中科院|选区激光熔化Inconel 718镍基合金的低周疲劳性能和寿命预测

导读▏涡轮盘的损坏部分通常发生在应力集中和大塑性变形的位置，这是由于运行中高温和高循环应力的叠加效应造成的，失效形式大多为低周疲劳（LCF）断裂。因此，研究发动机涡轮盘用Inconel 718高温合金的LCF性能和失效损伤机理是提高发动机安全性和可靠性的重要依据。

“3D Science Valley 白皮书 图文解析

中科院沈阳金属所张哲峰等科研人员根据航空发动机的实际使用情况，采用选择性激光熔化（SLM）生产的Inconel 718在25、450和650°C下进行低周疲劳（LCF）试验，重点研究温度对疲劳性能的影响。讨论了包括合金材料参数在内的材料优化策略。

文章链接：https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2025.01.139

SLM Inconel 718样品使用15-53μm的气雾化粉末打印。分别选择900 mm/s、250 W、100μm、40μm作为扫描速度、激光功率、两个相邻激光束之间的距离、粉末层厚度。在扫描前一层后，旋转67°以消除各向异性。进行热处理以释放残余应力并优化微观结构。

图1. LCF试样几何形状（单位：mm）

不同方向的EBSD方向图如图2a-b所示。在平行于BD的平面上观察到由大柱状树枝状晶体包围的细等轴晶体（图2a）。同时，在垂直于BD的平面内，观察到由粗等轴晶体包围的细等轴晶体（图2b）。如图2c所示，X射线衍射显示，热处理后存在γ基体、γ'、γ'强化相和δ相，这证明γ'和γ'是在热处理过程中沉淀的。此外，SEM照片（图2d）清楚地表明，沿晶界存在短棒状δ相，晶粒内存在针状δ沉淀物。

图2. 样品表面（a）平行于BD的微观结构的EBSD映射；（b） 垂直于BD；（c） XRD衍射图；（d） δ相的SEM图像

图3. SLM Inconel718在（a）25°C、（b）450°C和（C）650°C下的循环应力响应曲线；（d） 不同温度下R与总应变振幅的关系

总应变振幅和寿命的变化趋势如图4a所示，25、450和650°C下塑性、弹性和总应变振幅随载荷的变化如图4b-d所示。在相同的应变振幅（0.4%、0.6%、0.8%）下，寿命最低出现在650°C，最高出现在25°C。在所有温度下，弹性应变振幅占大多数，并起主导作用。

图4. （a） 总应变振幅与失效逆转次数之间的关系；在（a）25°C、（b）450°C和（C）650°C下，总应变振幅、弹性应变振幅和塑性应变振幅与失效逆转次数的关系

比较了SLM和锻造Inconel 718合金在室温下的LCF性能，结果如图5a所示。在相同的总应变幅度下，两种材料的LCF寿命相似。一方面，SLM Inconel 718合金的LCF性能可能会受到RT时增材制造缺陷的影响。SLM Inconel 1718的断裂表面存在未熔合缺陷，这在锻造Inconel 718中没有发现。然而，由于SLM Inconel 718合金的晶粒更细，其屈服强度更高。如图5b所示，在相同的总应变幅度下，由于较高的流动应力，SLM Inconel 718合金的塑性应变与总应变之比低于锻造合金。与弹性应变相比，塑性应变对材料造成的损伤更大。因此，在总应变相同的条件下，较低的塑性应变比有利于提高疲劳寿命，这可以解释为什么低周疲劳的最终性能与锻造的性能相当。如果优化激光能量、扫描速度和其他参数以减少增材制造的缺陷，SLM Inconel 718有望在室温下获得比相同条件下锻造材料更好的LCF性能。值得注意的是，在相同的应力幅度下，SLM Inconel 718合金在小于105次循环的范围内表现出比锻造合金更长的疲劳寿命，如图6所示。然而，随着应力幅值的减小和循环次数的增加，锻造材料的疲劳寿命逐渐超过SLM合金（图6）。

