高溫合金的蠕變及疲勞?蠕變?環(huán)境交互作用規(guī)律和機(jī)理

郭建亭, 袁 超, 侯介山

(中國(guó)科學(xué)院 金屬研究所，沈陽(yáng)110016)

高溫合金的蠕變及疲勞?蠕變?環(huán)境交互作用規(guī)律和機(jī)理

郭建亭, 袁 超, 侯介山

(中國(guó)科學(xué)院 金屬研究所，沈陽(yáng)110016)

綜合了中國(guó)科學(xué)院金屬研究所高溫合金和金屬間化合物研究組在高溫合金蠕變研究方面的主要成果：蠕變和斷裂規(guī)律及其機(jī)理，蠕變?環(huán)境交互作用及其機(jī)理，蠕變阻力模型以及疲勞?蠕變?環(huán)境交互作用規(guī)律及其機(jī)理。

高溫合金；蠕變機(jī)理；蠕變阻力模型；疲勞?蠕變?環(huán)境交互作用

從 1981年郭建亭研究員在意大利國(guó)家研究中心(CNR)米蘭特種金屬研究所(ITM)研究IN738LC開(kāi)始，至今本研究組已先后系統(tǒng)地研究IN738LC、DZ417G、K435和U720Li等高γ ′相含量鎳基高溫合金的蠕變和疲勞?蠕變?環(huán)境交互作用及其機(jī)理，主要的研究成果介紹如下。

1 高溫合金的蠕變

1.1 第一階段蠕變規(guī)律及其機(jī)理

有兩種基于高溫蠕變的位錯(cuò)理論推導(dǎo)出，并常用來(lái)描述高溫合金蠕變第一階段(初始蠕變)和第二階段(穩(wěn)態(tài)蠕變)的數(shù)學(xué)式，即 Garofalo式[1]和 Li式[2]，Carofalo式如下：

式中：ε0為加載時(shí)所觀察到的瞬時(shí)應(yīng)變；εt為第一階段蠕變總應(yīng)變；m是一個(gè)與第一階段蠕變耗盡速率有關(guān)的常數(shù)；s為穩(wěn)態(tài)蠕變速率；t為蠕變時(shí)間。Garofalo式是基于一級(jí)反應(yīng)速率假設(shè)的基礎(chǔ)上而推導(dǎo)出來(lái)的。Garofalo式已成功地用于描述許多純金屬、單相合金和多相合金。然而，這一數(shù)學(xué)式只在t＞(0.1?0.15)ts(穩(wěn)態(tài)蠕變開(kāi)始時(shí)間)條件下才適用。

Li式如下：

式中：K1為位錯(cuò)增殖速率常數(shù)；εi為初始蠕變速率。Li式是基于如下兩個(gè)假設(shè)而推導(dǎo)出的：1)初始蠕變階段位錯(cuò)的增殖服從一級(jí)動(dòng)力學(xué)；2)位錯(cuò)的鎖定服從二級(jí)動(dòng)力學(xué)，且平均位錯(cuò)速率在恒應(yīng)力下假定是常數(shù)。式(1)和(2)經(jīng)數(shù)學(xué)處理后可分別表示為

本文作者先后利用Garofalo式和Li式研究了鎳基鑄造高溫合金 IN738LC[3]、DZ417G[4]和 K435[5]合金的初期蠕變行為，結(jié)果如圖1所示。從圖1可以看出，在不同溫度和應(yīng)力下，3種合金的ln(1?s/)與蠕變時(shí)間，都很好地符合線性關(guān)系。而在同樣條件下，IN738LC和DZ417G的 ln (?s)與蠕變時(shí)間之間不是呈線性關(guān)系，而呈不規(guī)則的曲線關(guān)系。這說(shuō)明Li式可以很好地描述沉淀強(qiáng)化高溫合金的第一階段蠕變。

