Investigation on Fatigue Behavior of a Nickel Based Superalloy at Room and Elevated Temperature
Subject Areas :Alimohammad Fazeli Tehrani 1 * , hassan farhangi 2
1 - PhD Student, Department of Metallurgy and Materials Engineering, College of Engineering, University of Tehran, Iran
2 - Associate Professor, Department of Metallurgy and Materials Engineering, College of Engineering, University of Tehran, Iran
Keywords: Superalloy Directionally Solidified Fatigue Grain Boundary Temperature Crack Nucleation,
Abstract :
Nickel based superalloys are used to manufacture turbine blades because of their excellent mechanical properties at high temperatures. These blades are subjected to temperature fluctuations, oxidation, centrifugal and vibrational forces during service. As a result, mechanisms such as oxidation creep, fatigue facilitate damages and decrease the life of the component. Several researches have shown that decreasing the number of grain boundaries would increase the creep resistance of the blade at high temperatures. This was the beginning point of development of directionally solidified and single crystal microstructures for superalloys. In this research, the behavior of a directionally solidified Nickel based superalloy under cyclic mechanical loads was investigated. Isothermal fatigue tests were carried out at room and elevated temperatures in strain controlled condition. Coffin-Manson equation was plotted to study the relationship between the number of cycle to failure and applied plastic strain. Hysteresis loops of stress vs. strain were plotted to see the hardening and softening behavior of the superalloy under cyclic loading. Scanning electron microscopy was used to study patterns of crack nucleation and growth on the fracture surface of different samples. It was observed that at high temperature the hardening coefficient decreased in comparison with the coefficient at room temperature. Hysteresis at half-life showed microstructural softening, it was also found out the nucleation of the cracks occurred at oxide particles and small surface defects at both temperatures and the cracks grew transgranularly at room temperature while grain boundary cracking is observed at high temperature.
[1] س. ا. آذرمهر و ک. شیروانی، تأثیر پلاتین بر رفتار خوردگی داغ نوع II پوششهای سیلیسم- آلومیناید حاوی سیلیسیم زیر حد بحرانی، فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، سال 13 ، شماره 3، 1398.
[2] D. W. Yun, S. M. Seo, H. W. Jeong & Y. S. Yoo, "The cyclic oxidation behaviour of Ni-based superalloy GTD-111 with sulphur impurities at 1100°C", Corrosion Science, vol. 90, pp. 392–401, 2015.
[3] N. S. Cheruvu, K. S. Chan & G. R. Leverant, "Cyclic Oxidation Behavior of Aluminide, Platinum Modified Aluminide, and MCrAlY Coatings on GTD-111", Journal of Engineering for Gas Turbines and Power, vol. 122, pp. 50-54, 2000.
[4] Physical Metallurgy (Fifth Edition), "Physical Metallurgy of the Nickel-Based Superalloy Author links open overlay panel R.C. Reed", C.M.F. Rae, pp. 2215-2290, 2014.
[5] S. A. Sajjadi, S. Nategh & R. I. L. Guthrie "Study of microstructure and mechanical properties of high performance Ni-base superalloy GTD-111", Materials Science and Engineering, vol. A325, pp. 484–489, 2002.
[6] S. Highsmith Jr & W. S. Johnson, "Elevated temperature fatigue crack growth in directionally solidified GTD-111 superalloy", https://doi.org/10.1111/j.14602695.2006.00950.x
[7] J. Choi, S. Wee, J. M. Koo, E. S. Chung, S. H. Kwon & C. S. Seok, "Thermomechanical fatigue characteristics of CMSX-4 applied to the high-pressure turbine first-stage single-crystal rotor blade", Journal of Mechanical Science and Technology, vol. 34, pp. 1855–1862, 2020.
[8] T. Babinský, I. Kubˇena, I. ˇSul´ak, T. Kruml, J. Tobi´aˇs & J. Pol´ak, "Surface relief evolution and fatigue crack initiation in Ren´e41 superalloy cycled at room temperature", Materials Science & Engineering, vol. A 819, pp. 141520, 2021.
[9] J. He, L. Lin, P. Hu, Ch. Xiao, Y. Kang & X. Wang, "Temperature dependence of low cycle fatigue for the Co-based single crystal superalloy", International Journal of Fatigue, vol. 177, 2023.
[10] J. Wang, L. Yang, H. Lu, Zh. Wen, T. Liu, Q. Yin & Zh. Yue, "Research on low cycle fatigue damage and macroscopic anisotropic constitutive model of Ni-based single crystal superalloy at different temperatures", International Journal of Fatigue, vol. 177, 2023.
[11] ASTM E606-19, https://doi.org/10.1520/E0606_E0606M-19, 2020.
[12] ASTM E8 https://doi.org/10.1520/E0008 _E0008M-16, 2016.
[13] ASTM E21, https://doi.org/10.1520/E0021-20, 2020.
[14] ASTM E112-13, https://doi.org/10.1520/ E011213R21, 2021
[15] F. D. León-Cázares, F. Monni, T. Jackson & et al, "Stress response and microstructural evolution of nickel-based superalloys during low cycle fatigue: physics-based modelling of cyclic hardening and softening", Int. J. Plasticity, vol. 128, pp. 102682, 2020.
[16] D. Lee, I. Shin, Y. Kim, J. M. Koo & Ch. S. Seok, "A study on thermomechanical fatigue life prediction of Ni-base Superalloy", International Journal of Fatigue, vol. 62, pp. 62–66, 2014.
[17] J. Salvat Cantóa, S. Winwoodb, K. Rhodesb & S. Birosca, "A study of low cycle fatigue life and its correlation with microstructural parameters in IN713C nickel based superalloy", Materials Science & Engineering, vol. A 718, pp. 19–32, 2018.
[18] R. K. Raia, J. K. Sahub, S. K. Dasb, N. Paulosec, D. C. Fernandoc & C. Srivastavad, "Cyclic plastic deformation behaviour of a directionally solidified nickel base superalloy at 850 °C: Damage micromechanisms", Materials Characterization, vol. 141, pp. 120–128, 2018.
