles.The specimen life has entered the ultra-high cycle stage and the crack source has trans‑ferred from the surface to the subsurface.There is a competitive relationship between crack source initia‑tion and surface initiation.For internal initiation，there is also a competition between the inclusion and the matrix.Therefore，the competition for the initia‑tion location of ultrahigh cycle fatigue cracks in the metal is a key problem that needs to be further stud‑ied［26］.When the stress amplitude is reduced to a cer‑tain extent and the fatigue load is lower than the lim‑it of resident slip zone，although each cycle will cause irreversible strain，it is not enough to open the cracking of resident slip zone on the surface.When the load is reduced to a certain extent，the possibili‑ty of surface crack initiation will be reduced［27］.It can be seen from Fig.7（b）that the NbC phase in the extension area has been greatly expand‑ed in volume and seriously cracked itself，leading to the appearance of“flowering”phenomenon.Energy spectrum analysis of the red marked area shows that the oxygen content is very high.The carbides can even fall off，leaving holes where they used to be. Hou and Lyu et al.［28-29］also found the same phenom‑enon in the study on high temperature fatigue of GH4169alloy.When these carbides are subjected to cyclic loading under high temperature environment，the deformation cannot be coordinated because the elastic modulus and thermal expansion coefficient are different from that of the matrix，and the disloca‑tion movement will result in blocking and plugging. This will result in stress concentration between car‑bide and matrix and lead to secondary cracks.There‑fore，in order to improve the fatigue strength of the alloy，the size and number of particles of the second phase should be controlled in the matrix［30-31］.Fig.6Fractography arising from surface with stress amplitude of558MPa and life of1.6×106cycles973Vol.37Transactions of Nanjing University of Aeronautics and Astronautics Fig.8shows the fatigue fracture morphology with a stress amplitude of 452MPa and a life of 4.2×108cycles.It can be seen that the crack initia‑tion is in the interior and the whole growth area is relatively flat.A similar “fish -eye ”characteristic morphology is found.Because the source is close to the surface ，“fish -eye ”features are incomplete.Fig.8（b ）is the corresponding complete “fish -eye ”feature diagram.