圖1中直線的斜率為式(3)中的 K1值。IN738LC合金K1的應(yīng)力關(guān)系如圖2[6]所示，其斜率m=1.9。將K1值與穩(wěn)態(tài)蠕變速率s作曲線，結(jié)果如圖3所示[6]，兩者都有很好的線性關(guān)系。這意味著初期蠕變與穩(wěn)態(tài)蠕變不應(yīng)看作是兩個(gè)不同的階段。

圖1 Li式推導(dǎo)的應(yīng)變參數(shù)與蠕變時(shí)間的關(guān)系[6]Fig.1 Relationship between strain rate parameters and time[6]derived from Li equation

侯介山等[5]的最近研究結(jié)果表明，K435合金與IN738LC一樣，初期蠕變速率常數(shù)K1與應(yīng)力也呈很好的直線關(guān)系。與K435合金成分類似的 K444合金在900 ℃、200 MPa條件下初始蠕變期間的組織如圖4[7]所示。由圖4可見(jiàn)，蠕變應(yīng)變量大約為1.2%，蠕變時(shí)間為3.5 h，第一階段蠕變變形產(chǎn)生的位錯(cuò)塞積在γ 基體通道中，在γ ′相前受阻，造成硬化，使蠕變速率不斷降低。K444合金穩(wěn)態(tài)蠕變機(jī)理如下：低應(yīng)力時(shí)，塞積在γ ′前的位錯(cuò)通過(guò)攀移方式越過(guò)γ ′相繼續(xù)滑移；高應(yīng)力時(shí)，塞積位錯(cuò)通過(guò)切割方式越過(guò)γ ′相繼續(xù)滑移，使位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的硬化與通過(guò)攀移產(chǎn)生的回復(fù)軟化相平衡。在900 ℃、200 MPa條件下的蠕變屬低應(yīng)力蠕變，初始蠕變階段觀察的微觀組織為位錯(cuò)在γ ′相前塞積，并有位錯(cuò)越過(guò)γ ′相發(fā)生攀移的證據(jù)，這說(shuō)明初期蠕變階段與穩(wěn)態(tài)蠕變階段變形機(jī)理沒(méi)有本質(zhì)差別，可以看成是一個(gè)統(tǒng)一階段，只不過(guò)初期蠕變階段因位錯(cuò)塞積造成的硬化速率大于因位錯(cuò)攀移造成的軟化速率，而穩(wěn)態(tài)蠕變階段兩者達(dá)到平衡而已。

圖2 IN738LC合金850℃初期蠕變速率常數(shù)K1與應(yīng)力的關(guān)系[6]Fig.2 Relationship between primary creep rate coefficient K1 and applied stress of IN738LC alloy at 850 ℃[6]

圖3 IN738LC合金的初期蠕變常數(shù)K1與穩(wěn)態(tài)蠕變速率之間的關(guān)系[6]Fig.3 Relationship between primary creep rate coefficient K1 and steady-state sof IN738LC alloy at initial creep stage[6]

圖4 K444合金在900 ℃、200 MPa條件下初期蠕變階段的TEM像[7]Fig.4 TEM image of K444 alloy at primary creep stage at 900℃ and 200 MPa[7]

圖5 IN738LC、DZ417G、K435和U720 Li鎳基合金穩(wěn)態(tài)蠕變速率與所加應(yīng)力的關(guān)系[6]Fig.5 Dependence of steady-state creep rate on applied stress for IN738LC, DZ417G, K435 and U720Li at different temperatures[6]

所以，本文作者認(rèn)為，Li式可以很好地描述高溫合金的初期蠕變。而且從初期蠕變速率常數(shù)K1與穩(wěn)態(tài)蠕變速率s之間在雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)系中呈直線關(guān)系以及初期蠕變階段的微觀結(jié)構(gòu)觀察表明，蠕變第一階段和第二階段不應(yīng)看作是兩個(gè)不同的階段，其變形機(jī)理沒(méi)有本質(zhì)差別，可以看成是一個(gè)統(tǒng)一階段。

