0.   引言

火焰筒作為航空發動機燃燒過程的關鍵部件，長期暴露在極端高溫的環境下，容易發生由熱應變[1-3]引起的疲勞失效。在實際運行環境中，高強度且分布不均勻的循環熱載荷不僅會導致表面疲勞損傷，還會導致內部蠕變損傷[4]，造成熱端部件壽命的進一步縮短。研究火焰筒用材料在高溫下的蠕變疲勞行為，建立疲勞壽命預測方法，對于火焰筒的壽命設計和安全服役意義重大。 

GH3536鎳基高溫合金（類似于美國系列Hastelloy X合金[6-8]）作為火焰筒常用的一種材料，具有良好的抗氧化性和耐腐蝕性以及高的高溫強度等特點[5]。趙明等[9]研究發現，在600~800 ℃蠕變疲勞交互作用下，隨保載時間的延長，GH3536合金的斷裂塑性呈增強趨勢，而斷裂壽命則相應縮短。LU等[10]研究發現，在816 ℃和927 ℃蠕變疲勞交互作用下，Hastelloy X合金在無保載時主要發生穿晶斷裂，而當保載時間達到2 min時，斷裂模式轉變為以晶間斷裂為主。LEE等[11]研究發現：Hastelloy X合金的晶粒尺寸越大，其抗蠕變疲勞損傷能力越強；隨溫度的升高或保載時間的延長，斷裂模式由穿晶向沿晶轉變，蠕變疲勞壽命縮短。LIU等[12]采用非線性蠕變-損傷模型模擬發現，在高溫蠕變疲勞作用下當保載時間由1 min延長到60 min時，Hastelloy X合金的蠕變損傷率由70%升至99%，而蠕變疲勞的交互作用由25%降至1%。 

目前，關于GH3536合金的高溫蠕變疲勞研究多集中在失效機理分析上，其蠕變疲勞壽命的預測方法存在局限性，大多僅適用于單一溫度條件，且計算過程涉及參數多，運算復雜。作者在600~1 000 ℃下對GH3536合金進行蠕變疲勞試驗，研究了該合金的高溫蠕變疲勞行為，基于經典Coffin-Manson公式對其蠕變疲勞壽命進行預測，擬為火焰筒部件的壽命評估提供模型參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

試驗材料為GH3536鎳基高溫合金，化學成分（質量分數/%）為21.59Cr，17.74Fe，0.69W，0.35Mn，1.74Co，8.79Mo，余Ni。按照GB/T 15248—2008《金屬材料軸向等幅低循環疲勞試驗方法》，在試驗材料上截取如圖1所示的試樣，將其標距段研磨、拋光后，采用MTS 370.10型疲勞試驗機進行軸向應變控制的純疲勞和蠕變疲勞試驗。試驗溫度分別為600，800，900，1 000 ℃，通過電磁線圈感應加熱試樣，通過標距段對稱點焊的2支K型熱電偶測試溫度，測試精度控制在±5 ℃。采用卡置在標距段的高溫引伸計測試總應變，加載應變波形如圖2所示，圖中εmax為最大應變，εmin為最小應變，應變速率為0.4% s−1，應變比R分別為−1，0.05，應變范圍Δεt為0.4%~1.2%。蠕變疲勞試驗在達到最大應變時保持應變載荷2 min。當循環峰谷值穩定后，峰值載荷下降50%或者試樣斷裂均判定為試樣失效。 

圖  1  試樣的形狀和尺寸

Figure  1.  Shape and size of sample

圖  2  純疲勞試驗和蠕變疲勞試驗的加載應變波形

Figure  2.  Loading strain waveforms of pure fatigue test (a) and creep fatigue test (b)

2.   試驗結果與討論

2.1   循環應力響應行為

由圖3可以看到：當溫度處于600~900 ℃區間時，GH3536合金的峰值應力隨循環次數的增加逐漸升高到最大值，合金表現出不同程度的循環硬化，隨后峰值應力遞減直至失效，曲線末端快速下降部分對應后期裂紋擴展和斷裂的階段；隨著溫度的升高，峰值應力達到最大值的循環次數減少，循環硬化程度減弱。在1 000 ℃下，初始循環階段合金就出現輕微循環軟化特征，隨后峰值應力保持穩定直至軟化失效。在相同溫度下，施加的應變范圍越大，合金的硬化程度越顯著。不同應變比下的峰值應力在前10周次循環內出現不超過10 MPa的差異，并隨著循環次數的增加差值逐漸趨于0。 

圖  3  GH3536合金在不同溫度下的蠕變疲勞峰值應力響應曲線

Figure  3.  Creep-fatigue peak stress response curves of GH3536 alloy under various temperatures