[19] S. Nategh & S. A. Sajjad, "Dislocation network formation during creep in Ni-base superalloy", Materials Science and Engineering A, vol. 339, pp. 103-108, 2003.
[20] W. Blun, Z. Metallk. 68 (1977) 484.
[21] J. H. Gittus, Acta Met. 22 (6) (1974) 789.
[22] J. Friedel, Dislocations, Pergamon Press, Oxford, 1964, p. 211.
[23] H. E. Evans, K.R. Williams, Phil. Mag. 28 227, 1973.
[24] Sh. Zhang, W. Ren, B. Ding, Y. Zhong, X.Yuan, T. Zheng, Zh. Shen, Y. Guo, Q. Li, Ch. Liu, J. Peng, J. Brnic, Y. Gao & P. K. Liaw, "Saturation effect of creep-fatigue cyclic-life for Nickel-based superalloy DZ445 under long-term tensile dwell periods at 900 °C", Journal of Materials Research and Technology, vol. 19, 2022.
[25] T. Zhao, X. Hu, Y. Jiang, X. Teng, F. Liu, B. Li & et al, "Creep-fatigue rupture mechanism and microstructure evolution around film-cooling holes in nickel-based DS superalloy specimen," Intermetallic, vol.139, pp.107359, 2021.
[26] L. Cui, J. Yu, J. Liu & X. Sun, "Microstructural evolutions and fracture behaviors of a newly developed nickel-base superalloy during creep deformation", J Alloys Compd, vol. 746, pp. 335e49, 2018.
[27] B. Ding, W. Ren, Y. Zhong, X. Yuan, J. Peng, T. Zheng & et al, "Accuracy of the predicting for creep-fatigue cyclic life based on parameters in a characteristic cycle", Eng Fract Mech, vol. 255, pp. 107955, 2021.
[28] W. Song, X. G. Wang, J. G. Li, L. H. Ye, G. C. Hou, Y. H. Yang, J. L. Liu, J. D. Liu, W. L. Pei, Y. Z. Zhou & X. F. Sun, "Effect of ruthenium on microstructure and hightemperature creep properties of fourth generation Ni-based single-crystal superalloys", Mater. Sci. Eng, vol. A 772, pp. 138646, 2020.
[29] X. G. Wang, J. L. Liu, J. D. Liu, Y. Z. Zhou, J. G. Li, X. F. Sun, J. H. Do, B. G. Choi, I. S. Kim & C. Y. Jo, "Dependence of stacking faults in gamma matrix on low-cycle fatigue behavior of a Ni-based single-crystal superalloy at elevated temperature", Scripta Mater, vol. 152, pp. 94–97, 2018.
[30] D. Q. Qi, B. D. Fu, K. Du, T. T. Yao, C. Y. Cui, J. X. Zhang & H. Q. Ye, "Temperature effects on the transition from Lomer-Cottrell locks to deformation twinning in a NiCo-based superalloy", Scripta Mater, vol. 125, pp. 24–28, 2016.
[31] F. Chen, Y. B. Tan, S. Xiang, W. Shi & F. Liu, "Enhanced strengthening effect via nanotwinning in cryo-rolled FeCoCrNiMo0.2 high-entropy alloys", Mater. Sci. Eng, vol. A 866, pp. 144676, 2023.
[32] S. Chen, H. S. Oh, B. Gludovatz, S. J. Kim, E. S. Park, Z. Zhang, R. O. Ritchie & Q. Yu, "Real-time observations of TRIP-induced ultrahigh strain hardening in a dual-phase CrMnFeCoNi high-entropy alloy", Nat. Commun, vol. 11, 826, 2020.
فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، سال هجدهم – شماره چهارم – زمستان 1403 (شماره پیاپی 71)، صص. 29-44 | ||
| فصلنامه علمی پژوهشی فرآیندهای نوین در مهندسی مواد ma.iaumajlesi.ac.ir |
|
مطالعه رفتار خستگی کم چرخه در سوپر آلیاژ پایه نیکل ریخته شده به روش انجماد جهتدار در دمای اتاق و دمای بالا
مقاله پژوهشی |
علیمحمد فاضلی تهرانی۱، حسن فرهنگی2*
1- دانشجوی دکتری دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پردیس دانشکدههای فنی دانشگاه تهران، تهران، ایران.
2- دانشیار دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پردیس دانشکدههای فنی دانشگاه تهران، تهران، ایران.