1.2 第二階段蠕變規(guī)律及其機(jī)理

高溫應(yīng)用的高溫合金，由于溫度和應(yīng)力的影響顯著，第二階段(穩(wěn)態(tài))蠕變速率通常都用Dorn式[8]來(lái)描述：

式中：s為穩(wěn)態(tài)蠕變速率；A是與材料組織有關(guān)的常數(shù)；T是絕對(duì)溫度；R是摩爾氣體常數(shù)；Qc是表觀蠕變激活能；n是應(yīng)力指數(shù)；σa是施加應(yīng)力。1.2.1 應(yīng)力的影響

在恒溫度條件，式(5)可轉(zhuǎn)化為

式中：c為常數(shù)。因此，slg與alg 在等軸坐標(biāo)圖上呈直線關(guān)系，其斜率為應(yīng)力因子n值。本文作者先后系統(tǒng)研究過(guò) IN738LC[3]、DZ417G[4]、K435[5]和 Udimet 720 Li[9]等合金的蠕變行為與機(jī)理。這4個(gè)合金的蠕變速率與應(yīng)力的關(guān)系如圖6所示[6]，分別得到n值，結(jié)果列于表1中。由表1可以看出，在高應(yīng)力范圍, 應(yīng)力因子n較大，4個(gè)合金n值均波動(dòng)在8.3~15.5范圍，在低應(yīng)力區(qū)，應(yīng)力因子n較小，波動(dòng)在3.8~7.9之間。

表1 IN738LC、DZ417G、K435和U720Li合金在不同溫度下的n值Table 1 n values of IN738LC,DZ417G、K435 and U720Li at different temperatures

通?？梢岳胣值判斷金屬材料的蠕變機(jī)理。對(duì)于簡(jiǎn)單合金，當(dāng)n值分別為1、3和5時(shí)，分別代表晶界擴(kuò)散蠕變、位錯(cuò)粘滯滑移蠕變和晶格自擴(kuò)散引起的位錯(cuò)高溫攀移控制的蠕變[6]。對(duì)于第二相強(qiáng)化的合金，應(yīng)力指數(shù)n值通常不小于6。IN738LC等4個(gè)合金在高應(yīng)力合金條件下n值均遠(yuǎn)大于6。在低應(yīng)力條件下，有的n值大于6，有的接近4~5。高溫合金的應(yīng)力因子n值很高，顯然主要與γ ′相沉淀強(qiáng)化有關(guān)。大量彌散分布的γ ′相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)構(gòu)成強(qiáng)大障礙群，嚴(yán)重影響合金的蠕變變形行為，且與晶界性質(zhì)等因素也有一定關(guān)系。高溫合金的蠕變機(jī)理，目前文獻(xiàn)中有不同看法，尚未有統(tǒng)一的觀點(diǎn)。

1.2.2 溫度的影響

當(dāng)所加應(yīng)力一定時(shí)，式(5)也可轉(zhuǎn)化如下：

式中：D為常數(shù)。同樣slg對(duì)T?1在等軸坐標(biāo)上作圖呈直線關(guān)系。根據(jù)直線斜率可以求出表觀蠕變激活能Qc。從圖6可以得出DZ417G等3種合金的蠕變激活能，其數(shù)值如表2[6]所列。

表2 DZ417G、K435和IN738LC在不同應(yīng)力下的表觀激活能[6]Table 2 Apparent activation energy for creep of DZ417G,K435 and IN738LC alloys at different stresses[6]

圖6 DZ417G、IN738LC和K435合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率與溫度的關(guān)系[6]Fig.6 Dependence of steady-state creep rate on temperature for IN738LC, DZ417G and K435 alloys[6]

圖7 IN738LC試樣在850 ℃、307 MPa條件下穩(wěn)態(tài)蠕變階段的TEM像[3]Fig.7 TEM image showing dislocation substructure in IN738LC alloy interrupted at steady-state state at 850 ℃ and 307 MPa[3]

