DZ125

DZ125（共3篇）

DZ125 篇1

DZ125合金是我国目前性能水平最高的定向凝固镍基铸造高温合金之一, 具有良好的中、高温综合性能及优异的热疲劳性能。合金中Ti的含量较低, 含有1.5%铪, 使合金具有良好的铸造性能, 可铸成薄厚小至0.6mm的带有复杂内腔的无余量定向凝固叶片。由于合金中含有铪、钽等贵重元素, 致使合金成本较高。适合于制作在1000℃以下工作的燃气轮机转子叶片和1050℃以下的工作的导向叶片以及其他高温零件。目前, 国内尚未开展该类材料钎焊工艺研究, 给实际钎焊带来很大的困难, 为此, 本文采用钎焊焊接DZ125合金, 目的是为今后DZ125合金提供可行性钎焊焊接的依据, 为航空发动机新材料铸造高温镍基合金DZ125钎焊焊接中的应用提供一定的试验指导和基础数据积累。

1 试验

1.1 材料。

试验所用试样材料为DZ125合金, 试验所用钎料为Co45Ni Cr WB, 为粉末状钎焊料, 粒度为-200目。

1.2 设备。

钎焊试验是在真空钎焊炉中进行的, 设备的最高工作温度为1250℃, 热态真空压力低于3×10-4乇, 漏气率≤2.0Pa/h。

1.3 工艺

1.3.1 工艺性能试验。

采用Co45Ni Cr WB钎料对DZ125合金进行钎焊润湿试验和填充间隙能力试验。

试验规范:开始升温前, 将炉子抽真空, 真空压力应低于1×10-2 Pa;以 (5~15) ℃/min的升温速率升至 (450±10) ℃, 保温 (30~40) min, 待真空度高于1×10-2Pa后方可继续升温;再以 (10~15) ℃/min的升温速率升至 (1200±10) ℃保温 (20~30) min;随炉冷却 (1180±10) ℃保温2h;再以 (10~15) ℃/min的升温速率升温至 (1220±10) ℃保温 (60~70) min;随炉冷却至 (1200±10) ℃保温 (60~70) min;零件钎焊保温完毕后, 随炉冷却冷至500℃以下允许气淬快冷。真空钎焊过程中, 真空压力应低于1×10-2 Pa, 充氩快冷除外。

润湿试验结果表明:Co45Ni Cr WB钎料对DZ125合金具有良好的铺展、润湿性, 且无残留物。Co45Ni Cr WB钎料填充DZ125合金“T”试样的最大间隙为0.9mm。

1.3.2 钎焊接头力学性能试验。

按接头材料组合制备钎焊接头拉伸和剪切性能测试试样, 并按工艺性能试验的工艺参数进行焊接。

1.3.3 结果。

试样钎焊后, 将钎焊接头及母材高温瞬时和接头及母材高温持久试样加工成标准性能试样, 进行接头的性能测试。结果见表1。

2 结果讨论与分析

DZ125+DZ125对接钎焊接头在950℃条件下的拉伸强度平均值为568.7MPa, 达到了基体强度 (823.3 MPa) 的69%。DZ125+DZ125搭接钎焊接头950℃条件下的剪切强度较稳定, 平均值达到288.7 MPa。DZ125+DZ125钎焊接头在980℃条件下的持久强度为 (97~102.65) h/132MPa, 说明焊缝有很好的高温持久性能。DZ125合金经钎焊热循环和焊后热处理后, 其高温瞬时拉伸和持久强度满足技术条件的要求。

结语

(1) 一定的工艺条件下, Co45Ni Cr WB钎料对DZ125合金具有良好的钎焊工艺性能。

(2) Co45Ni Cr WB钎料所钎焊的对接接头在950℃条件下的拉伸强度平均值为568.7 MPa, 达到了基体强度 (823.3MPa) 的69%。钎焊接头具有很好的高温性能, 且不会使DZ125合金母材性能下降, 说明所确定的钎焊工艺参数合理、可行。