图5. （a） SLM和锻造Inconel 718应变寿命数据的比较；（b） SLM和锻造Inconel 718塑性应变与总应变之比的比较

图6. SLM和锻造Inconel 718应力寿命数据的比较

SLM Inconel 718的疲劳断口由裂纹成核（箭头所示）、裂纹扩展和最终断裂区域（以黄色虚线区分）组成。在室温和450°C下，断裂面存在多源。疲劳源类型为图7b中的小面和图7c中RT时的侵入或挤压裂纹，这也是锻造Inconel 718合金的常见失效模式。在每次LCF加载过程中，样品表面会形成一定量的挤出或侵入，挤出或侵入的量在数值上等于Burgers矢量。随着随后的疲劳载荷，应力集中将在侵入位置形成，这可能是疲劳裂纹的萌生和疲劳源的发展。疲劳源类型为图7e中的AM缺陷（孔隙）和图7f中450°C下的正常裂纹。在650°C的高温下，在=0.4%的样品中仅观察到一个正常的表面裂纹疲劳源（图8a-b）。其余部分表现出明显的多源开裂特征，没有小面开裂和增材制造缺陷开裂，如图8c-d所示。

图7. 断口照片：（a、b和c）/2=0.4%，Nf=38869次循环，25°c；（d、e和f）/2=0.4%，Nf=31891次循环，450°C

图8. 650°C下的断口照片：（a，b）=0.4%，=27147个周期；（c，d）=0.6%，=1876次循环

为了进一步揭示疲劳行为，有必要了解Inconel718在不同温度下的裂纹扩展路径，如图9和图10所示。在25°C下，样品表面产生820μm的微裂纹，如图9a-b所示。此外，图9c中沿主裂纹扩展路径明显缺乏熔合缺陷。EBSD下的裂纹表明，裂纹通过晶界和晶粒内传播，在图9d中显示出明显的穿晶传播特征。

图9. 25°C下疲劳断裂试样的纵截面（=0.6%，=4962次循环）

图10. 疲劳断裂试样在450°C（a-b，=0.6%，=3969次循环）和650°C（C-d，=0.6%，=2151次循环）下的纵截面

当裂纹从附近通过时，缺陷可能会成为优先的裂纹扩展通道，导致疲劳寿命降低。在450°C时，在样品表面观察到微裂纹，如图10a所示。裂纹还显示出穿晶生长的特征，如图10b所示。当温度升高到650°C时，还观察到样品表面的小裂纹萌生和扩展，如图10c所示。裂纹的长度约为810μm，表明表面上如此小的裂纹的萌生与温度无关，可能是由于低周加载过程中施加的较大轴向应变造成的。在裂纹扩展过程中，裂纹还穿透晶界并在晶粒内部传播，如图10d所示，显示出明显的穿晶传播特征。

不同温度下的疲劳损伤行为是由变形机制引起的。图11是SLM Inconel 718合金在不同温度下LCF后断裂的TEM图像。25°C下0.4%的单滑移（图11a）表明，Inconel 718合金在低应变幅度下的变形模式为平面滑移。相比之下，随着温度的升高，滑移现象变得更加深刻。位错在多滑移系统中同时移动，并显示出多滑移变形特征，在图11c和e中形成了更厚、更明显的滑移变形带，疲劳裂纹容易传播，这也可以在高周疲劳中找到。对于Inconel 718合金，变形过程中出现的滑移带主要由高密度纠缠位错组成，交叉滑移是由强化相γ'和γ”阻碍的位错运动引起的应力集中引起的。温度在镍基高温合金中始终起着至关重要的作用。之前的研究表明，高温合金在室温下的主要变形模式是平面滑动。Inconel 718在室温下出现滑移带是疲劳裂纹萌生的主要方式之一。在室温和中温下，裂纹主要沿着{111}晶面传播，无论它们在哪里萌生。研究人员表明，疲劳裂纹沿着γ通道传播，避免了在高温下切割γ′相。，因此疲劳裂纹垂直于应力轴。随着应变幅度从0.4%增加到0.8%，位错胞主导了SLM Inconel 718合金的特性，如图11b和d所示。Inconel 718在较低应变幅度下的塑性变形相对较小，位错累积程度不足以达到应力集中阈值，因此疲劳寿命较长。在较高的应变幅度下，位错和γ'之间的相互作用增强，位错更有可能穿透γ'相。随着位错堆积得越来越严重，应力集中的阈值很快就会达到，合金会迅速开裂，因此疲劳寿命很短。在γ基体中观察到阻碍位错滑移的δ相的存在，这容易导致应力集中和微裂纹，从而导致Inconel 718合金的高温失效。此外，大尺寸的δ相会降低循环阻力，裂纹很容易沿着该相扩展，从而降低合金的LCF寿命。综上所述，当温度较低时，位错主要以平面滑移的形式移动。然而，随着温度的升高，位错可以离开原始滑移面并以交叉滑移的形式移动，从而与其他位错和沉淀相发生更大的相互作用。因此，LCF变形的机制是由位错在不同温度下的运动和变化决定的。