由表2可以看出，在高應(yīng)力范圍表觀蠕變激活能為548~730 kJ/mol。在低應(yīng)力范圍為370~420 kJ/mol。蠕變激活能也是反應(yīng)金屬材料蠕變機(jī)理的重要參數(shù)。很多純金屬在 T≥0.5Tm的高溫蠕變激活能與它們的自擴(kuò)散激活能相近[6]。這充分說(shuō)明高溫蠕變機(jī)制受原子擴(kuò)散過(guò)程所控制。位錯(cuò)的攀移、空位的定向擴(kuò)散和晶界滑動(dòng)等都包含著原子擴(kuò)散過(guò)程。高溫合金的蠕變激活能通常都遠(yuǎn)高于 Ni在奧氏體中自擴(kuò)散激活能265~285 kJ/mol。這與沉淀強(qiáng)化高溫合金含有高體積分?jǐn)?shù)的 γ ′強(qiáng)化相有關(guān)。

本文作者利用TEM研究了IN738LC、DZ417G、K435、U720Li和K444等5種合金的蠕變機(jī)理。通常蠕變機(jī)理指第二階段(穩(wěn)態(tài)蠕變階段)的蠕變變形機(jī)理。

沉淀強(qiáng)化鐵基和鎳基高溫合金的成分相當(dāng)復(fù)雜，但組織較為簡(jiǎn)單，即在面心立方γ基體上分布有細(xì)小均勻的 γ′相。γ′相的數(shù)量從百分之幾到 70%變化，尺寸為0.01~0.1 μm。通常 γ ′相在 30%以下稱為低體積分?jǐn)?shù)沉淀強(qiáng)化高溫合金，γ′相在40%~70%稱為高體積分?jǐn)?shù)沉淀強(qiáng)化高溫合金。除 γ′相外，還含有少量碳化物相，一般不超過(guò) 5%。盡管碳化物在高溫?cái)嗔堰^(guò)程中起重要作用，但由于其間距較大，很難對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生明顯影響，所以，在討論沉淀強(qiáng)化時(shí)往往忽略碳化物對(duì)合金強(qiáng)化的貢獻(xiàn)。固溶強(qiáng)化是溶質(zhì)原子溶入基體引起長(zhǎng)、短程應(yīng)力場(chǎng)和不均勻分布而阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，與沉淀強(qiáng)化相比，固溶強(qiáng)化的貢獻(xiàn)是次要的。因此，通常認(rèn)為，鐵基和鎳基高溫合金的塑性變形對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)起主要阻礙作用的是 γ′沉淀相。γ

′相與位錯(cuò)的交互作用，正如文獻(xiàn)[6]介紹的那樣，有切割機(jī)制、Orowan繞越機(jī)制和熱激活攀移機(jī)制等。沉淀強(qiáng)化特別是高體積分?jǐn)?shù)γ ′相強(qiáng)化高溫合金的蠕變?cè)囼?yàn)表明，其應(yīng)力指數(shù)和表觀蠕變激活能均很高，正如圖5和6所示，本文作者等研究的IN738LC、DZ417G、K435和U720Li等都屬高體積分?jǐn)?shù)沉淀強(qiáng)化鎳基高溫合金，應(yīng)力因子n在 4~16范圍內(nèi)波動(dòng)，而表觀蠕變激活能則波動(dòng)在370~730 kJ/mol范圍，約為點(diǎn)陣自擴(kuò)散激活能的1.5~2倍。而且有兩個(gè)應(yīng)力范圍，即高應(yīng)力范圍和低應(yīng)力范圍。在兩個(gè)應(yīng)力范圍，應(yīng)力因子和表觀激活能均不相同，表現(xiàn)出兩種完全不同的蠕變機(jī)制。本文作者對(duì)上述4種合金的TEM觀察結(jié)果表明，在施加應(yīng)力大于轉(zhuǎn)折應(yīng)力(高應(yīng)力和低應(yīng)力范圍交接的應(yīng)力)區(qū)，即高應(yīng)力范圍，γ