摘要：试验选择新材料DZ125合金采用Co45NiCrWB钎料进行钎焊的工艺验证。通过对新材料DZ125合金钎焊工艺的研究, 掌握了DZ125合金钎焊工艺特点, 并对钎焊焊缝成形进行了深入研究, 确定了最佳的钎焊工艺参数。同时, 获取DZ125合金钎焊接头的组织结构和力学性能数据。为今后开展航空发动机新材料DZ125合金钎焊工艺提供了理论试验基础和性能数据支持。

关键词：DZ125合金,Co45NiCrWB钎料,真空钎焊

参考文献

[1]《中国航空材料手册》编辑委员会.中国航空材料手册 (第二卷) [M].北京:中国标准出版社, 2002.

[2]张启运, 庄鸿寿.钎焊手册[M].北京:机械工业出版社, 1999.

纯净化DZ125合金返回料研究 篇2

在DZ125合金中, 由于含有Al, Ti, Hf等活性较大的元素, 在真空感应熔炼中, 会形成非金属夹杂和氧化膜, 所形成非金属夹杂降低液态金属流动性, 引起合金锭内部孔隙, 对高温合金的可靠性有不利影响, 是高温合金零件在使用时的裂纹源。国内资料[2,3,4,5]报道了返回料的研究, 大致可以归纳为以下两大类:第一, 其研究方法是把熔炼好的返回料锭和新料锭, 按照不同的比例 (30%, 50%, 70%和100%) 在试验用小炉上重熔浇注成相应的性能试样, 研究其化学成分、力学性能、显微组织等, 同时将比例为50%的合料浇铸成叶片, 研究其铸造性能。第二, 对返回料多次重熔后的性能变化进行研究, 主要方法也是在试验用小炉上反复熔炼。这两种方法的不足之处在于, 没有对不同比例以及不同返回次数返回料纯净度进行定性定量的研究, 不能清楚地描述不同比例以及不同返回次数返回料的原始状态, 限于条件限制上述研究也仅仅处在实验室小炉试验阶段。基于上述不足, 本研究在工业化生产真空感应炉上从测量不同状态纯净度着手, 对返回料在原BIAM优质工艺的基础上[6]进行净化技术研究。

1 试验方法

将在航空工厂零件生产过程中产生的废叶片、浇铸系统等返回料首先经过特殊处理, 在IS6V8型 (名义容量:500kg) 工业化生产真空感应炉上, 按照净化技术进行熔炼浇注, 制成100%返回料合金锭, 为了对比试验结果, 同时熔炼了100%新料合金锭, 后者主要采取常规航空母合金工艺生产。

首先采用电子束纽扣重熔法, 对100%新料锭、返回料锭以及原始返回料中夹杂数量进行测定, 为了保证数据的可靠性, 各种状态下各取3个平行试样进行试验;其次对100%返回料锭和100%新料锭按照全新料母合金的检验标准进行化学成分 (常规元素、杂质、气体含量) 和力学性能 (室温拉伸, 760℃持久, 980℃持久) 测试;最后用100%返回料锭按正常定向凝固工艺浇注, 铸造成定向空心涡轮叶片, 研究返回料的铸造性能。

2 结果和讨论

2.1 净化对返回料夹杂含量的影响

净化后100%返回料锭、100%新料锭和原始返回料夹杂含量如图1所示, 从图1可以粗略地看出:原始返回料的表面夹杂面积最大, 其次是100%新料锭, 最少的是净化后100%返回料锭。

为了更精确地比较以上三种合金的夹杂水平, 对纽扣试验样品中聚集的夹杂物进行了定量测算, 表1给出了合金夹杂水平测算数据结果, 统计检验表明:100%新料锭和经过本净化技术熔炼的100%返回料锭的氧化夹杂数量相当, 经过本净化技术熔炼的100%返回料和未经处理的返回料的氧化夹杂数量显著不同。从表1可以得出:净化后DZ125合金100%返回料锭的氧化夹杂数量比原始返回料和100%新料锭分别降低了0.496cm2/kg和0.078cm2/kg, 即67%和24%左右, 由此可知, 经过净化处理的100%返回料锭纯净度最高, 冶金质量最好。