* hfarhangi@ut.ac.ir
اطلاعات مقاله |
| چکیده |
دریافت: 06/08/1402 پذیرش: 14/06/1403 | از سوپر آلیاژهای پایه نیکل به دلیل خواص مکانیکی قابلقبول در دمای بالا در پره توربینهای گازی و نیز موتورهای هوایی استفاده میشود. این قطعات داغ حین سرویس، تحت مکانیزمهای تخریبی نظیر خستگی، اکسیداسیون و خزش قرار دارند. یکی از روشهای بهبود عملکرد و افزایش عمر این قطعات، کاهش مرز دانهها در ریزساختار سوپر آلیاژ حین فرآیند ریختهگری است. در این پژوهش به بررسی رفتار خستگی کم چرخه یک سوپر آلیاژ پایه نیکل با ریزساختار انجماد جهتدار در دمای اتاق و دمای بالا پرداخته شد نمونه ریخته شده دارای ریزساختاری با جهت مرجح کریستالوگرافی [100] بودند. بهمنظور دستیابی به ساختار بهینه در سوپر آلیاژ، سه مرحله عملیات حرارتی روی نمونهها انجام شد. آزمونهای خستگی به روش کرنش کنترلی و نسبت بار صفر و با فرکانس Hz3/0 هم در دمای °C800 و هم دمای اتاق انجام شد. از میکروسکوپهای نوری و الکترونی روبشی برای مطالعه ریزساختار و سطح شکست نمونهها استفاده شد. پس از انجام آزمونهای خستگی، نمودارهای کافین- مانسون بهمنظور بررسی رابطه میان کرنش اعمالی و عمر نمونهها رسم گردید. نتایج نشان میدهد که با افزایش دما منحنی کافین- مانسون به پایین دستگاه مختصات انتقال و شیب و عرض از مبدأ منحنی با افزایش دما کاهش مییابد. بررسی منحنیهای هیسترزیس هم نشان میدهد که با افزایش دما تنش بیشینه اعمالی به نمونه کاهشیافته و حلقه هیسترزیس بازتر میشود که نشان از نرم شدن ماده حین بارگذاری سیکلی است. مطالعه سطح شکست نمونهها نشان داد که جوانهزنی ترکهای خستگی از سطح نمونه آغاز میشود. مشاهده شد که جوانهزنی ترک از یک ذره کاربیدی در سطح آغاز شد. در نرخ کرنش پایین، خطوط ساحلی در ناحیه خستگی سطح شکست مشاهده شد. با توجه به اینکه ناحیه خستگی درصد کمی از سطح شکست را تشکیل میدهد، مرحله رشد ترک، کنترلکننده شکست خستگی است. مشاهده شد که در دمای اتاق رشد ترک خستگی بهصورت دروندانهای و در دمای بالا بهصورت مرزدانهای روی میدهد. شکست نهایی در نمونهها با شکست دندریتی رخ میدهد. | |
کلید واژگان: سوپر آلیاژ انجماد جهتدار خستگی مرزدانه دما جوانهزنی ترک. |
|
Investigation on Fatigue Behavior of a Nickel Based Superalloy at Room and Elevated Temperature
Alimohammad Fazeli Tehrani1, Hassan Farhangi2*
1- PhD Student, Department of Metallurgy and Materials Engineering, College of Engineering, University of Tehran, Iran.
2- Associate Professor, Department of Metallurgy and Materials Engineering, College of Engineering, University of Tehran, Iran.
* hfarhangi@ut.ac.ir
Abstract |
| Article Information |
Nickel based superalloys are used to manufacture turbine blades because of their excellent mechanical properties at high temperatures. These blades are subjected to temperature fluctuations, oxidation, centrifugal and vibrational forces during service. As a result, mechanisms such as oxidation creep, fatigue facilitate damages and decrease the life of the component. Several researches have shown that decreasing the number of grain boundaries would increase the creep resistance of the blade at high temperatures. This was the beginning point of development of directionally solidified and single crystal microstructures for superalloys. In this research, the behavior of a directionally solidified Nickel based superalloy under cyclic mechanical loads was investigated. Isothermal fatigue tests were carried out at room and elevated temperatures in strain controlled condition. Coffin-Manson equation was plotted to study the relationship between the number of cycle to failure and applied plastic strain. Hysteresis loops of stress vs. strain were plotted to see the hardening and softening behavior of the superalloy under cyclic loading. Scanning electron microscopy was used to study patterns of crack nucleation and growth on the fracture surface of different samples. It was observed that at high temperature the hardening coefficient decreased in comparison with the coefficient at room temperature. Hysteresis at half-life showed microstructural softening, it was also found out the nucleation of the cracks occurred at oxide particles and small surface defects at both temperatures and the cracks grew transgranularly at room temperature while grain boundary cracking is observed at high temperature. | Original Research Paper | |
| Keywords: Superalloy Directionally Solidified Fatigue Grain Boundary Temperature Crack Nucleation. |
1- مقدمه
امروزه آلياژهاي نيكل در حالتهاي تک فاز، رسوب سخت شده، استحکام یافته با رسوبات اکسیدی و كامپوزيتها در مصارف صنعتي مختلف مورد استفاده قرار ميگيرند. سوپر آلیاژهای پايه نيكل با ریزساختارهای مختلف از پیشرفتهترين تركيباتي هستند كه در قطعات دماي بالا به كار ميروند. به همین دلیل استفاده از سوپر آلیاژهای پایه نیکل در پرههای توربین گاز و موتورهای هوایی متداول است [1-3].
برای افزایش بازده توربین، لازم است تا دمای کاری آن افزایش یابد. معمولاً به دو روش سعی میشود تا دمای کاری توربین افزایش یابد. يكي از طريق توسعه مواد مقاوم درجه حرارتهاي بالا و روش ديگر تغيير و اصلاح در طراحي اجزا. نياز به موادي با عمر سرویس بالاتر، باعث شده تا خواص ديگري ازجمله مقاومت به خستگي مکانيکي و حرارتي، ضريب انبساط حرارتي پايين و مدول الاستيسيته بالا مورد توجه قرار گيرند. ترديدي نيست که ترکيب شيميايي و ریزساختار تعیینکننده خواص مکانيکي و فیزیکی هر آلياژ است. بحرانيترين قسمت در توربينها، پرههاي توربين خصوصاً در رديفهاي اول بوده كه داراي حادترين شرايط كاري (بيشترين دما، بالاترين تنش، مشكلترين شرايط خوردگي به علت تماس با محصولات احتراق در دماي بالا) ميباشند و در واقع بخش زيادي از مشكلات كاري توربين به اين پرهها بازمیگردد [4].
بهطور معمول، شکست در دماهای پایین معمولاً بهصورت دروندانهای (مرزدانه قویتر از دانه) و در دماهای بالا شکست بهصورت مرزدانهای (مرزدانه ضعیفتر از دانه) رخ میدهد. این نیز شناخته شده بود که در دماهای بالا، شکست دانهای منتج از رسوبات نامطلوب در مرزدانهها است و با وجود بیش از حد رسوبات، در صورت اعمال نیرو تشکیل حفرات در مرزدانهها آغاز میشود. اینطور استنباط شده است که با حذف و یا کاهش مرزدانهها میتوان خواص مختلف مواد را افزایش داد. از آن زمان تاكنون فرآیند انجماد جهتدار1 بهتدریج توسعهیافته، بهطوریکه امروزه به ميزان گستردهاي براي توليد پرههاي توربينهاي هوايي و تـوربينهاي زميني بـه كار گرفتـه ميشود. در شرایط ریختهگری، انجماد جهتدار قادر به تولید پرههای توربین گازی با بلورهای ستونی است.