′相沉淀強(qiáng)化的高溫合金的蠕變機(jī)制為位錯(cuò)以切割方式或 Orowan繞越方式通過(guò) γ′相，當(dāng)施加應(yīng)力不足以開(kāi)動(dòng)這兩種機(jī)制時(shí)，即在施加應(yīng)力小于轉(zhuǎn)折應(yīng)力時(shí)(低應(yīng)力范圍)，位錯(cuò)只能通過(guò)熱激活攀移機(jī)制克服γ ′相障礙，從下面幾個(gè)實(shí)例可以充分說(shuō)明這一點(diǎn)。

GUO等[3]在國(guó)外的研究表明，IN738LC鑄造鎳基高溫合金在高應(yīng)力區(qū)，n為 8.3~9.8，為 570~730 kJ/mol，蠕變機(jī)制為位錯(cuò)切割γ′ 沉淀相，在蠕變后期，由于′相長(zhǎng)大，轉(zhuǎn)變?yōu)镺rowan機(jī)制，γ′沉淀相之間出現(xiàn)了彎曲的位錯(cuò)線，并且封閉的位錯(cuò)環(huán)環(huán)繞在一些γ′沉淀相周圍，其TEM像如圖3所示[3]；在低應(yīng)力區(qū)，n為4.1~4.9，為370~420 kJ/mol，由于所施加應(yīng)力低于切割顆粒所需的應(yīng)力，所以此時(shí)的蠕變機(jī)制是位錯(cuò)的攀移。IN738LC試樣在750 ℃、275 MPa條件下穩(wěn)態(tài)蠕變階段的TEM像如圖8[3]所示。由圖8可以看出，位錯(cuò)通過(guò)攀移方式越過(guò)γ′顆粒。IN738LC在標(biāo)準(zhǔn)熱處理狀態(tài)γ′沉淀相的含量約為48%，大的立方γ′相的邊長(zhǎng)約為 0.43 μm，細(xì)小的 γ ′相的直徑約為 0.11 μm。

圖9 DZ417G 合金在(870 ℃, 420 MPa, 9 h)和(350 MPa，32 h)蠕變變形至1.2%應(yīng)變時(shí)典型的位錯(cuò)持征[10]Fig.9 Dislocation substructures in specimen interrupted at steady-state stage with 1.2% strain at (870 ℃, 420 MPa, 9 h)((a), (b)) and (870 ℃、350 MPa, 32 h) (c)[10]

GUO等[10]研制的 DZ417G合金是一種定向凝固渦輪葉片合金。經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，初生γ′相的尺寸為0.6 μm，次生 γ′相的尺寸為 0.1~0.2 μm，γ′相的體積百分?jǐn)?shù)為65%。縱向試樣在870 ℃不同應(yīng)力的蠕變?cè)囼?yàn)結(jié)果表明，在高應(yīng)力區(qū)，n=9.6；而在低應(yīng)力區(qū)，n=6.8。TEM觀察表明，兩個(gè)應(yīng)力區(qū)的穩(wěn)態(tài)蠕變變形組織中的位錯(cuò)形態(tài)有本質(zhì)的區(qū)別。圖 9(a)和(b)所示分別為DZ417G合金在420 MPa蠕變9 h(1.2%應(yīng)變) 以及350 MPa蠕變32 h(1.2%應(yīng)變)后的位錯(cuò)形態(tài)[10]。由圖9可見(jiàn)，在高施加應(yīng)力條件下，γ′沉淀相內(nèi)有大量?110?超點(diǎn)陣位錯(cuò)切入。在切割過(guò)程中，?110?超點(diǎn)陣位錯(cuò)分解為兩個(gè)(1/2)?110?不全位錯(cuò)，中間夾有反向疇界(APB)。與此相反，在低施加應(yīng)力條件下，沒(méi)有證據(jù)證明位錯(cuò)切割沉淀相。圖9(c)所示為DZ417G合金在230 MPa蠕變1 000 h(1.2%應(yīng)變)后的位錯(cuò)形態(tài)。由圖9(c)可見(jiàn)，在γ′沉淀相表面有許多彎曲的長(zhǎng)位錯(cuò)線，這些位錯(cuò)與γ/γ′界面位錯(cuò)形態(tài)是一樣的，說(shuō)明它們從界面位錯(cuò)網(wǎng)中滑移出來(lái)并通過(guò)熱激活攀移克服沉淀相的阻礙。