2.2 净化对合金化学成分影响

常规工艺生产的100%新料锭和经过净化熔炼的100%返回料锭成分和气体分析结果见表2。从表2可以看出:净化处理的100%返回料锭和100%新料锭相比:氧、氮、氢气体质量分数都在较低的水平 (≤0.001%) , 质量较好;杂质元素没有明显区别;常规元素基本相当, 碳含量和铪含量略有降低, 但均在合格范围内。由此可知, 本净化技术能大幅度降低合金的夹杂含量, 能使该合金100%返回料的纯净度达到100%新料的水平。

2.3 净化对拉伸性能的影响

图2给出了经过净化熔炼的100%返回料锭和100%新料锭的室温拉伸性能 (σb, σ0.2, δ, Ψ) 试验结果。可以看出, 室温拉伸性能和延伸率基本相当。

2.4 净化对持久性能的影响

表3是760℃/725MPa, 980℃/235MPa条件下的持久性能试验结果。

Note:thermal treatment: (1180±10) ℃/2h+ (1230±10) ℃/3h air coll+ (1100±10) ℃/4h air cool+ (870±10) ℃/2h air cool

从表3可以看出:净化后100%返回料锭的持久寿命不但没有降低, 反而稍高于100%新料锭。根据Smith等人[8]的理论, 钢中的非金属夹杂物和缺陷的存在, 将使运动着的位错受阻, 形成位错塞积群, 当塞积到一定程度后将在其前端形成裂纹源, 随后伴随形变的进一步发展, 裂纹会逐渐快速扩散, 最后导致试样完全断裂, 试验结果也表明返回料合金中的夹杂物数量和大小对合金的性能产生重要影响, 净化降低了返回料中大量的夹杂和铸造缺陷, 使得返回料的纯净度有了明显的提高, 致使位错塞积减少, 微裂纹减少, 从而使返回料的持久性能均和新料相当, 有的甚至比新料高一些。

2.5 100%返回料锭铸造性能

将经过净化熔炼的100%返回料锭按照现行某发动机涡轮叶片浇铸工艺浇铸成叶片, 经过检验无一出现裂纹, 与100%新料锭浇铸叶片的合格率相当, 说明其和新料的铸造性能相当, 这主要得益于返回料纯净度的提高。

3 结论

(1) 经过本净化技术熔炼的100%返回料锭的氧化夹杂数量在现有原始返回料的水平上降低了67%以上, 氧化夹杂数量与100%新料锭相比降低了24%左右。

(2) 经过本净化技术熔炼的100%返回料锭的化学成分、力学性能能够达到100%新料的水平。

(3) 经过净化熔炼的100%返回料锭和100%新料的铸造性能相当。

参考文献

[1]陈荣章, 佘力, 张宏炜, 等.DZ125定向凝固高温合金的影响[J].航空材料学报, 2000, 20 (4) :14-19.

[2]张宏炜.返回料比例对K4002合金成分和持久性能的影响[J].航天制造技术, 2006, (6) :35-37.

[3]陈荣章.含铪高温合金返回料的应用[J].军用新材料资料, 1989, (3) :10.

[4]陈荣章, 王罗宝, 陈新予.DZ22合金返回料的应用研究[J].材料工程, 1993, (2) :7-9.

[5]佘力, 陈荣章.多次重熔对DZ125合金返回料组织和性能的影响[J].材料与冶金学报, 2005, 4 (4) :308-312.

[6]桂忠楼, 吴昌新, 孙传棋, 等.航空用优质高温合金锭制造技术的研究[J].材料工程, 2002, (3) :20-23.

[7]HB 7762-2005, 航空发动机用定向凝固柱晶和单晶高温合金锭规范[S].