Ⅰ（Fig.8（c ））is the source of the crack.It is the intergranular fracture of the matrix and located in the center of the “fish -eye ”.Ⅱ（Fig.8（d ））is the crack initiation area （FGA area ）.This area has a rough cross -section with large fluctuation and is bright under scanning electron microscope.Therefore ，it is also known as the granular bright ar‑ea （GBF area ）.Ⅲ（Fig.8（e ））is the initial extend‑ed area （FiE area ）with “fish -eye ”characteristics.The section of this area is relatively flat.According to measurement by Liu et al.［32］，the roughness of FGA region in “fish -eye ”feature area was one order of magnitude greater than that of FiE region.The re‑gion in Fig.8（a ）is the steady -state crack propaga‑tion region outside the “fish -eye ”.In the ultrahigh cy‑cle fatigue failure of metals ，“fish -eye ”characteris‑tic morphologies generated by nonmetal and porosi‑ty defects as the source are relatively common ，while “fish -eye ”characteristic morphologies gener‑ated by intergranular fracture as the source are typi‑cal characteristics of ultrahigh cycle fatigue at high temperature.Fig.8（c ）shows the morphology of the fracture source region ，and it can be seen that the fracture is basically intergranular ，that is ，the main crack is generated intergranularly from the beginning.The surface of the fracture is covered with a layer of granular material and uneven ，which is actually the oxidation product formed after severe oxidation.Meanwhile ，secondary cracks along the grain bound‑ary have also been observed.Fig.8（d ）shows the morphology of the crack initiation zone at 100μm away from the crack source ，and it can be seen that the crack initiation zone is a mixed propagation form of intergranular and quasi -cleavage.Fig.8（e ）shows the initial growth zone morphology at a distance of 300μm from the crack source.It can be seen that the section is relatively flat with a large numberofFig.7Fractography arising from inside with stress amplitude of 508MPa and life of 1.2×107cycles974No.6SONG Zongxian,et al.Study on Ultrahigh Cycle Fatigue Performance of GH4169Nickel -Based Alloy at …stream -like stripes along the crack growth direction ，which is a typical cleavage fracture feature.Observa‑tion of the instantaneous fault zone of the crack （Fig.8（f ））showed that there were a large number of small dimples and some large holes with the size of 10—20μm formed by NbC phase ，indicating that the instantaneous fault zone was ductile.The crack initiation and propagation along the grain at the beginning is mainly due to the fact thatthe grain boundary weakening at high temperature is more serious than the ingrain weakeningOsinkolu et al.conducted a 650℃fatigue test on single -notch fatigue specimens and also found that GH4169alloy expanded intergranularly in the air and mainly transgranularly in the vacuum.There‑fore ，it can be proved that oxygen plays a crucial role in grain boundary weakening at high tempera‑ture ［28，33］.Fig.9shows the fatigue fracture morphology with a stress amplitude of 452MPa and a life of 1.85×108cycles.The macro morphology in Fig.9（a ）shows that the crack originated from the in‑side and originated from the casting hole defect with a diameter of about 20μm （Fig.9（b ））.In the process of fatigue cyclic loading ，the holes produced stress concentration and formed pits witha diameter of about 200μm along the crystal growth as the crack initiation area （Fig.9（c ）），and there were many secondary cracks along the crystal in the pits.Due to the large area of the crack initiation area ，the characteristics of the ini‑tial expansion area are not obvious ，so there is no “fish -eye ”formation feature on the macro fracturemorphology.Fig.8Fractography arising from inside with stress amplitude of 452MPa and life of 4.2×108cycles975Vol.37Transactions of Nanjing University of Aeronautics and Astronautics 3Conclusions（1）Ultrasonic fatigue test was carried out onGH4169alloy commonly used in aircraft engines at 650℃.The fatigue S -N curve was obtained.The fa‑tigue S -N curve presents a “step -like ”shape ，with the first inflection point near 1×107cycles and the second inflection point near 1×108cycles.There isno engineering fatigue limit ，and it still shows a downward trend after 107or even 109cycles.There‑fore ，in the strength design of aircraft engine parts ，the material can not be considered to have an infinite life because of its low stress.