圖10 K435合金在1073 K、550 MPa(a)和1 173 K、350 MPa(b)條件下穩(wěn)態(tài)蠕變階段的位錯(cuò)組態(tài)[7]Fig.10 Dislocation substructures of K435 alloy interrupted at steady-state creep stage under condition of (1 073 K, 550 MPa)(a) and (1 173 K, 350 MPa) (b)[7]

圖11 K435合金在1 123 K、300 MPa(a)和1 173 K、245 MPa(b) 條件下穩(wěn)態(tài)蠕變階段的位錯(cuò)組態(tài)[7]Fig.11 Dislocation substructures of K435 alloy interrupted at steady-state creep stage under condition of (1 123 K, 300 MPa)(a) and (1 173 K, 245 MPa) (b) [7]

侯介山等[7]最近對(duì) K435合金蠕變的研究結(jié)果表明，在800 ℃、550 MPa和900 ℃、350 MPa條件(高應(yīng)力區(qū))與850 ℃、300 MPa和900 ℃、245 MPa條件(低應(yīng)力區(qū))下穩(wěn)態(tài)蠕變階段位錯(cuò)組態(tài)也是完全不同的，如圖10和11所示[7]。圖10 (a) 所示為在高應(yīng)力區(qū)(n=10.4)，沉淀相內(nèi)有層錯(cuò)終止于兩相界面。圖10(b)所示為層錯(cuò)F的一端終止于沉淀相內(nèi)部。圖10 (b)還給出了APB的形成形貌。這些結(jié)果表明，在高應(yīng)力條件下，位錯(cuò)切割機(jī)制是主要的蠕變變形機(jī)制。圖 11所示為K435合金在低應(yīng)力范圍穩(wěn)態(tài)蠕變階段的組織。由圖11可見(jiàn)，位錯(cuò)攀移機(jī)制是主要的蠕變變形機(jī)制。圖11(a)和(b)表明，在K435合金中，既有局部攀移又有整體攀移，但后者是主要機(jī)制。圖 11 (a)表示基體中的弓形位錯(cuò)線附著在沉淀相的表面，由于這些位錯(cuò)的形狀和兩相界面的位錯(cuò)形狀相似，所以認(rèn)為它們是從界面位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)中滑移出來(lái)的。

LUPING[9]等對(duì)U720Li合金在不同溫度和應(yīng)力下的蠕變變形組織的觀察表明，在650 ℃、900 MPa(高應(yīng)力區(qū))條件下，可看到二次γ′相顆粒內(nèi)有層錯(cuò)存在，這顯然是位錯(cuò)切割長(zhǎng)程有序的二次γ′相顆粒的結(jié)果，而在700 ℃、450 MPa(低應(yīng)力)條件下，位錯(cuò)以攀移方式越過(guò) γ ′相顆粒。

本文作者等最近研制的抗熱腐蝕高溫合金 K444在900 ℃、300 MPa條件下，蠕變變形量為5%，處于穩(wěn)態(tài)蠕變階段的初期，γ/γ′兩相界面位錯(cuò)纏結(jié)密度小，在γ