روش انجماد جهتدار دارای مزایایی ازجمله ریزساختار انیزوتروپ مرجح و کاهش ریز حفرات است. با توجه به جهت رشد مرجح در طول انجماد و رشد دندریتها موادی با مدول الاستیسیته 40 درصد پایینتر از ریزساختار هممحور بـه دست میآید. ایـن امر منجر به مقاومت بالاتر طی چرخههای حرارتی با تفاضل گرمایی بالاتر میشود. از طرفی کاهش ریز حفرات نیز به علت تغذیه بهتر و وجود مـذاب در جلو جبـهه انجماد بـاعث عمر خستگی بـالاتر میگردد.
پژوهشهای متعددی در زمینه بررسی رفتار خستگی سوپر آلیاژهای پایه نیکل در دمای اتاق و دمای بالا انجام شده است. برای سوپر آلیاژ GTD-111 آزمون خستگی در دمای اتاق و دمای بالا انجام شد. مشاهده شد که رشد ترک از رابطه پاریس پیروی میکند و با افزایش دما نرخ رشد ترک از یک مدل آرنیوسی پیروی میکند. یکی دیگر از نتایج این تحقیق آن است که رشد ترک در جهت مرجح رشد نسبت به جهت عمود بر آن کمتر است [5-6].
رفتار شکست خستگی سوپر آلیاژ پایه نیکل برای استفاده در پره توربین گاز، در دمای 7۵۰ درجه سانتیگراد بررسی گردید. آزمایشها با نسبتهای بار 1-R= و 1/0 انجام شد. برای مشخصه یابی ریزساختار و تحلیل حالت شکست از طریق مشاهده میکروسکوپی دو بعدی و پراش الکترون-پراکندگی استفاده شد. نتایج نشان داد که با کاهش سطح تنش، شکست خستگی بیشتر بهصورت مرزدانهای روی میدهد. درصورتیکه در تنشهای بالاتر شکست دروندانهای و در اثر به هم پیوستن حفرات ریختگی روی میدهد. در شکست دروندانهای مشاهده شده است که رشد ترک معمولاً در صفحاتی روی میدهد که فاکتور اشمید آنها حداکثر است [7].
در پژوهشی دیگر، خستگی کم چرخه، در شرایط کرنش کنترلی در دمای اتاق برای سوپر آلیاژ K4169 ریخته شده با ریزساختار ریزدانه انجام شد. نتایج نشان میدهد که عمر خستگی آلیاژ در مقایسه با سایر ریزساختارهای آلیاژهای ریختهگری K4169 بیش از دو برابر افزایشیافته است. ریز شدن دانهها مانع جوانهزنی و رشد ترک میشود. هنگامی که دامنه کرنش در محدوده پلاستیک است (
)، مشاهده میشود که در حلقه هسیترزیس سوپر آلیاژ ابتدا حالت پایداری و پس از نیمه عمر، نرم شدن تا شکست اتفاق میافتد. با مشاهده ساختار نابجایی، تنها چند نابجایی در چرخههای اولیه در مرزهای دانه حرکت کردند که منجر به پایداری چرخهای کوتاه شد. پس از آن، نابجایی در باندهای لغزش فاز γ'، این فاز را برش داند که منجر به نرم شدن در سیکلهای بارگذاری میشود. زمانی که دامنه کرنش در محدوده الاستیک (
) بود، آلیاژ تغییر شکل الاستیک را نشان داد و تنش بیشینه ثابت نگه داشته شد. محل جوانهزنی ترک از کاربیدهای MC، به نوارهای لغزش مداوم روی سطح با افزایش دامنه کرنش تغییر کرد [8].
به توجه به ریزساختار و مکانیزم استحکام دهی سوپر آلیاژ، معمولاً فصل مشترک فازها، محل مرجح برای جوانهزنی ترک است. در یک پژوهش مشاهده شد که برای سوپر آلیاژ CMSX
4 ترک در فصل مشترک ذرات کاربیدی و زمینه γ کرنش ایجاد شده ناشی از اختلاف ضریب انبساطی و بارگذاری مکانیکی است که بسیار بزرگ بوده و باعث به وجود آمدن ترکهای خستگی موضعی میشوند [9].
بهطورکلی گفته میشود که در سوپر آلیاژهای انجماد جهتدار و تک بلور ترکهای خستگی در دمای بالا به دو دلیل جوانه میزنند. اول برهمکنش دوقلوییهای مکانیکی و باندهای لغزش با سطح نمونه و دوم ریزترکهای ناشی از فرآیند ساخت و ذرات اکسیدی که روی سطح نمونه وجود دارند. دوقلوییهای مکانیکی عمود بر سطح نمونه و در صفحات کریستالوگرافی (111) باعث جوانهزنی ترکهای خستگی میشود. همزمان با افزایش کرنش اعمالی، مکانیزم تغییر شکل تغییر میکند. در این حالت رشد ترکهای خستگی در مرحله رشد مرزدانهای بسیار کوتاه بوده و بخش اصلی رشد این ترکها از دروندانهها صورت میگیرد [6-9] در همین راستا در یک تحقیق روی یک سوپر آلیاژ پایه کبالت تک بلور در دمای اتاق و نیز °C900 مشخص شد، با افزایش دما، حالت لغزش اصلی بهتدریج از لغزش مسطح نابجایی انباشته در γ و
به لغزش موجی شکل نابجایی در γ تغییر میکند. تغییر مکانیسم تغییر شکل را نهتنها میتوان به ناپدید شدن نقصهای چیده شدن در γ، بلکه همچنین کاهش تنش بحرانی برای انباشتن نابجاییها به فاز برشی γ' نسبت داد که باعث تغییر چگالی و نوع نابجاییهای انباشته میشود. در نتیجه، همگنی تغییر شکل در 
با افزایش دما کاهش یافت و کرنش بیشتر در γ موضعی شد [9-10].