图11. 25°C下LCF失效样品的TEM观察： /2 of 0.4%(a) and 0.8%(b); 450°C: /2 of 0.4% (c) and 0.8%(d); 650°C: /2 of 0.4%(e) and 0.8%(f)

基于循环应变的LCF Coffin-Manson关系通常用于预测疲劳寿命。然而，循环应力也是影响疲劳行为的重要因素。根据图12，使用Coffin-Manson模型评估了SLM Inconel 718的疲劳寿命。研究发现，在25°C时观察到最差的疲劳寿命，在450°C时在0.4%的应变幅度下观察到最佳的疲劳寿命。在0.8%的应变幅度下，25°C的LCF寿命最高，650°C的寿命最低。上述结果与实验结果不一致，表明Coffin-Manson模型存在一些局限性，不适合本研究。滞后能量比单独的应力或应变更稳定，更适合评估疲劳性能。能量损伤累积模型涉及塑性应变和应力，在处理各种复杂的应力-应变状态方面具有显著优势。

图12. Coffin-Manson中塑性应变振幅循环与破坏的关系

基于滞后能量模型的半衰期滞后环如图13所示。随着应变幅度的增加，半衰期滞后环的大小逐渐增加（图13a-c），这表明应变幅度越高，在不同温度下对材料造成的疲劳损伤就越严重。如图13d-f所示，当总应变振幅相同时，不同温度下的磁滞回线面积大致相同，表明导致材料疲劳损伤的能量主要由应变振幅决定。在相同的应变幅度下，随着弹性模量随温度的升高而降低，应力幅度如图13e-f所示呈下降趋势。

图13. （a-c）25°c、450°c和650°c下的半衰期磁滞回线；（d-f）应变幅度为0.4%、0.6%和0.8%时的半衰期磁滞回线

图14. （a-c）不同温度下的循环滞后能量曲线；（d） 滞后能量与失效循环次数的关系

SLM Inconel 718在不同温度下的滞后能量和失效循环次数的数据和拟合曲线如图14d所示。拟合结果表明，SLM Inconel 718的抗疲劳损伤性能随着温度的升高而逐渐降低，表明高温环境下LCF性能降低的主要原因是其抗疲劳损伤能力的降低。W0和β分别通过滞回能量模型如图15a和b所示。值得注意的是，W0和T在25-650°C范围内呈线性关系，β和T之间的关系也是如此。

图15. 磁滞回线参数和相应疲劳寿命预测模型之间的关系：（a）W0和温度之间的线性关系；（b） β与温度的线性关系

图16. LPF的预测结果

图17. 基于Ostergren模型的SLM Inconel 718合金拉伸滞后能与疲劳寿命的关系

从图18可以看出，当Ostergren模型应用于SLM Inconel 718的寿命预测时，当总应变幅度为0.6%（450°C）时，预测寿命在3倍的误差范围内，预测精度较低。与Ostergren模型相比，滞回能量模型的预测寿命在两倍的误差带内，因此更适合SLM Inconel 718低周疲劳寿命预测。