DZ125 篇3

以前,研究人员主要针对DZ125合金开展了室温下的超高周疲劳行为研究,研究了不同热处理制度对其室温性能的影响,以及将合金的超高周疲劳性能与常规高周疲劳性能相比得到了频率效应[1,2,3]。目前,超高周疲劳试验设备主要是使用各自开发的试验系统,国外研究者应用自己设计的试验设备测试材料在高温下的超高周疲劳性能,试验温度能达到500~1000 ℃[4,5]。例如,2012年日本国家材料科学研究院对低合金钢12Cr-2W进行了650 ℃的超声疲劳试验[6],2007年美国空军研究实验室对镍基单晶高温合金PWA1484进行了593 ℃的超声疲劳试验[7],以上试验工作均是选择在材料的服役温度区间内进行。而在国内,由于试验设备的开发限制,大多只进行了室温下超高周性能的测试,但研究国内合金材料在高温服役环境下的超高周疲劳是很有必要的,与其室温下的性能相比,可为材料的实际应用提供技术支撑。

本工作采用超声疲劳试验系统对涡轮叶片材料DZ125合金进行了高温下的超高周疲劳性能测试,比较了DZ125合金在常规热处理 状态和长 期时效状 态 (950 ℃ 下长期时 效1000h)的性能差异。与室温下该材料的超高周疲劳性能进行了比较,如S-N曲线的差异、频率效应的差异、断口特征差异等,进一步研究了合金两种状态下的元素分布和弹性模量差异,为更清晰了解和模拟合金实际服役情况提供了理论支持。

1实验

超声疲劳试验在USF-2000型试验机上进行,频率为20 kHz,应力比R=-1,试验温度为室温和700 ℃,采用红外检测试样的温度,用压缩空气对试样进行冷却,试验在不同的应力幅下进行,直到试样发生断裂为止,对DZ125合金进行了长期时效热处理,热处理制度为950 ℃/1000h,目的是比较不同温度下常规热处理后合金的性能。试样为漏斗形光滑试样,试样的形状见图1。

采用FEI QUANTA600型扫描电子显微镜观察试验材料的疲劳断口特征,采用电子探针EPMA-WDS测试合金疲劳前的常规热处理和长期时效热处理状态试样的枝晶间和枝晶干的成分。利用纳米压痕测量仪测试合金疲劳前的常规热处理和长期时效热处理状态试样的弹性模量和硬度值。

2结果与讨论

2.1弹性模量与元素分布

超声疲劳试验前,关键的工作是超声疲劳试样的设计计算,使试样具有与系统振动频率相同的固有频率,并确定试样的振动位移应力系数CS。试样中部最大应力截面上的应力幅值σmax与试样端部输入位移幅A0之间的关系式为:

式中:CS定义为试样振动位移应力系数,在超高周疲劳系统谐振频率确定后,CS的大小与材料的动态弹性模量和密度相关,也与试样的几何形状尺寸有关。表1为DZ125合金的动态弹性模量测试结果,所测得的结果是不同温度下合金试样整体的弹性模量。由表1可见,合金在室 温的弹性 模量比700 ℃的高10GPa。

弹性模量的大小表示原子离开平衡位置的难易程度,是结合能的表征量,只取决于晶体的原子结合本性,对于同一种材料,不仅在不同温度下可能有不同的弹性模量,而且材料中不同的局部结构也可能有不同的弹性模量[8]。因此,了解合金内部微观组织内的弹性模量,如枝晶间与枝晶干的弹性模量及其差异,以推测微观组织的枝晶间与枝晶干的微观力学性能及其匹配能力,也能反映枝晶间与枝晶干内的原子结合力。利用纳米压痕测量仪测试常规热处理和长期时效状态的弹性模量和硬度值,结果如表2所示,所测弹性模量和硬度值是4个值的平均值。由表2可见,常规热处理态试样的枝晶间与枝晶干的弹性模量值相当,只相差0.514GPa; 长期时效态试样的枝晶间与枝晶干的弹性模量差值为4.233 GPa;从枝晶间的弹性模量值来看,常规热处理与长期时效态的相当;从枝晶干的弹性模量值来看,常规热处理与长期时效态的差值为3.821GPa。

