摘 要：研究了不同应力幅值下航空发动机涡轮盘用GH4133B合金的疲劳性能，并观察了疲劳断口形貌。结果表明， GH4133B合金的理论疲劳极限均值为239.5MPa； 应力幅值为432MPa时， 疲劳断口无明显塑性变形， 断口整体较
为平整；疲劳源位于试样表面夹杂物处，在应力作用下向心部扩展，后断区位于外侧边缘，可见小面积剪切唇；合金中第二相颗粒在一定程度上会抑制疲劳裂纹的扩展，并减缓裂纹扩展速率。
众所周知，航空飞行器的动力来源是发动机，发动机的性能直接决定了航空飞行器的续航能力和整体性能。涡轮盘作为整个发动机动力涡轮部分的核心部件，其在燃烧室内受到高温燃气的推动，将燃气的热能转化为机械能，驱动发动机的运转。因此，其制备工艺规范非常严格，可靠性主要取
决于其坯件的冶金质量，涡轮盘的完整性、均匀性和性能水平"。对于工程构件，常见的是由于疲劳引起的
断裂失效，约占断裂事故的75%左右。尤其是随着现代航空发动机的快速发展，发动机的转速和涡轮泵温度在不断提高，发动机构件中的工作应力也在不断发生变化，其面临的疲劳失效问题愈发突出P3。因此，本文对航空发动机涡轮盘的疲劳性能及其微观组织演变进行研究，以期为航空发
动机涡轮盘疲劳断裂机理研究提供参考。
1 试验材料与方法
本文选用的材料为航空发动机涡轮盘用GH4133B合金，化学成分如表1。试样取自涡轮盘件，所采用的热处理工艺为：1075℃x8h空冷+745℃x15h空冷。
对航空发动机涡轮盘用GH4133B合金在ZWICK-ROELL疲劳试验机上进行了高周疲劳试验，疲劳试样如图1所示。波形为正弦波，频率30Hz，应力比为-1，参照航标HB5287-1996闸，应力幅为256-538MPa。采用S-4800型扫描电子显微镜观察断裂断口。
2 试验结果及讨论
表2为GH4133B合金不同应力幅值的疲劳试验结果及疲劳寿命的平均值和方差。采用三参数冥函数疲劳S-N表达式问：
logN=logor2log(o， 0)其中，0，和m(一般取2-4，本文取2)为待定系数：0为GH4133B合金的理论疲劳极限，经过变换得到：ogN=logo-2log(a-0， )对不同应力幅下的疲劳断裂周次进行回归处
理◎， 得到logos， 并由此计算得到理论疲劳极限o。从表2中可以看出，GH4133B合金的理论疲劳极限均值为239.5MPa， 方差为13.6MPa。应力幅值为432MPa时， logN， 为5.06时第一组试样断裂， 远低于其它几组试样以及平均值。图1为应力幅值为432MPa时疲劳断口宏观形貌。低倍形
貌中可见，GH4133B合金断口没有发生明显塑性变形，断口较为平整，表现出脆性断裂特征；疲劳源区主要分布在试样表面，在外加应力下逐渐向心部扩展，后断区
位于外侧边缘处，同时可见小面积的剪切唇，如图1(a)所示。裂源区可以发现，在疲劳断口源区中可见尺寸约为80um的凹坑，凹坑处原始夹杂物已经发生了脱落，且源区较为粗糙，并有很多二次裂纹，源区附近可见疲劳扩展弧线，如图1(b)。图3为不同应力幅值GH4133B合金疲劳断口过渡区
的SEM形貌。当应力幅值为462MPa时， 低倍下可见明显的疲劳条带，且在裂纹扩展过程中出现了“疲劳亮痕”，这种“疲劳亮痕”多出现在第二相颗粒的相界面处，是第二相颗粒在反复拉压应力作用下形成的，局部区域还可见少量韧窝和撕裂棱的存在， 如图3(a) ； 高倍SEM形貌中可见河流状