（2）Analysis of S -N curve and fracture shows that the crack initiation location is related to its life.Cracks are generated on the surface below 107cy‑cles ，while it is inside above 107cycles.As the ser‑vice life of most aircraft engine parts is more than107cycles ，it is necessary to strictly control the dis‑tribution of the types and sizes of internal defects in materials.（3）The fracture analysis of crack initiation in the interior shows that the crack initiation source in the ultra -high cycle fatigue at 650℃is mainly the lo‑cal intergranular fracture and casting defect of the matrix.The characteristic morphology of “fish -eye ”with the source of intergranular fracture was also found.In the phase of crack propagation ，the mixed propagation of intergranular and cleavage is the main form.Therefore ，the casting quality of high -temperature service materials of aircraft engine is strictly controlled to avoid casting defects ，and the strength of grain boundary is strengthened through reasonable heat treatment process.References［1］YUAN Xiaoling.Nickel -based deformed superalloy［S ］.China Aviation Materials Manual.Beijing ：China Standard Press ，2001.（in Chinese ）［2］MORRISSEY R ，NICHOLAS T.Staircase testingof a titanium alloy in the gigacycle regime ［J ］.Interna‑tional Journal of Fatigue ，2006，28（11）：1577-1582.［3］XU Haifeng ，KONG Jian.Effects of Sr and Ce on thehigh -temperature mechanics and thermal fatigue prop‑erties of Nickel -based superalloys ［J ］.Journal of Shan‑dong Agricultural University （Natural Science Edi‑tion ），2020，51（2）：320-322.（in Chinese ）［4］LI Piao ，YAO Weixing.Review on low cycle mechan‑ical fatigue life models of Nickel based single crystal al‑loys ［J ］.Material Review ，2020，34（9）：9124-9131，9151.（in Chinese 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His research interests include heavy equipment welding and automation and metal3D printing materials and processes.Author contributions Dr.SONG Zongxian and Prof.WUZhisheng conceived and designed the experiments.Dr. SONG Zongxian performed the experiments.Dr.QI Hao and Mr.CHEN Xin analyzed the data.Mr.ZHAO Zhen⁃jun，Mr.WU Ruizhe and Mr.LIAN Zheng contributed to reagents/materials/analysis tools.Dr.SONG Zongxian wrote the paper.All authors commented on the manuscript draft and approved the submission.Competing interests The authors declare no competing in‑rests.