2.2   保載應力松弛行為

由圖4可知，在800~1 000 ℃下蠕變疲勞的半壽命保載階段，GH3536合金表現出顯著的應力松弛現象，即初始彈性應變逐漸轉變為非彈性應變[13]。在應力松弛初期（約前20 s內），應力表現出快速下降的特征，隨后下降趨勢顯著減緩，直至趨于穩定。在相同溫度、不同應變范圍下，GH3536合金在保載階段的應力松弛行為一致，說明應力松弛速率受應變范圍的影響有限。采用Feltham方程[14]對GH3536合金在800~1 000 ℃下的應力松弛曲線進行擬合，表達式為 

式中：σ為應力；σ0為保載階段的初始應力；t為保載時間；B″，b為材料參數。 

圖  4  應變比為−1時GH3536合金在蠕變疲勞半壽命保載階段的應力松弛曲線

Figure  4.  Stress relaxation curves of GH3536 alloy at creep-fatigue half life load holding stage under strain ratio of −1

3.   蠕變疲勞壽命預測

疲勞壽命通?；趹?、應變和應變能等相關參數進行評估，對于全應變控制的低循環疲勞試驗，可采用經典Coffin-Manson公式進行壽命預測[15]，該公式如下： 

式中：εa為應變幅；εae為彈性應變幅；εapl為塑性應變幅；Nf為疲勞壽命；E為彈性模量；σ′f，ε′f，m，c均為與疲勞相關的材料常數。 

基于經典Coffin-Manson公式，XU等[16]提出一種參數溫度化（溫度效應由與溫度相關的參數和來表征）的經驗模型，用來描述溫度對疲勞壽命的影響。該模型表達式如下： 

式中：Δε為應變范圍；A（T），n（T）為與溫度T相關的參數。 

通過引入表示保載效應的h（t），將式（3）進一步拓展為 

式中：th為保載時間，min；α(T)和β(T)分別為與溫度相關的參數，由不同載荷條件下GH3536合金的純疲勞壽命數據擬合得到。 

由圖5可以看出，試驗測得GH3536合金的純疲勞和蠕變疲勞壽命均隨應變范圍的增大或溫度的升高而下降，應變比對純疲勞和蠕變疲勞壽命的影響較小。在蠕變疲勞過程中，由于應力松弛效應導致平均應力減小，使得平均應力對疲勞的影響減弱，因此在蠕變疲勞壽命預測過程中可以不考慮平均應力（應變比）的影響。在600 ℃下最大應變下的保載過程對疲勞壽命基本沒有影響，溫度不高于600 ℃時保載效應為0，因此在溫度不高于600 ℃時，蠕變疲勞壽命預測不考慮保載作用；在800，900，1 000 ℃下，與純疲勞壽命相比，蠕變疲勞壽命分別下降了41%，35%，56%。當溫度不低于800 ℃時，采用式（4）預測蠕變疲勞壽命；當溫度在600~800 ℃時，采用600 ℃時純疲勞壽命結果與由式（4）預測的800 ℃蠕變疲勞壽命結果進行線性插值。根據以上方法預測的蠕變疲勞壽命與試驗壽命的對比如圖6所示。由圖6可以看出：預測蠕變疲勞壽命大部分處于2倍分散帶內，少數處于2~3倍分散帶內，驗證了預測方法的準確性。該預測方法的參數數量少，計算簡單，且預測結果保守，對GH3536合金蠕變疲勞壽命的預測能力較強。 

圖  5  GH3536合金在不同溫度下的純疲勞壽命和蠕變疲勞壽命與應變范圍的關系

Figure  5.  Relation between pure fatigue life and creep fatigue life and strain range of GH3536 alloy at various temperatures

圖  6  預測和試驗得到GH3536合金在不同溫度下的蠕變疲勞壽命對比

Figure  6.  Comparison between predicted and test creep-fatigue lives of GH3536 alloy at various temperatures

4.   結論

（1）GH3536合金在600~900 ℃表現出不同程度的循環硬化現象，隨著溫度的升高，峰值應力達到最大值的循環次數減少，循環硬化程度減弱；在相同溫度下，應變范圍越大，合金的硬化程度越顯著。在1 000 ℃下合金在初始循環階段出現軟化現象，隨后峰值應力保持穩定直至失效。 

（2）在800~1 000 ℃下蠕變疲勞的半壽命保載階段，GH3536合金表現出顯著的應力松弛現象，在應力松弛初期，應力快速下降，隨后下降趨勢顯著減緩，直至趨于穩定；不同應變范圍下的應力松弛行為相同。隨應變范圍的增大或溫度的升高，合金的蠕變疲勞壽命降低；在600 ℃下最大應變保載過程對疲勞壽命基本沒有影響，當溫度為800~1 000 ℃時，最大應變保載會顯著降低蠕變疲勞壽命，降低幅度約50%。 

（3）采用綜合考慮溫度和保載效應影響的Coffin-Manson模型預測的不同溫度下GH3536合金的蠕變疲勞壽命大部分位于2倍分散帶內，少部分位于２~3倍分散帶內，表明該模型預測結果較為準確，該方法具有參數數量少、計算簡單的優點。

文章來源——材料與測試網