花样的存在， 如图3(b) ； 当应力幅值为400MPa和256MPa时， 疲劳断口过渡区中仍然可见撕裂棱和疲劳弧线，第二相颗粒上的疲劳条带的宽度小于基体疲劳条带宽度， 这与462MPa的断口类似， 这主要是由于第二相起到了强化合金的作用，从而降低了裂纹的扩展速率。
图4为应力幅值为462MPa下涡轮盘用GH4133B合金疲劳断口扩展区的SEM显微形貌。可以看出，疲劳裂纹扩展区的疲劳弧线紧密，疲劳源位于疲劳弧线凹的一方，疲劳弧线的间距小于1jm；当疲劳条带在扩展过程中遇到第二相颗粒时，将在界面处形成微缺口，进而产生局部应力集中，当应
力足够大时，在应力集中处撕裂并形成二次裂纹，如图4(b)所示。从这一角度出发，第二相颗粒在一定程度上将抑制疲劳裂纹的扩展，起到减缓裂纹扩展速率的效果。
图5为应力幅值分别为256， 400和462MPa时GH4133B合金疲劳断口瞬断区的SEM显微形貌。可以看出， 当应力幅值为256MPa时， 疲劳断口瞬断区中可见细小韧窝和撕裂棱，表现为韧性断裂特征，在韧窝底部还可见细小第二相颗粒的存在， 整体表现为塑性变形特点； 400MPa时， 瞬断
区韧窝尺寸变小、变浅，同时还可见解理断口形貌， 此时的断裂方式为混合断裂； 462MPa时，
韧
窝数量进一步减小，且韧窝较浅，断裂方式为准解理断裂。
3 结论
(1)航空发动机涡轮盘用GH4133B合金的理黑色腐蚀坑，大小不一；在B溶液中，黑色的腐蚀坑明显减少；在C溶液中，基本上看不到腐蚀坑，只有一些深度很浅的坑分布在表面，腐蚀程度明显依次降低。图2给出了三种不同溶液下的动电位极化曲线。可以看出，随着溶液中氧含量的减少，曲
线明显的向上向左偏移，腐蚀电流密度明显减小，通过分析其腐蚀电流密度分别为39.23、26.56、19.66pA/cm。从而其耐腐蚀性越来越好。图3给出的是试样在A、B、C溶液中腐蚀后的交流阻抗图谱。可以看出，整个阻抗图谱是由低频区域的收缩电容弧和高频区域的压扁容抗弧两部分组成，
低频区域的收缩电容弧表明此时有腐蚀产
物覆盖在电极上。并且随着溶解氧含量的降低，高频区域的容抗弧越大，这是因为在腐蚀过程中有腐蚀产物开始阻止腐蚀的进行。通过模拟的等效电路图，得到的拟合结果列于表2，可以看到随着溶液中氧含量的减少，n值由0.6468增加至0.7963，说明试样也越来越耐腐蚀，表面质量也越来
越好。极化电阻的增加说明随着氧含量的降低，试样受到来自于腐蚀产物膜的阻力越来越大，这与极化曲线的分析结果是一致的。通过X射线衍射仪测得A、B、C三种不同氧含量的腐蚀产物图谱如图4所示，可以看出，氧含量不同，腐蚀产物及其含量是有很大的差别。A溶液中的腐蚀产物主要
为Fe，O.，夹杂着一些Fe(OH)z；在B溶液中主要为Fe OOH和少量的F eCO， ； 在C溶液中的产物主要为F eCO， 和少量的Fe(HCO) 。分析可知，对于A溶液，氧含量较充足，阴极发生吸氧反应，生成OH，阳极生成Fe"，从而得到Fe(OH)a，Fe(OH)，继续和O，发生反应得到Fe(OH)s，
Fe(OH) ， 分解为Fe OOH， Fe OOH继续和Fe*得到了Fe，O.，并且氧含量越高，Fe，O，越多。所得的Fe(OH)；产物是非常疏松多孔的组织，对于电极的保护是有限的，所以腐蚀速率较高。对于B溶液，氧含量较低，阴极的吸氧反应受到抑制，Fe(OH)，也不能完全