（Production Editor：SUN Jing）GH4169镍基合金650℃超高周疲劳性能研究宋宗贤1，2，齐浩3，吴志生1，陈鑫2，赵振钧2，吴睿哲2，廉政2（1.太原科技大学材料科学与工程学院，太原030024，中国；2.天津中德应用技术大学航空航天学院，天津300350，中国；3.南京航空航天大学机械结构力学及控制国家重点实验室，南京210016，中国）摘要：采用超声疲劳试验设备，对航空发动机常用的GH4169合金在650℃下进行了105~109周次的疲劳试验。
N12160高温合金热压缩变形行为和加工图
N12160高温合金热压缩变形行为和加工图高温合金是一类特殊的金属材料，其能够在高温和强烈腐蚀环境中保持良好的力学性能和化学稳定性。
因此，高温合金广泛应用于航空、航天、石油化工等领域。
高温合金通常包括镍基合金、钴基合金和铁基合金。
其中，镍基合金由于其出色的高温性能和成熟的制造技术，是最常用的高温合金之一。
高温合金的热加工是制备高温合金件的重要工艺之一，其中热压缩变形是一种普遍采用的热加工方式。
热压缩变形是指在高温下对材料进行压缩塑性变形。
这种方法主要经过几个阶段，包括细化晶粒、改变组织结构和提高力学性能等。
因此，热压缩变形是改善高温合金力学性能的有效方法。
热压缩变形的主要影响因素包括变形温度、应变速率、应变量和各向异性等。
在高温合金的热压缩变形中，变形温度是最重要的影响因素之一。
通常情况下，高温合金的变形温度选取在其材料的熔点以下100 ~ 150 ℃的范围内。
在较低的变形温度下，高温合金的塑性减小，难以达到所需变形量。
而在较高的温度下，高温合金的力学性能可能会受到影响，且易出现剪切带和动态回复等现象。
因此，合适的变形温度对于热压缩变形是至关重要的。
应变速率也是影响高温合金热压缩变形的重要因素之一。
应变速率的增大可以促进高温合金的变形，但过大的应变速率容易引起应力集中和裂纹等现象。
因此，一定的应变速率范围是必要的。
应变量是指材料在一定变形温度和变形速率下所承受的塑性变形程度。
应变量的增大可以使晶粒在变形中产生更多的滑移和转动，从而进一步改善高温合金的力学性能。
但应变量过大也会导致材料变形不均匀，出现撕裂和滑移形变等现象。
高温合金的各向异性是指其在不同方向上的力学性能存在差异。
这种各向异性主要是由于高温合金的晶粒取向和形状造成的。
在热压缩变形过程中，由于不同方向上的热塑性不同，使得高温合金的各向异性会进一步增大。
因此，对于高温合金的热压缩变形的研究需要考虑这种各向异性的影响。
综上所述，高温合金的热压缩变形是一种重要的热加工方法，其能够显著提高高温合金的力学性能和化学稳定性。
镍基高温合金中η相研究
镍基高温合金中η相研究镍基高温合金被广泛应用于航空、航天、能源等领域，其性能的稳定性和耐高温特性使其成为关键的结构材料之一。
然而，镍基高温合金中的η相对其性能产生了一定影响，因此有必要对η相进行深入研究，以进一步优化合金的性能和应用。
η相是指镍基高温合金中析出的富有固溶元素的相，其特点包括高硬度、高强度和耐腐蚀性能。
然而，η相在高温下容易析出，会导致合金的塑性和韧性下降，从而影响合金的整体性能。
因此，研究如何控制和优化η相的析出行为对于提高合金的性能至关重要。
首先，在镍基高温合金的设计中应重视元素选择和配比。
对于η相的抑制，合金中一些元素的添加可以起到关键作用。
例如，添加钼（Mo）和钴（Co）可以抑制η相的析出，提高合金的耐腐蚀性和高温稳定性。
同时，合理的元素配比也能够降低η相的生成倾向，有利于合金的塑性和韧性。
其次，研究合金的热处理工艺对η相的析出有着重要影响。
通过精确控制合金的固溶温度和固溶时间，可以有效限制η相的析出。
此外，选择合适的固溶温度和固溶时间，能够使得η相在粗大晶粒边界上析出，从而不影响合金的整体性能。
通过优化热处理工艺，可以实现合金η相的精准控制，提高材料的综合性能。
最后，镍基高温合金中η相的研究也需要结合材料表征与性能测试。
采用适当的金相显微镜、扫描电子显微镜等实验手段，可以观察和分析η相的形貌和分布规律。
同时，通过拉伸、压缩等力学性能测试，可以评估η相对合金整体力学性能的影响。
结合表征与性能测试的结果，可以全面了解η相对合金性能的影响机制。
综上所述，镍基高温合金中η相的研究对于优化合金的性能具有重要的指导意义。
通过合金的设计、热处理工艺的优化以及表征与性能测试的综合研究，我们能够更好地理解和控制η相的生成行为，从而实现合金性能的最大化。
这将为航空、航天、能源等领域的高温结构材料的开发和应用提供重要的参考依据。
高温合金的热压缩力学性能研究
高温合金的热压缩力学性能研究高温合金是一类具有良好的高温力学性能的金属材料，主要用于高温环境下的热力装备和航空发动机等领域。
热压缩力学性能是评价高温合金性能的重要指标之一，它影响着材料的耐高温蠕变、抗高温氧化、抗疲劳等性能。