در این مطالعه، رفتار خستگی کم چرخه یک سوپر آلیاژ پایه نیکل تک کریستالی نسل دوم در دمای اتاق، 700 درجه سانتیگراد، 800 درجه سانتیگراد، 900 درجه سانتیگراد و 1000 درجه سانتیگراد مورد بررسی قرار گرفت. نتایج تجربی تفاوتهای قابلتوجهی را در رفتار خستگی کم چرخه در دماهای مختلف نشان میدهد. حالتهای شکست، ویژگیهای شکلپذیری متمایزی را در دمای اتاق و دماهای بالا (900 درجه سانتیگراد و 1000 درجه سانتیگراد) نشان دادند، درحالیکه در دمای متوسط (700 درجه سانتیگراد و 800 درجه سانتیگراد)، شکست نیمه ترد در امتداد سیستم لغزش هشتوجهی غالب شد [10].
هدف از پژوهش حاضر بررسی اثر دما بر رفتار خستگی یک سوپر آلیاژ پایه نیکل با ریزساختار انجماد جهتدار است. در اکثر پژوهشهای انجام شده تاکنون ریزساختار سوپر آلیاژ، تک بلور است. لذا اثر تعداد کم مرز دانه بر رفتار خستگی کم چرخه سوپر آلیاژ در دمای بالا و دمای اتاق پرداخته نشده است. از مدل کافین- مانسون برای کمی سازی اثر دما بر ارتباط میان بار مکانیکی اعمالی و عمر نمونهها استفاده میشود و در نهایت با مطالعه سطح شکست نمونهها، نحوه جوانهزنی و رشد ترک در دمای اتاق و دمای بالا بررسی میگردد.
2- مواد و روش تحقيق
در این پژوهش، نمونههای استوانهای شکل از سوپر آلیاژ پایه نیکل در دمای °C1500 و در شرایط خلأ ریختهگری شدند. نمونههای آزمون خستگی مطابق با استاندارد ASTM E606 از استوانههای مذکور ماشینکاری شدند. شکل (1) نقشه این نمونهها را نشان میدهد. پس از ماشینکاری، نمونهها طی سه مرحله عملیات حرارتی شدند. این مراحل عبارتاند از: عملیات حرارتی همگنسازی و سپس محلول سازی در دمای °c1100 و نهایتاً عملیات حرارتی پیرسازی به مدت 24 ساعت.
بهمنظور صحت سنجی مراحل عملیات حرارتی سختی سنجی به روش راکول C در دو جهت [100] کریستالوگرافی و عمود بر آن انجام شد.
آزمونهای خستگی در دمای بالا و دمای اتاق بر اساس استاندارد ASTM-E606 انجام شد [11]. در شکل (1) نقشه نمونههای خستگی نشان داده شده است. آزمونهای خستگی در این پژوهش سه دامنه کرنش، به روش کرنش کنترلی و در دمای °C25 (دمای اتاق) و °C800 (دمای بالا) انجام شد. فرکانس بارگذاری Hz3/0 و نسبت بار (R) برابر صفر بود. دستگاه مورد استفاده در این پروژه مدل MTS-810 با سیستم کنترل آن Instron 8850 است. نرمافزار آن Wave Matrix V.2 ساخت شرکت Instron است. دستگاه مجهز به کوره دستساز است که حداکثر دمای °c 850 را تحمل مینماید. دما آزمون بهصورت مداوم با سه ترموکوپل که در بالا، پایین و شکم کوره قرار داشتند اندازهگیری شد. حین تمامی آزمونها اختلاف دمای هر سه بخش کوره با دمای آزمایش °C±8 نگه داشته شد.
آزمونهای کشش دمای بالا و دمای اتاق مطابق با استاندارد ASTM-E21 و ASTM-E8 و با نرخ کرنش s-1 001/0 و کرنشسنج Instron 2632 با دستگاه MTS-810 انجام شد [12-13].
تصاویر ماکروسکوپی ریزساختار شامل دانهبندی و جهتگیری دندریتها با استفاده از میکروسکوپ نوری Keyence VHX-6000 تهیه شد. تصویر ریزساختاری با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی Philips XL30e مجهز به حسگر EDS Pegasus تهیه شد.
نهایتاً اندازهگیری اندازه متوسط دانهها مطابق با استاندارد ASTM-E112 و با محلول حکاکی Fe3O4 و HNO3 انجام شد [14].
در پیوستهای این مقاله روندنما و جدول نامگذاری نمونههای این تحقیق ارائه شده است.
شکل (1): نقشه نمونه خستگی دمای اتاق و دمای بالا
3- نتایج و بحث
3-1- ریزساختار سوپر آلیاژ: ترکیب، سیکل عملیات حرارتی و دانهبندی
مطابق شکل 2 (الف)، ریزساختار سوپر آلیاژ بررسی شده در این پژوهش، از دو فاز γ و تشکیل شده است. فاز کاربید بهصورت فاز کشیده سفید رنگ در بالای تصویر مشاهده میشود. با توجه به آنالیز EDS تهیه شده از فاز کاربیدی (شکل 2 (ب))، نوع این کاربید MC تشخیص داده شد. منطقه جزیرهای شکل وسط تصویر نشاندهنده ساختار یوتکتیکی است که حین انجماد تشکیل میشود [2-3].
|
(الف) |
|
(ب) |
شکل (2): الف) ریزساختار سوپر آلیاژ پایه نیکل شامل فازهای γ و، ترکیب دوفازی یوتکتیک در وسط تصویر قابل مشاهده است. همچنین فاز کاربیدی (سفید رنگ) کشیده در بالا سمت چپ قابل مشاهده است و ب) آنالیز EDS فاز کاربید. با توجه آنالیز بهدستآمده نوع کاربید MC استنباط میشود.
