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Czaplicki M, Villechaise P, Roué V, et al. Crack initiation mechanisms in dwell-fatigue of forged Alloy 718 Ni-based superalloy[J]. Advanced Engineering Materials, 2026: e71215.
Czaplicki, Mélanie, et al. "Crack initiation mechanisms in dwell-fatigue of forged Alloy 718 Ni-based superalloy." Advanced Engineering Materials, 2026, e71215. (): .
Czaplicki, M., Villechaise, P., Roué, V., Longuet, A., Texier, D., & Cormier, J. (2026). Crack initiation mechanisms in dwell-fatigue of forged Alloy 718 Ni-based superalloy. Advanced Engineering Materials, e71215., .
背景简介
航空发动机涡轮盘等旋转部件在高温服役中不仅承受循环载荷，还会在峰值载荷下经历不同时间的载荷停留，因此单纯疲劳试验难以完整反映实际飞行循环下的服役状态。718镍基高温合金依靠γ″-Ni3Nb相强化，可在约650 ℃以下保持良好力学性能，但保载会引入疲劳、蠕变与氧化的耦合作用，缩短服役寿命。现有研究多集中于裂纹扩展行为，而针对细晶锻造718合金早期裂纹萌生位置及其随保载时间变化规律的依据仍相对不足。
本文以718合金铸锻盘件为对象，在610 ℃、应力比Rσ = 0.05条件下开展空气和高真空中的疲劳、1-90 s蠕变-疲劳及蠕变试验，并通过中断试验和扫描电子显微镜观察追踪表面损伤。结果表明，约3 s保载对应由疲劳主导向蠕变主导损伤的转变；裂纹在表面非金属夹杂物与氧化晶界之间竞争萌生，其演化受累积塑性应变与氧化的协同控制。
成果介绍
（1）保载使循环寿命降低，并使塑性累积由近似疲劳响应转向蠕变型响应。试验采用1-X-1梯形波，加载和卸载各1 s，中间保载X = 1-90 s；最大应力为1200、1120和1000 MPa。相较纯疲劳，即使增加1 s保载，循环寿命也会下降，且总体上随保载时间延长而进一步缩短；1200 MPa、3 s工况是该趋势中的例外。保载时间小于约3 s时，试样在大部分寿命内仅积累有限塑性应变，临近断裂时塑性应变累积才出现加速；保载时间达到或超过约3 s后，曲线呈现与蠕变相似的第二、第三阶段（图1）。
各工况的塑性应变速率均先下降至最低值，随后随累积塑性应变增加而回升。作者将最低速率对应的累积塑性应变定义为塑性应变转变点εptrans，该转变点在给定最大应力下基本不受保载时间影响，但会随最大应力升高而增大（图2）。该指标将微观损伤开始显著影响宏观塑性响应的时刻与载荷水平联系起来，但论文未给出可脱离具体试验条件使用的统一临界值。
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图1 不同保载时间下考虑最大应力时的塑性应变演化，分别为：(a) 1200 MPa；(b) 1120 MPa；(c) 1000 MPa
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图2 塑性应变速率随累积塑性应变的演化：(a) 1200 MPa；(b) 1120 MPa；(c) 1000 MPa
（2）保载时间改变了表面裂纹的优先萌生位置，并增加了裂纹源数量。在1120 MPa、610 ℃下，纯疲劳断口的主裂纹可由内部颗粒萌生；加入1 s保载后，主裂纹明确起源于表面非金属夹杂物（Nonmetallic Inclusion, NMI）。当保载延长至3 s和10 s，裂纹既可从NMI萌生，也可从表面晶界萌生，且可识别的萌生位置明显增多（图3）。作者据此认为，短保载时颗粒周围的应力集中占主导，保载延长后晶界氧化参与程度上升，两条萌生路径开始竞争。
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图3 1120 MPa和610 ℃下不同保载时间试样的断口扫描电子显微镜图：(a, b) Δt = 0 s（纯疲劳）；(c, d) Δt = 1 s；(e, f) Δt = 3 s；(g, h) Δt = 10 s
（3）中断试验显示，晶界氧化和开裂随累积塑性应变推进，并在长保载条件下更早形成多源损伤。1120 MPa试验在累积塑性应变0.6%、1%和2%处中断。1 s保载下，早期可见NMI开裂，随后才出现氧化晶界和晶界裂纹；10 s保载下，相同累积塑性应变水平对应更多氧化晶界和裂纹，裂纹多沿近似垂直加载方向的晶界形成（图4）。纵剖面观察还表明，累积塑性应变低于εptrans时，即使表面损伤明显，试样内部也未必已经形成裂纹；超过该转变点后，裂纹才从表面向内部发展。
.png) 图4 1120 MPa和610 ℃下蠕变-疲劳试样标距表面的中断观察：左列(a, c, e)为Δt = 1 s，右列(b, d, f)为Δt = 10 s；(a, b) εp = 0.6%，(c, d) εp = 1%，(e, f) εp = 2%
（4）空气与高真空试验的差异证明，裂纹萌生并非由氧化或塑性变形单独控制，而是由两者同步演化的协同作用控制。高真空下，1120 MPa、10 s保载试样的寿命长于对应空气试验，1 s和10 s断口均以韧窝为主，未出现空气试验中清晰的表面裂纹源和条带状扩展区（图5）。预氧化后再于真空中加载，对循环寿命和累积塑性应变演化的影响仍较有限，说明仅有预先形成的氧化层不足以重现空气中的损伤路径。
在作者提出的机制图中，短保载时晶界氧化较慢，晶界脱粘强度下降有限，最终主裂纹更易由NMI控制；当保载达到约3 s或更长时，细晶组织中的晶界滑移有利于氧沿晶界扩散，晶界更早氧化并开裂，最终形成NMI与多个晶界裂纹共同存在的损伤状态（图6）。该竞争机制解释了保载时间延长导致寿命下降的原因，但约3 s的转变时间仅适用于本文细晶、直接时效718合金在610 ℃空气环境下的试验条件。
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图5 高真空蠕变疲劳试样的断口形貌，试验条件为610 ℃、σmax = 0.95*YS和Rσ = 0.05：(a, b) Δt = 1 s；(c, d) Δt = 10 s。
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图6 不同保载时间下裂纹萌生机制示意图
致谢
作者衷心感谢赛峰航空发动机公司为Mélanie Czaplicki提供博士资助并给予经费支持。普利姆研究所也感谢“新阿基坦大区国家计划合同”（Contrat de Plan Etat-Région Nouvelle-Aquitaine, CPER）和“欧洲区域发展基金”（Fonds Européen de Développement Régional, FEDER）对本研究部分工作的资助。本研究还得到欧洲研究委员会HT-S4DefOx项目（资助号948007）的部分支持。本文第一作者为Mélanie Czaplicki（CNRS，ISAE-ENSMA），通讯作者为Jonathan Cormier（CNRS，ISAE-ENSMA）。
本期小编：罗凌颖 （整理）
周子尧 （校对）
舒 阳 （审核）
董乃健 （发布）
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