本文将围绕着高温合金的热压缩力学性能展开研究。
首先，热压缩性能的研究是评价高温合金材料高温蠕变性能的重要内容。
高温蠕变是指在高温和恶劣环境下，金属材料所发生的塑性变形现象。
研究高温合金的热压缩性能可以了解材料在高温条件下的变形行为、变形机制以及变形速率等。
常用的热压缩试验方法有恒应力热压缩试验和恒应变热压缩试验等。
在研究过程中，可以通过材料的蠕变曲线、蠕变速率曲线和蠕变活化能曲线等来评价其高温蠕变性能。
其次，热压缩性能的研究还可以揭示高温合金在高温条件下的抗氧化性能。
高温环境中的氧化是高温合金的一个主要失效机制，会导致材料性能的降低和寿命的缩短。
研究高温合金的热压缩性能可以通过测量材料的氧化速率、氧化层厚度和氧化物的相组成等来评价其抗氧化性能。
此外，热压缩性能的研究还可以考虑材料中添加合适的合金元素来提高其抗氧化性能，如添加铝、铬和镍等元素。
最后，热压缩性能的研究也与高温合金的抗疲劳性能有关。
高温合金在高温环境中存在应力作用下的疲劳破坏现象，其疲劳寿命是评判材料抗疲劳性能的一个重要指标。
研究高温合金的热压缩性能可以通过测量材料在高温环境下的疲劳曲线和疲劳寿命等来评价其抗疲劳性能。
同时，热压缩性能的研究还可以考虑不同热压缩工艺对高温合金抗疲劳性能的影响，如不同热压缩温度、应力和变形速率等条件下的疲劳行为。
综上所述，高温合金的热压缩力学性能研究在评价材料的高温蠕变性能、抗氧化性能和抗疲劳性能等方面具有重要意义。
通过深入研究高温合金的热压缩性能，可以为材料的优化设计和应用提供科学依据，进一步提高高温合金的性能和寿命。
因此，对高温合金的热压缩力学性能进行探索和研究具有重要的实际意义。
镍合金材料的疲劳性能测试研究
镍合金材料的疲劳性能测试研究镍合金材料是一种高强度、高温性能优良的材料，广泛应用于航空、能源、化工等领域。
其中，疲劳性能是材料强度的重要指标之一。
因此，对镍合金材料的疲劳性能测试研究具有重要的意义。
本文将介绍镍合金材料疲劳性能测试的原理、方法和研究现状。
一、疲劳性能测试的原理疲劳性能是指材料在经历多次加载和卸载后，出现断裂破坏的抗御能力。
当材料受到载荷作用时，原子发生位移，产生微裂纹；在下一次载荷作用中，微裂纹扩展，最终形成裂纹并引起材料的断裂破坏。
因此，疲劳性能测试的目的就是探究材料在多次循环加载和卸载下，裂纹的扩展规律和断裂破坏机制。
二、疲劳性能测试的方法疲劳性能测试的方法多种多样，通常可以采用拉伸、弯曲、扭转、旋转、冲击等方式进行。
其中，拉伸和弯曲是最常用的测试方法。
拉伸试验是用力将试样沿着长度方向拉伸，测量试样断裂前所承受的载荷。
根据试样的尺寸和材料性能，可以确定试样的极限应力和极限延伸。
由此得出强度和材料的抗拉强度和屈服强度等性质，是一种常用的、简单的机械性能测定方法。
弯曲试验是将试样沿着宽度方向弯曲，测量断点间的距离和下沉深度，从而计算出试样的抗弯强度和刚度。
这种测定方法可以直接测量材料的弯曲性能，且具有较高的重复性和可靠性。
以上两种测试方法可以直接测量材料的破坏强度和断裂位置，对疲劳性能的研究提供了一定的基础数据。
三、疲劳性能测试的研究现状疲劳性能测试的研究已经成为材料科学的热门领域之一，同时也是很多企业开展产品研发的重要一环。
随着科技的发展，关于疲劳性能的测试方法和机器设备也得到了不断地改进和完善。
目前，主要的研究领域和方法为下列几种。
1.高温下疲劳性能测试随着高温材料领域的快速发展，高温疲劳性能的测试技术也受到了广泛的关注。
高温下材料的微观结构和力学性能发生了很大的变化，因此需要特别的实验设备和测试方法。
高温疲劳性能的研究有助于研究材料的失效机理和疲劳寿命，为高温材料应用的推广奠定了基础。
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为及应用研究
万方数据
第３期
王安强等：镍基粉末冶金高温台金的压缩疲劳性能研究
粉末冶金合金以其具有的组织均匀、晶粒细 小等优点，广泛应用于先进航空发动机涡轮盘和 封严篦齿盘等构件“”］。但是，由于冶金工艺并不 完善，粉末冶金合金中含有陶瓷等非金属夹杂，这 些夹杂和缺陷在循环载荷作用下即可形成疲劳裂 纹，从而对构件的整体性能产生影响，所以研究粉 末冶金高温合金的疲劳性能就很有必要“＿７］。
１试验研究
１．１ 高温静载压缩试验
试样材料为国产采用粉末冶金工艺制备的 ｙ７相沉淀强化型镍基高温合金（ＦＧＨ９５），具体尺 寸为ｄ一３ ｍｍ，＾一４．５ ｍｍ，的圆柱形，试验温度 为５３８℃，温度控制误差士ｌ℃。试验在ＣＳＳ一２８０ 试验机上进行，试验重复两次，采用相同的位移加 载速率，以减小试验结果的随机误差。
ＷＡＮＧ Ａｎ—ｑｉａｎ９１，ＹＵＥ Ｚｈｕ—ｆｅｎ９１，ＹＡＮＧ Ｚｈｉ—ｇｕ０２