ترکیب اسمی آلیاژ مطابق جدول (1) است:
جدول (1): ترکیب اسمی سوپر آلیاژ مورد استفاده در این پژوهش.
عنصر آلیاژی | درصد وزنی |
نیکل آلومینیم تیتانیوم کبالت کروم تنگستن تانتالم مولیبدن کربن | باقیمانده 3 8/4 5/9 14 8/3 3 55/1 1/0 |
شکل 3 (الف) ریزساختار میکروسکوپ نوری سوپر آلیاژ نشان میدهد، ساختار دندریتی نشان داده شده عمود بر جهت انجماد مرجح است. در شکل 3 (ب) هم تصویر حکاکی شده ماکرو قبل از انجام آزمونهای خستگی نشان داده شده است. تعداد کم دانهها در ساختارهای انجماد جهتدار باعث خواهد شد که شکست نهایی در آزمون خستگی چنین نمونههایی بیشتر شکستهای دندریتی و به هم پیوستن حفرات باشد؛ اما کماکان ممکن است در صورت وجود مرز دانه در سنجه نمونه، ترکهای مرزدانهای هم در سطح شکست نمونه مشاهده شود [3-5]. در سوپر آلیاژ مورد بررسی، کاربیدهای MC غنی از عناصر تیتانیوم، تنگستن و تانتالوم است و کاربیدهای M23C6 غنی از عناصر کروم و مولیبدن میباشند و محدوده دمایی تشکیل رسوبهای M23C6 حدود °C 1100-650 است. بسیار مهم است که طی فرآیند عملیات حرارتی، ذرات ریز M23C6 در مرزدانهها تشکیل شوند رسوب کاربید در مرزدانهها یا درون دانه که از طریق جلوگیری از لغزش مرزدانه و/ یا جلوگیری از حرکت نـابجاییهـا تـأثیر مثبتی بـر استحکام دمـا بـالا میگذارد ولی همزمان میتواند شروع ترک و رشد آن را تسهیل کند. از این رو نقش کاربید در سوپر آلیاژهای پایه نیکل عمدتـاً وابسته به هندسه و توزیع آنها میباشد. مرسومترین روش برای بهینه کردن خواص اغلب سوپر آلیاژهای نیکل، توزیع فازهای منظم γ' در زمینه γ به کمک عملیات حرارتی رسوب سختی است [4-5]. در مرحله همگنسازی فاز درشت γʹ حل میشود و جدایش عناصر آلیاژی پدیدار شده حین انجماد حذف میشود که خود ممکن است عوارضی مانند ذوب موضعی یوتکتیک و کاهش میزان فاز γʹ اولیه شود. لذا عملیات انحلال جزئی پس از عملیات همگنسازی استفاده میشود و عملیات پیرسازی بهمنظور تسهیل جوانهزنی و رسوب ذرات γʹ ثانویه اعمال میگردد که میتواند واکنش کاربیدها و تشکیل کاربیدهای M23C6 و/یا M6C را سبب شود [4-5].
|
(الف) |
|
(ب) |
شکل (3): تصاویر میکروسکوپ نوری از آلیاژ پایه نیکل با ریزساختار انجماد جهتدار: الف) ساختار دندریتی و ب) تصویر حکاکی شده ماکرو برای نمونههای خستگی قبل از انجام آزمون.
3-2- بررسی خواص سختی و کششی سوپر آلیاژ
در شکل (4)، منحنی تنش برحسب کرنش آزمون کشش در دمای اتاق و دمای بالا رسم شده است. نتایج بهدستآمده از این آزمونها در جدول (2) نشان داده شده است. مشاهده میشود که با افزایش دما تغییر طول نمونه تا شکست نهایی حدود 200% افزایشیافته است. همچنین مشاهده میشود که تنش بیشینه حدود 50% کاهشیافته است. با افزایش دما به دلیل تسهیل نفوذ، شکلپذیری سوپر آلیاژ افزایشیافته و به همین دلیل میتوان نتیجه گرفت که با افزایش دما رشد ترک خستگی تسهیل میشود و تعداد سیکلهای بارگذاری تا شکست نسبت به دمای اتاق کاهش مییابد.
(الف) |
|
(ب) |
|
شکل (4): نمودار کنش و کرنش آزمون کشش در دمای الف) °C 800 و ب) دمای اتاق.
جدول 2: نتایج بهدستآمده از آزمون کشش در دمای بالا و دمای اتاق.
دما | °C25 (RT) | °C800 (HT) |
طول سنجه قطر سنجه تنش بیشینه تنش تسلیم در کرنش 2/0% میزان تغییر طول تا شکست نهایی میزان کاهش سطح مقطع | 4 20 5/1122 5/919 4/13 6 | 03/5 25 06/795 600 32 41 |
در جدول (3) نتایج آزمون سختی آورده شده است. با توجه به اینکه ساختار دارای جهت مرجح [100] است. آزمون سختی سنجی در جهت مرجح و عمود بر آن انجام شد. مشاهده میشود که سختی پس از انجام سیکل کامل عملیات حرارتی در جهت مرجح [100]، کمتر از جهت عمود بر آن است.
جدول (3): میانگین سختی اندازهگیری شده پس از مراحل عملیات حرارتی در جهت مرجح و عمود بر آن.
ریزساختار | جهت کریستالوگرافی اندازهگیری | سختی (HRC) |
ریختگی محلول سازی شده پیر شده ریختگی محلول سازی شده پیر شده | مرجح [100] مرجح [100] مرجح [100] عمود بر جهت مرجح [100] عمود بر جهت مرجح [100] عمود بر جهت مرجح [100] | 3/39 7/36 6/36 2/37 3/36 3/37 |
3-3- رفتار خستگی سوپر آلیاژ در دمای بالا و دمای اتاق
عمر خستگي به دو قسمت جوانهزني و رشد و گسترش ترك تقسيم ميشود كه هر كدام قوانين سينتيكي خاص خود را دارند. شکست خستگي بهوسیله تغيير فرم غير الاستيك2 وابسته به زمان ايجاد ميشود. اگرچه سوپر آلياژها در دماهاي بالا استفاده ميشوند و تخريب، معمولاً تركيبي از اثرات خستگي، خزش و اکسیداسیون است، در نظر گرفتن مدل مانسون-كافين بهعنوان معيار و پايه مقايسه اثر دما، بسيار مفيد و مناسب است. رابطه کافین- مانسون3 (معادله 1) رابطه بين تعداد سیکل بارگذاری تا شکست و کرنش پلاستیک اعمالی را نشان ميدهد.