合金的弹性模量主要与难熔元素 的分布密 切相关,因此,利用电子探针测试常规热处理和长期时效状态的枝晶间与枝晶干的成分,结果见表3。

由表3可见,两种热处理制度的合金元素Hf、W、Ta的偏析较明显,其中,Hf和Ta是正偏析,W是负偏析,Hf正偏析较严重,W负偏析较严重。通过对各种元素的比较,常规热处理与长期时效状态的试样中合金元素在枝晶间、枝晶干的含量以及偏析比稍有不同,合金经过长期时效后元素W的偏析比略有降低,从常规热处理态的0.777降到0.739,降低了约5%,元素在枝晶干的偏析程度更严重;元素Hf的偏析比略有增大,从常规热处理态的1.302提高到1.365,提高了约5%,元素在枝晶间的偏析程度更严重;元素Ta的偏析比明显降低,从常规热处理态的1.211降到1.031,降低了约15%,该元素在枝晶间的偏析程度减轻。

由以上分析可以看出,合金中两种热处理制度的合金元素在枝晶间、枝晶干的含量以及偏析比稍有不同,难熔元素Hf在常规热处理态枝晶干的分布较多可能是导致其弹性模量较高的原因。

2.2不同状态下超高周疲劳的S-N曲线特征

DZ125合金在室温和700 ℃下的超高周疲劳性能数据如图2所示,可以看出高温的疲劳数据点明显在室温的疲劳数据点下方,这说明合金高温时的疲劳性能要稍差于室温的疲劳性能。室温的性能数据点分布显示,随着循环次数的增加,应力幅呈现降低的趋势,而高温的性能数据点分布显示, 随着循环次数的增加,应力幅变化较小,基本上在同一应力水平。两种温度下,合金试样的循环次数在107及以上均发生了断裂,即不存在传统的疲劳极限,但当循环次数达到109时,试样均未发生断裂。当循环次数小于107时,高温的疲劳性能明显低于室温的,而在低应力长寿命区,即循环次数大于107时,室温和高温的数据点较接近。

为了了解合金在不同温度下频率效应的差异,将合金在室温下频率为f=20kHz的疲劳性能数据与室温下频率f= 125Hz的疲劳性能数据进行对比分析,同时将合金在700℃ 下频率为f=20kHz的疲劳性 能数据与700 ℃ 下频率f=10~145Hz的疲劳性能数据进行对比,相比较后,得到室温和高温下合金的频率效应的差异。如图3(a)、(b)所示, 室温下,频率为20kHz的性能数据点在频率为125Hz的性能数据点上方,说明合金在频率为20kHz时具有较高的疲劳强度,在相同应力幅下,两种频率试样的疲劳寿命差异较大,即合金在室温下存在明显的频率效应,这对于该合金的疲劳强度设计是不安全的,因此,该合金在室温下的超高频疲劳性能必须经过修正。700 ℃下,当循环周次小于107时, 频率为20kHz的性能数据点落在传统疲劳性能的数据点范围内,当循环周次大于107时,随着循环周次的增大,外加应力幅变化不大,在一个应力水平范围内。可见,合金在700 ℃下不存在明显的频率效应,合金在高温下的超高频疲劳性能不需要经过修正。

为了了解合金经常规热处理和长期时效 (950 ℃/1000 h)后在不同温度下频率为20kHz时的疲劳性能差异,将合金在室温下的常规疲劳性能数据与长期时效后的数据进行对比分析,同时,将合金在700 ℃下的常规疲劳性能数据与长期时效后的数据进行对比分析。相比较后,得到室温和高温下合金的长期时效对其性能的影响差异。如图4(a)、(b) 所示,由于室温下的疲劳性能数据点较少以及分散性较大, 为了比较,将室温和高温下的疲劳性能数据均进行S-N曲线拟合。由图4可见,常温和高温下,合金经过长期时效处理后疲劳性能均有所降低,特别是高温700 ℃下,合金经过长期时效热处理后,当循环周次小于107时,长期时效后的性能略低于常规热处理态的性能,当循环周次大于107时,长期时效的疲劳强度明显低于常规热处理状态的疲劳强度。当疲劳循环周次在106~108之间时,室温下,长期时效状态试样所施载荷在320~250MPa范围,高温下,长期时效状态试样所施载荷在230~280 MPa范围。可见,高温下长期时效状态试样的疲劳强度要低于室温的。