（１．Ｓｃｈ００１ ｏｆ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ，Ｃｉｖｉｌ Ｅ“ｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ａｎｄ Ａｒｃｈｉｔｅｃｔｕｒｅ， Ｎｏｒｔｈｗｅｓｔｅｒｎ Ｐ０１ｙｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｕｎｌｖｅｒｓｉｔｙ，Ｘｉ’ａｎ ７１００７２，Ｃｈｌｎ８； ２．Ｚｈｕｚｈｏｕ Ａｖｉａｔｉｏｎ Ｐｏｗｅｒｐｌａｎｔ Ｒｅｓｅａｒｃｈ Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｚｈｕｚｈｏｕ ４１２００２，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｓｔａｔｉｃ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｔｅｓｔ ｆｏｒ ｔｈｅ ｓｔｕｄｙｉ“ｇ ｏｆ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｃｏｍｐｒｅｓｓ蚰ｎ ｆａｔｉｇｕｅ ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ Ｎｉ－ｂａｓｅｄ Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｌｕ。ｇｙ（ＰＭ）ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ｗｅｒｅ ｃ。ｎｄｕｃｔｅｄ ａｎｄ ｃｏｍ— ｐａｒｅｄ ｔ。ｔｈｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒａｌｎ ｆａｔｌｇｕｅ．Ｉｔ ｃａｎ ｂｅ ｓｅｅｎ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｓｔｒｅ“ｇｔｈ ｌｉｍｉｔ ｏｆ ＰＭ ｉｓ ｖｅｒｙ ｈｌｇｈ，５０％ｈｉｇｈｅｒ ｔｈａｎ ｔｈｅ ｔｅｎｓｉＩｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｉｉｍｉｔ．Ｔｈｅ ｆａｔｉｇｕｅ ｔｅｓｔ ｗｉｔｈ ｄｌ“ｅｒｅｎｔ Ｉ。ａｄｉｎｇ ｐｒｏｖｅｄ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅｓｓｌｏｎ ｆａｔｌｇｕｅ ｐｒｏｐｅｎｙ ｏｆ ＰＭ ｗａｓ ｂｅｔｔｅｒ ｔｈｎ ｔｈｅ ｔｅｎｓｉＩｅ ｆａｔｉｇｕｅ ｐｒｏｐｅｒｔｙ， ｂｅｃａｕｓｅ ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅｓｓｌｏｎ ｆａｔｌｇｕｅ ｆａｉｌｕｒｅ ｗａｓ ｖｅｒｙ ｈａｒｄ ｔｏ ｏｃｃｕｒ．Ｔｈｅ ｆａｔｉｇｕｅ ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ ＰＭ ｗａｓ ａｌｓ。ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｕｓｉ“ｇ ｔｈｅ Ｓｃａｎｎｉ“ｇ Ｅ１ｅｃｔｒ。ｎｉｃ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（ＳＥＭ）．Ｔｈｅ ｐｈ。ｔｏｓ。ｆ ＳＥＭ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｆｏｒｍａｔｉ。ｎ ａｎｄ ｓｐｒｅａｄｉ“ｇ。ｆ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｃｒａｃｋ矗ｎａｌＪｙ ｃａｕｓｅ ｔｈｅ ｃｒａｃｋ．Ｉｎ ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅｓ— ｓｉＶｅ ｆａｔ逸ｕｅ ｔｅｓｔ，ｔｈｅ ｐｈｏｔｏｓ ｓｈ。ｗ ｎ。ｅＶｉｄｅｎｃｅ ｏｆ ｃｒａｃｋ．
支从系统输入轴１开始到该分支的输出轴ｓ，第２
囊｝蓦斧ａｋｒ矿薹薹垒蠢；。一ｓｉ囊§磊嚣
Ｆｉｇ．１
图ｌ ５３８ Ｃ粉末冶金压缩曲线 Ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｏｆ ｃｕｒｖｅ ＰＭ ａｔ ５３８℃
图１为５３８℃时粉末冶金试样的压缩应力一 应变曲线。由图中可以看出，２个试样的压缩曲线 基本重合，平均破坏强度极限为巩一２ １７６ ＭＰａ， 而由工程材料实用手册可知［８］，粉末冶金在该温 度下的抗拉破坏强度极限只有１ ４００ ＭＰａ。对比 可知，粉末冶金的抗压强度要远高于它的抗拉强
Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ： ａｅｒｏｓｐａｃｅ ｐｒｏｐｕｌｓｉｏｎ ｓｙｓｔｅｍ；ｐｏｗｄｅｒ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ；ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｓｔｒｅ“ｇｔｈ ｌｉｍｉｔ； ｆａｔｉｇｕｅ ｆａｉｌｕｒｅ；Ｓｃａｎｎｉ“ｇ Ｅ１ｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ（ＳＥＭ）
收稿日期：２００４一０７—１０；修订日期：２００４ ｌｏ ２ｌ 基金项目：国家自然科学基金资助项目（５０３７５１２４） 航空科学基金资助项目（００８５３１０｝０３８５３００３