(1) |
| |||||
ثابت تغییر شکل خستگی | توان کار سختی (n) | |
°C25 | 7616/2 | 319/0- |
°C800 | 2763/1 | 496/0- |
شکل (5): نمودار کافین مانسون آزمون خستگی کم چرخه سوپر آلیاژ در دمای اتاق و°C 800.
بهطورکلی رفتار خستگی کم چرخه سوپر آلیاژها به این صورت است که ابتدا ساختار سخت میشود و پس از رسیدن به اشباع، بهتدریج نرم میشود. سخت شدن ساختار، بیشتر به دلیل افزایش دانسیته نابجاییها در صفحات لغزش است و دلیل نرم شدن، برش فاز γ' است [13-14].
شکل (6)، منحنیهای هیسترزیس نیمه عمر آزمون خستگی با دامنه کرنش 1% در دمای اتاق و°C 800 را نشان میدهد. مشاهده میشود که در دمای بالا، منحنی هیسترزیس باز شده و همزمان تنش بیشینه اعمالی به نمونه کاهش و تنش کمینه افزایش مییابد. نرم شدن نمونه در آن اتفاق میافتد. در شکل (7)، نمودار تنش متوسط حین سیکلهای بارگذاری در دمای اتاق و دمای بالا و با دامنه کرنش 1% نشان داده شده است. این منحنی نشان میدهد که دمای اتاق سخت شدن جزئی روی میدهد اما در دمای بالا نرم شدن جزئی در انتهای آزمون روی میدهد. سخت شدن حین آزمون خستگی، معمولاً هنگامی روی میدهد که میزان کرنش اعمالی به نمونه زیاد باشد. برخی مراجع آورده شده که دلیل اصلی سخت شدن در کرنشهای پایین، تجمع ناهمگن نابجاییها در فصل مشترک γ/γ' است. در تنشهای بالا، سخت شدن نمونه ناشی از تشکیل قفلهای لامر-کاترل است. همزمان نرم شدن در دمای بالا وابسته به تسهیل برش ذرات γ' توسط ابر نابجاییهاست. این عامل در نهایت تعیینکننده عمر خستگی کم چرخه خواهد بود [16 و 21].
شکل (6): منحنیهای هیسترزیس در نیمه عمر آزمون خستگی در دمای اتاق (RT) و 800 
(HT) با دامنه کرنش 1%.
شکل (7): منحنی تغییرات تنش متوسط برحسب تعداد سیکل بارگذاری در دمای بالا و پایین.
همانطور که در شکل (5) نشان داده شده است، در یک نرخ کرنش معین، به دلیل افزایش نفوذ و شکلپذیری در °C800، عمر خستگی نسبت به دمای اتاق کوتاهتر است. با توجه به شکل (8) مشاهده میشود که منطقه خستگی حدود 10-15% از سطح شکست را تشکیل میدهد، بنابراین میتوان گفت که مرحله رشد ترک، کنترلکننده شکست نمونه است [16-17].
در شکل (9)، سطوح شکست نمونههای مختلف نشان داده شده است. در شکل 9 (الف)، شکست نمونه با کرنش حدود 3/0% و در دمای بالا نشان میدهد، مشاهده میشود شکست در اثر یک ترک مرزدانهای صورت میگیرد. بازشدگی دهانه ترک در سیکلهای پایانی آزمون سبب اکسیداسیون موضعی در سطح شکست شده است. در شکل 9 (ب)، مشاهده میشود که یک ذره کاربیدی در سطح نمونه وجود دارد، با توجه به وجود تعداد زیادی از حفرات در اطراف این ذره، میتوان گفت که این ذره احتمالاً یکی از محلهای جوانهزنی ترک خستگی در نمونه است. همچنین مشاهده میشود که رشد ترک خستگی بهصورت دروندانهای در سطح ادامه یافته است.
در شکل 9 (پ)، سطح شکست نمونه با کمترین میزان کرنش اعمالی در دمای بالا نشان میدهد. مشاهده میشود که به دلیل تنش اعمالی کم، خطوط ساحلی در ناحیه خستگی قابل مشاهده است. در شکل 9 (ت)، مشاهده میشود که رشد ترک خستگی در مرحله شکست نهایی با شکست دندریتها همراه بوده و به هر دو صورت درون دانه رخ میدهد. همچنین ترکهای ریز مرزدانهای هم در سطح شکست قابل مشاهده هستند.
در شکل (10)، یک ترک مرزدانهای در دمای بالا را نشان میدهد. مشاهده میشود که رشد این ترک مرزدانهای با شکست دندریتی همراه است.
شکل (8): تصویر ماکروسکوپی از سطح شکست نمونه آزمون خستگی دمای بالا با دامنه کرنش 1% (نمونه H1) مشاهده میشود که ناحیه خستگی حدود 10-15% از سطح شکست را تشکیل میدهد. میتوان نتیجه گرفت که مرحله رشد ترک کنترلکننده شکست خستگی است.