2.3不同状态下超高周疲劳的断口特征

分析室温和700 ℃下两种热处理制度的断口特征差异, 如图5所示,图5(a)为室温下常规热处理状态的试样经历外加应力σa=320MPa和循环周次Nf=1.67×108后的断口特征,图5(b)为室温下长期时效状态的试样经历外加应力 σa=290MPa和循环周次Nf=3.46×107后的断口特征。由图5可见,室温下,常规热处理和长期时效态试样的疲劳断口形貌相似,整体形貌显示,两种处理制度下的断口均较平整,整体断面与应力轴相垂直,裂纹大都起源于试样的表面, 源区处没有发现夹杂等冶金缺陷,在断口源区均可发现类似缺口的形貌特征,疲劳裂纹第一阶段扩展的形貌特征明显, 在裂纹源附近未见明显的“鱼眼”形貌特征。室温下,高温合金在高周和超高周疲劳阶段具有相似的裂纹萌生机制,源区存在多个斜面,裂纹沿着滑移面向内扩展,可见明显的滑移形貌。

700 ℃下,常规热处理和长期时效态试样的疲劳断口形貌也相似,整体形貌显示,断面高差均较大,疲劳断口可分为3个区域:疲劳源区、裂纹扩展区和瞬断区,宏观断面与载荷轴不垂直,大多数疲劳断口源区和裂纹扩展区的断面与应力轴呈45°的剪切断裂特征,瞬断区较粗糙,这种特征与该合金在频率较低条件下的常规高周疲劳断口一致。两种热处理制度的疲劳裂纹均起源于试样的亚表面,源区均未见明显的 “鱼眼”形貌以及夹杂物等缺陷,可见明显的滑移形貌。通过比较,发现高温下两种热处理制度的合金在高周和超高周疲劳阶段具有相似的裂纹萌生机制,裂纹均起源于亚表面(如图6和图7所示)。

图6(a)-(c)为700 ℃下常规热处理状态试样的断口特征,外加应力和循环周次分别为σa=260 MPa,Nf=4.9× 106;σa=275 MPa,Nf=3.12×107;σa=270 MPa,Nf= 2.36×107。图6(d)-(f)为700℃下长期时效状态试样的断口特征,外加应力和循环周次分别为σa=260MPa,Nf=6.24× 106;σa=230 MPa,Nf=4.97×107;σa=235 MPa,Nf= 2.27×108。图7(a)为700 ℃下常规热处理状态的试样经历外加应力σa=270MPa、循环周次Nf=2.36×108后的断口源区特征,图7(b)为700 ℃下长期时效状态的试样经历外加应力σa=235MPa、循环周次Nf=2.27×108后的断口源区特征。可见,同一温度下,合金的两种热处理制度的断口特征相似,裂纹萌生机制也相似,但不同温度下合金的断口特征差异较大,温度较低时,裂纹易于在试样表面局部区域产生塑性变形,形成表面滑移带,表面出现挤入和挤出,并萌生裂纹。大多数合金的超高周疲劳试验结果显示[9,10],循环周次较低时,裂纹沿试样的表面起源,循环周次较高时,裂纹萌生于试样内部,但对DZ125合金来说,室温下,该合金在所有循环周次范围内,裂纹均沿试样表面萌生,但700 ℃高温下, 该合金在所有循环周次范围内,裂纹均沿 试样的亚 表面萌生,这可能是由于高温时试样表面塑性变形很小,不足以达到形成疲劳裂纹所需的塑性变形 量,表面裂纹 萌生机制 停止。在室温或高温下,合金在高周和超高周阶段具有相同的裂纹萌生机制,这是该种合金超高周疲劳的特征。