3.《工程材料实用手册》编辑委员会 工程材料实用手册 2002
4.徐凌志;吕文林 粉末冶金涡轮盘裂纹扩展失效概率分析[期刊论文]-机械科学与技术 2000(02)
5.Wang Xishu;Li Yongqiang Characteristics of Fatigue Surface Microcrack Growth in Vicinal Inclusion
断口进行了扫描电镜分析，初步分析了材料在不同疲劳载荷作用下的细观破坏机理。
关键词：航空、航天推进系统；粉末冶金ｆ压缩强度极限；疲劳破坏；扫描电镜
中图分类号：Ｖ２３１ ９１
文献标识码：Ａ
Ｓｔｕｄｙ ｏｆ Ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ Ｆａｔｉｇｕｅ Ｍｅｃｈａｎｉｓｍ ｏｆ Ｎｉ—Ｂａｓｅｄ Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ Ｓｕｐｅｒａ¨ｏｙｓ
２．中国航空动力机械研究所，湖南株洲４１２００２）
摘要：对镍基粉末冶金高温合金的压缩强度和压缩疲劳性能进行了试验，结合拉一拉应变疲劳试验数据，证
明粉末冶金高温合金具有良好的耐压能力，抗压强度极限比抗拉强度极限高出约５０％。不同载荷形式的疲劳
试验结果发现，粉末冶金高温合金试样的压一压疲劳性能十分优良，不易产生压缩疲劳破坏。对试样的破坏
作者： 作者单位：
刊名： 英文刊名： 年，卷(期)： 被引用次数：
王安强， 岳珠峰， 杨治国， WANG An-qiang， YUE Zhu-feng， YANG Zhi-guo 王安强,岳珠峰,WANG An-qiang,YUE Zhu-feng(西北工业大学,力学与土木建筑学院,西安 ,710072)， 杨治国,YANG Zhi-guo(中国航空动力机械研究所,湖南,株洲,412002)
界值而引起的剪切破坏，图２为断口的金相照片。
Ｆｉｇ．２
图２试样压缩断口 Ｔｈｅ ｐｈｏｔｏ ｏｆ ＳＥＭ １ｎ ｃｏｍｐｒｅｓｓｌ。ｎ
１．２高温应力压缩疲劳试验 测试试样材料和尺寸同１．１，在５３８Ｃ下进行
了１２根不同应力水平下的压一压疲劳试验。试验 频率，一Ｏ．３３ Ｈｚ，最大应力分别为压缩极限强度 的７０％，８５％，９５％和９８％，循环特征ｒ一“。／靠。。 ＝ｏ．０５。部分试验结果如表ｌ所示，表中“＞”表示 试样经过相应疲劳循环后仍没有破坏而主动停 机。
航空动力学报 JOURNAL OF AEROSPACE POWER 2005,20(3) 1次
参考文献(8条)
1.姚萍屏;熊翔;黄伯云 粉末冶金航空刹车材料的应用现状与发展[期刊论文]-粉末冶金工业 2000(10) 2.刘咏;黄伯云;周科朝 粉末冶金γ-TiAl基合金研究的最新进展[期刊论文]-航空材料学报 2001(04)
第２０卷第３期 ２００５年６月
航空动力学报
ＪｏｕｒｎａＩ ｏｆ Ａｅｒｏｓｐａｃｅ Ｐｏｗｅｒ
文章编号：１０００ ８０５５（２００５）０３ ０４４０ ０４
镍基粉末冶金高 皿口 ０日√￡！ｏ 金 的压缩疲劳性能研究
ｖ０１．２０ Ｎｏ．３ Ｊｕｎ．２００５
王安强１，岳珠峰１，杨治国２ （１．西北工业大学力学与土木建筑学院，西安７１００７２
for Powder Metallurgy Alloys[外文期刊] 2003(04)
6.董林峰;李从心 粉末冶金坯体成形过程中产生裂纹预测的一种算法[期刊论文]-航空精密制造技术 2000(04) 7.李晓;张麦仓;张丽娜 夹杂物对粉末冶金高温合金力学性能的影响[期刊论文]-特殊钢 2001(01) 8.宋迎东;温卫东;高德平 粉末冶金涡轮盘的应用及寿命研究[期刊论文]-航空动力学报 1996(03)
表１不同应力水平时的压一压疲劳试验结果
Ｔａｂｌｅ １
Ｔｈｅ ｃｏｍｐｒｅ辐ｉｏｎ—ｃｏｍｐｒｅ骚ｉｏｎ ｓｔｒｅｓｓ ｆａｔｉｇｕｅ ｔｅｓｔ ｒｅｓｕｌｔｓ ｉｎ ｄｉｆｆｅｒｅｎｅｎｔ ｓｔｒｅｓｓ
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量；ｎ。一。，ｎ。，ｎ。＋．则分别为第ｍ
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度，是一种良好的耐压材料。同时，由试样的破坏 断口可以看出，试样沿着与轴线约成４５。的斜截
万方数据 面被压断，说明材料是由于最大切应力达到了临
骂÷量÷呐女ｌｊｉ蘑爱誊岛啡墓蜀型 垂ｉｉｊ§ 襄？；｝ｉｉ；ｉｉ；＃。寸？ｉ；ｉｉｉａ｜ｊｊ蔓ｊ一二薯ｌ
万方数据
万方数据
镍基粉末冶金高温合金的压缩疲劳性能研究
引证文献(1条)
1.魏大盛.杨晓光.王延荣.于慧臣.石多奇 保载条件下FGH95材料的疲劳特性及寿命建模[期刊论文]-航空动力学报
2007(3)
本文链接：/Periodical_hkdlxb200503019.aspx
至今，对粉末冶金合金在拉伸疲劳（拉拉、 拉一压）状态下的性能，已进行了较为广泛系统的 试验和理论分析研究，但对纯压压状态的疲劳 性能研究较少。另外一方面，考虑到发动机中的涡 轮盘与叶片大都采用榫头连接，使用时在连接处 将产生较大的挤压疲劳，因而对粉末冶金材料的 压缩强度和压一压疲劳性能的研究具有现实工程 应用意义。