شکل (9): الف) شکست در اثر یک ترک مرزدانهای بازشدگی دهانه ترک در سیکلهای پایانی آزمون سبب اکسیداسیون موضعی در سطح شکست شده است. (نمونه H3)، ب) مشاهده میشود که یک ذره کاربیدی در سطح نمونه وجود دارد، با توجه به وجود تعداد زیادی از حفرات در اطراف این ذره، میتوان گفت که این ذره احتمالاً یکی از محلهای جوانهزنی ترک خستگی در نمونه است. همچنین مشاهده میشود که رشد ترک خستگی بهصورت دروندانهای در سطح ادامه یافته است (نمونه R1)، پ) به دلیل تنش اعمالی کم، خطوط ساحلی در ناحیه خستگی قابل مشاهده است. تصویر تا حدی اصلاح شده (نمونه H3) و ت) رشد ترک خستگی در مرحله شکست نهایی با شکست دندریتها همراه بوده و بهصورت درون دانه رخ میدهد. تصویر تا حدی اصلاح شده (نمونه R1).
4-3- بحث
در مراجع آمده است که برای سوپر آلیاژهای پایه نیکل با ریزساختار انجماد جهتدار تنش بحرانی برای برش ذرات 
در دمای بالا حدود MPa600-450 است؛ بنابراین سطوح مختلف تنشی انتخاب میشوند تا اثر فاز بر مقاومت به خستگی در دمای بالا، مشاهده گردد. در تنشهای کمتر از تنش بحرانی، نابجاییها پشت ذرات تجمع میکنند و سپس آنها را دور میزنند؛ اما در تنشهای بیشتر از تنش بحرانی نابجاییها ذرات را میبرند. طبق آنچه از مطالعه شبکه نابجاییها در سوپر آلیاژ موردمطالعه با ساختار انجماد جهتدار بهدستآمده است، در دمای بالا و تنشهای زیاد، مکانیزم سختشوندگی سوپر آلیاژ ناشی از مرزهای آنتی فاز و نقص چیده شدن است ولی در تنش کم مکانیزم سختشوندگی ناشی از حلقههای اوراوان5 است. همزمان در فصل مشترک 
صعود نابجاییها مشاهده شده است. افزایش جزئی چگالی و برخورد نابجاییها با یکدیگر در اثر افزایش میزان کرنش اعمالی باعث ایجاد قفلهای لامرکاترلو تشکیل جاگ در نابجاییهای پیچی میشود. در نهایت افزایش قفلهای لامر کاترل6 سبب تشکیل نابجاییهای غیر متحرک میشود. در نتیجه بهمنظور حفظ نرخ کرنش اعمالی، نیاز است تا تنش سیلان جهت رهایی نابجاییها از موانع موجود یا تولید نابجاییهای جدید، افزایش یابد. این امر منجر به افزایش چگالی نابجاییهای متحرک در دمای بالا شده و با کاهش انطباق میان ذراتγ' با زمینه γ، برش و لغزش و بازیابی نابجاییهای داخل زمینه γ ذرات که مانع از حرکت نابجاییها و افزایش صعود میشود استحکام دمایی سوپر آلیاژهای پایه نیکل هستند [18-21].
سخت بودن لغزش و بازیابی نابجاییهای داخل ذرات باعث افزایش استحکام دمای بالا در سوپر آلیاژهای میشود. بازیابی یا تشکیل شبکه نابجاییها در اثر صعود مبتنی بر نفوذ نابجاییها روی میدهد. در همین راستا مدلهای مختلفی بر اساس لغزش نابجاییها همزمان با برهمکنش نابجاییها، تعریف میشوند. این در حالی است که نرخ خزش در دمای آزمایش با بازیابی نابجاییها در ذرات 
و فصل مشترک 
کنترل میشود. در نتیجه رشد ترک به دلیل برهم خوردن تعادل بین نرخ کرنش سختی و بازیابی روی میدهد. در نتیجه رشد ترک دانسیته نابجاییهای متحرک افزایش مییابد. در نتیجه با افزایش تنش از یک حد مشخص، شبکه نابجایی ایجاد شده درون ذرات و فصل مشترک بر میزان کرنش سختی غلبه کرده و در نتیجه سرعت رشد ترک افزایش مییابد. در مراجع، در دمای در حدود °C800، عیوب نقص چیده شدن و نیز حلقههای نابجایی در کنار در ریزساختار مشاهده شده است. همزمان نشانههایی از برش ذرات توسط شبکه نابجاییها گزارش شده است. همزمان مشاهده شده که در اثر خزش چرخش و پیچش مرزها نابجاییهایی که ذرات را میبرند بهراحتی میتوانند در صفحات فشرده صعود کنند؛ بنابراین، مکانیسم تغییر شکل و رشد ترک خستگی به عوامل مختلفی بستگی دارد، مانند اندازه ذرات ، درصد حجمی فاز استحکام دهنده ، دما و تنش برای یک آلیاژ تعریف شده با ریزساختار مشخص، دو پارامتر اخیر مهم هستند [22-26].
مورفولوژی سطح شکست و اثر ذرات بر لغزش نابجاییها با زمان آزمایش متناسب است. هنگامی که زمان آزمایش کم است، ساختار رسوبهای مکعبی است و عموماً برای برش این ذرات به یک ابرنابجایی نیاز است. این ابرنابجاییها معمولاً در فصل مشترک و بهصورت شبکههای نابجاییها تشکیل میشوند.
حین تغییر شکل، صعود ابرنابجاییهای پیچی a/2[101] باعث افزایش نرخ کرنش غیر الاستیک (εin) میشود. مطابق با رابطه (2) میزان کرنش غیرالاستیک نسبت مستقیم با چگالی نابجاییها دارد:
(2) |
| |||||
(3) |
| |||||
(4) |
| |||||
(5) |
| |||||
(6) | ||||||
| ||||||
(7) | ||||||
| ||||||
(8) |
| |||||
| ||||||
(9) |
| |||||
| ||||||
دمای انجام آزمایش | شرایط انجام آزمون | دمای انجام آزمایش |
| کرنش | نسبت بار | فرکانس بارگذاری |
R1 | کرنش کنترلی |
|
| 1% | صفر | Hz3/0 |
H1 |
|
| 1% | |||
R6 |
|
| 6/0% | |||
H6 |
|
| 6/0% | |||
R3 |
|
| 3/0% | |||
H3 |
|
| 3/0% |