综上所述,DZ125合金在进行超声疲劳试样设计时,需要考虑材料的弹性模量,其在不同温度和不同微观结构内是存在差异的,可导致材料内原子结合力即元素分配的差异甚至振动性能的不同。以上研究结果表明,合金的两种热处理制度的枝晶间弹性模量相当,常规热处理态枝晶干的弹性模量比长期时效的高3.821GPa;常规热处理态的枝晶间与枝晶干的弹性模量值相当,长期时效态的枝晶间与枝晶干的弹性模量差值为4.233GPa。相应地,合金两种热处理制度的合金元素在枝晶间、枝晶干的含量以及偏析比稍有不同,难熔元素Hf在常规热处理态枝晶干的分布较多可能是导致其弹性模量较高的原因;难熔元素Hf和W的偏析程度较大可能是导致长期时效态的枝晶间与枝晶干弹性模量差异较大的原因。DZ125合金经长 期时效处 理后,在室温和700 ℃ 下,合金的超高周疲劳性能均有所降低,这可能与合金长期时效状态的枝晶干弹性模量较低有关,或者是由于长期时效的枝晶间与枝晶干弹性模量差异较大致使其性能较低。当超高周疲劳循环次数小于107时,合金在700 ℃的疲劳性能明显低于室温的,而循环次数大于107时,室温和700℃的疲劳性能较接近,这可能与合金在高温 下的弹性 模量较大 有关;高温与室温疲劳性能的差异还体现在合金在室温下存在明显的频率效应,但在700 ℃下不存在频率效应。DZ125合金在室温和700 ℃ 下疲劳断裂特征存 在较大的 差异:室温下,两种热处理制度合金的疲劳裂纹均起源于试样的表面, 700 ℃下,两种热处理制度合金的疲劳裂纹均起源于试样的亚表面;室温和700 ℃下两种热处理制度的合金在高周和超高周疲劳阶段具有相似的裂纹萌生机制。

3结论

(1)两种热处理制度(常规热处理与长期时效)的DZ125合金的枝晶间弹性模量相当,常规热处理态枝晶干的弹性模量比长期时效的高3.821GPa。

(2)两种热处理制度的DZ125合金的合金元素在枝晶间、枝晶干的含量以及偏析比稍有不同;元素Hf、W、Ta的偏析较明显,其中,Hf和Ta是正偏析,W是负偏析。

(3)对于DZ125合金,当超高周疲劳循环次数小于107时,700 ℃的疲劳性能明显低于室温的,而循环次数大于107时,室温和700 ℃的疲劳性能较接近;合金在室温下存在明显的频率效应,但合金在700 ℃下不存在频率效应,超高频疲劳性能不需要经过修正;常温和700 ℃下,合金经过长期时效后的疲劳性能均有所降低,特别在700 ℃下合金性能降低得更多。

(4)室温下,两种热处理制度的DZ125合金的超高周疲劳裂纹均起源于试样的表面,700 ℃下,两种热处理制度的超高周疲劳裂纹均起源于试样的亚表面;室温和700 ℃下两种热处理制度的合金在高周和超高周疲劳阶段具有相似的裂纹萌生机制。

摘要：研究了常规热处理和长期时效状态的DZ125定向凝固高温合金在室温和700℃下的超高周疲劳特征及其差异。利用超声疲劳试验机测试了合金的超高周疲劳性能,采用扫描电镜研究了合金的疲劳断口特征,借助电子探针和纳米压痕测量仪分别测试了合金枝晶间和枝晶干的成分和弹性模量。结果表明:两种热处理制度下DZ125合金的枝晶间和枝晶干的弹性模量以及合金元素分配和偏析比差异不大;DZ125合金在700℃下的超高周疲劳性能低于室温,合金在室温下存在明显的频率效应,但在700℃下不存在频率效应;室温和700℃下,合金经过长期时效后的疲劳性能均有所降低,特别在700℃下合金性能降低得更多。室温下,DZ125合金的两种热处理制度的超高周疲劳裂纹均起源于试样的表面;700℃下,两种热处理制度的超高周疲劳裂纹均起源于试样的亚表面。