′粒子與γ基體界面有位錯(cuò)切入，形成反相疇區(qū)和形成層錯(cuò)。層錯(cuò)正是由于不完全位錯(cuò)對(duì)切過(guò)γ′相時(shí)發(fā)生反應(yīng)，進(jìn)而貫穿γ′相粒子的滑移線形成的。

本文作者等研制的5個(gè)鑄造鎳基高溫合金的應(yīng)力指數(shù)、表觀激活能和蠕變機(jī)理如表3所列，從表3可以得出，γ

′相特別是高體積分?jǐn)?shù)γ′相強(qiáng)化的高溫合金，第二階段的蠕變機(jī)理的特點(diǎn)是高應(yīng)力區(qū)為位錯(cuò)切割機(jī)制，低應(yīng)力區(qū)為位錯(cuò)的攀移機(jī)制。

1.3 定向凝固鎳基鑄造高溫合金晶界取向?qū)Φ诙A段蠕變規(guī)律及機(jī)理的影響

定向凝固高溫合金的晶界取向?qū)Ω邷睾辖鸱€(wěn)態(tài)蠕變速率、蠕變斷裂時(shí)間、蠕變斷裂塑性、蠕變強(qiáng)度甚至蠕變機(jī)理都有明顯的影響。袁超等[11]于 1998年發(fā)表了晶粒取向?qū)Χㄏ蚰替嚮邷睾辖餌Z417G蠕變行為影響的研究報(bào)告，以為蠕變?cè)嚇訛榈湫偷闹鶢罹ЫM織，晶粒生長(zhǎng)方向?yàn)閇001]。蠕變?cè)嚇舆x用3種方向，即晶粒生長(zhǎng)方向平行于拉伸蠕變應(yīng)力軸(縱向，L)，垂直于拉伸蠕變應(yīng)力軸(橫向，D)和與拉伸應(yīng)力軸成45?夾角(傾斜，T)。試驗(yàn)溫度為980 ℃，應(yīng)力分別為130，150，165和190 MPa，試驗(yàn)結(jié)果如表4所列。由表4可以看出，縱向取向試樣穩(wěn)態(tài)蠕變速率最大，傾斜方向最小，而橫向居中。然而，蠕變斷裂時(shí)間和斷裂延伸率縱向最長(zhǎng)，傾斜方向最短，橫向也是居中。3種試樣的斷口特征也不相同，縱向試棒為穿晶韌性斷口，橫向試樣和傾斜試樣均為沿晶斷裂特征。

表3 5種鎳基高溫合金蠕變第二階段的應(yīng)力指數(shù)、表觀激活能和蠕變機(jī)制[6]Table 3 Stress index, apparent activation energy and creep mechanism of five Ni-based superalloys at steady-state creep stage[6]

表 4 晶粒取向?qū)Z417G合金980 ℃蠕變性能的影響[11]Table 4 Effects of grain orientation on creep properties of DZ417G alloy at 980 ℃[11]

3種取向試樣的蠕變應(yīng)力指數(shù) n值一樣，均為6.5(處于低應(yīng)力區(qū))，如圖12所示。這表明它們具有相同的蠕變變形機(jī)制。透射電鏡觀察表明，位錯(cuò)通過(guò)攀移越過(guò)γ′沉淀相是第二階段蠕變變形的控制機(jī)制。圖3所示為DZ417G合金縱向試樣經(jīng)980 ℃，165 MPa蠕變9 h 的TEM像[11]。由圖 13可清楚地看出，在γ/γ′邊界處位錯(cuò)攀移越過(guò)粒子而產(chǎn)生的攀移臺(tái)階。3種方向在同一應(yīng)力下蠕變速率的差別與定向凝固高溫合金彈性模量的各向異性有關(guān)，因此，用彈性模量歸一化的外加應(yīng)力代入Dorn式

圖12 DZ417G合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率與施加應(yīng)力的關(guān)系[11]Fig.12 Dependence of steady-state creep rate on applied stress in DZ417G alloy[11]