图18. Ostergren模型的预测结果

W0和β可视为温度引起的损伤。如前所述，这两个参数W0和β对于评估抗疲劳性至关重要，两者的增加都是有价值的。此外，W0也可以理解为材料适应缺陷的能力，与疲劳延性系数和疲劳强度系数的乘积相关。因此，同时提高材料的强度和塑性对于通过增加W0来提高材料的LCF性能至关重要。此外，位错引起的循环软化（图3d）在高温下比RT更明显，基体的强化能力较弱，这也是450和650°C下的疲劳寿命比RT显著降低的原因（图15a）。位错在450和650°C下的交叉滑移不利于基体强度的提高，对W0有负面影响。

SLM Inconel 718疲劳裂纹成核、扩展和断裂的演变基本上是由于微观损伤机制造成的。在LCF过程中，β表现出抵抗疲劳裂纹扩展的能力。当然，在β较高的情况下，抗疲劳开裂和膨胀能力更优异。AM工艺过程中形成的缺陷会降低Inconel 718合金的疲劳裂纹扩展阻力。如上所述，疲劳断裂呈现多源裂纹，包括由增材制造缺陷引起的裂纹源（图19），这些缺陷对裂纹萌生阶段的疲劳寿命有负面影响。当加载过程中基体发生多滑移时，滑移带中位错产生的应力会导致应力集中，裂纹在此处成核、传播并发展为疲劳源。由于交叉滑移过程中的不同路径，每次循环加载后，表面都会形成一定量的侵入或挤压，这也是表面疲劳裂纹萌生的原因。

图19. 25、450、650°C下的故障机制示意图

如果合理调整激光能量、扫描速度和其他工艺参数以减少缺陷，SLM Inconel 718合金的LCF性能有望更好。基于25-650°C下的损伤机理关系（疲劳裂纹成核和扩展）和模型参数（W0和β），可以发现，在高温下提高强度和塑性以改善W0，在室温下提高裂纹萌生和扩展阻力β是提高SLM Inconel 718在整个使用温度下的LCF性能的有效方法。

研究了SLM Inconel 718合金在室温和高温下的LCF行为，得出以下结论：

1.在相同温度下，SLM Inconel 718的应力逐渐降低，除了应变为0.4%时应力变化不明显。高温下的循环软化现象比低温下更明显，这与位错演化有关。

2.多源开裂特性在所有测试温度下都是常见的。疲劳裂纹起源于25°C和450°C下AM缺陷、小小面和由侵入和挤压引起的表面裂纹。AM缺陷对性能有负面影响。在650°C时，疲劳源类型均为表面裂纹。疲劳裂纹在不同温度下表现出明显的穿晶断裂特征。SLM Inconel 718合金的LCF性能随着温度的升高而降低，这是由于其抗疲劳损伤性能的下降。

3.当受到相同的总应变幅度和温度时，SLM和锻造Inconel 718的LCF寿命相似。

4.建立了滞后能量模型以及疲劳寿命、滞后能量和温度之间的关系，有效地评估和预测了SLM Inconel 718的LCF寿命。根据不同温度下的损伤机理关系和模型参数，增加W0和β可能有利于提高LCF在整个使用温度范围内的寿命。

▏通讯作者简介

张哲峰，研究员、博士生导师，中国科学院金属研究所材料疲劳与断裂实验室主任，材料失效分析中心主任。主要从事金属材料力学行为、强韧化机制、疲劳损伤与寿命预测、断裂机理与强度理论等方面研究工作。

简介来源：http://www.imr.cas.cn/yjtd/zzfteam/tdzc_zzf/zzzg_zzf/201708/t20170815_4847120.html

庞建超，中国科学院金属研究所副研究员。研究方向：高强金属材料的疲劳与断裂（高强钢、高强铜合金、微纳米材料）；共晶铸造材料的性能及优化（铝硅合金、蠕墨/球墨铸铁材料）；关键构件服役寿命预测方法（电机转子、内燃机的缸盖和活塞）。

简介来源：http://www.imr.cas.cn/yjtd/zzfteam/tdzc_zzf/zzzg_zzf/201609/t20160922_4667039.html

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