圖13 DZ417G合金縱向試樣經(jīng)980 ℃、165 MPa蠕變9 h后的TEM像[11]Fig.13 TEM image showing dislocation surmounting′ particles by climbing for longitudinal specimen crept at 980 ℃ and 165 MPa [11]

圖14 DZ417G合金穩(wěn)態(tài)蠕變速率與彈性模量歸一化應(yīng)力的關(guān)系[11]Fig.14 Relationship between steady-state creep rate and normalized applied stress showing creep rate independent from grain boundary orientation in all specimens[11]

式中：B是常數(shù)；E是彈性模量。這個(gè)數(shù)學(xué)式意味著穩(wěn)態(tài)蠕變速率隨彈性模量的增加而降低。DZ417G縱向和橫向試樣在 980 ℃的彈性模量值分別為 87.5和95.5 GPa。用彈性模量歸一化的應(yīng)力與穩(wěn)態(tài)蠕變速率的關(guān)系如圖14所示[11]。由圖14可見(jiàn)，3種不同取向處于同一直線上，說(shuō)明穩(wěn)態(tài)蠕變階段的變形機(jī)理與晶界取向無(wú)關(guān)，本文作者的這一研究結(jié)果和文獻(xiàn)報(bào)道的不同。定向凝固高溫合金CM247LC縱向試樣具有最低的穩(wěn)態(tài)蠕變速率[12]，與本文作者等的研究結(jié)果相反。定向凝固鑄造高溫合金IN738縱向試樣的蠕變速率低于橫向和傾斜試樣的[13]，與本文作者等的結(jié)果完全不同。

總而言之，定向凝固高溫合金的晶粒取向?qū)Ψ€(wěn)態(tài)蠕變速率、蠕變斷裂時(shí)間、蠕變強(qiáng)度和蠕變斷裂伸長(zhǎng)率均有明顯影響，但對(duì)DZ417G合金的蠕變機(jī)理無(wú)影響。

1.4 蠕變阻力模型

從上述結(jié)果可知，沉淀強(qiáng)化特別是高體積分?jǐn)?shù)γ′相強(qiáng)化高溫合金的n值達(dá)4~16，表觀蠕變激活能較點(diǎn)陣自擴(kuò)散激活能高2~3倍。這與通常認(rèn)為的位錯(cuò)蠕變的真實(shí)應(yīng)力指數(shù)值在3~5之間、表觀蠕變激活能相當(dāng)于點(diǎn)陣自擴(kuò)散激活能的結(jié)論有很大的差別。為了對(duì)蠕變參數(shù)進(jìn)行歸一化，在式(5)中引入有效應(yīng)力概念，即

式中：a?0為有效應(yīng)力，a是施加應(yīng)力，0是蠕變阻力。盡管目前對(duì)0的物理意義還有很大爭(zhēng)論，但式(9)已成功應(yīng)用于許多顆粒強(qiáng)化合金，得出 n ≈4和Qc≈ QSD。圖 15所示為在鎳基高溫合金中施加應(yīng)力與蠕變速率和實(shí)驗(yàn)測(cè)得蠕變阻力[3,14?22]間的關(guān)系。由圖15可見(jiàn)，存在一轉(zhuǎn)折應(yīng)力，當(dāng)施加應(yīng)力大于轉(zhuǎn)折應(yīng)力時(shí)，蠕變阻力0近乎是一恒定的門檻應(yīng)力。當(dāng)施加應(yīng)力小于轉(zhuǎn)折應(yīng)力時(shí)，位錯(cuò)只能通過(guò)熱激活攀移克服γ′相障礙。這階段的蠕變阻力在文獻(xiàn)中是不明確的，而且有相互矛盾的結(jié)論。

圖15 鎳基高溫合金中穩(wěn)態(tài)蠕變速率、蠕變阻力與施加應(yīng)力關(guān)系的示意圖Fig.15 Schematic diagram of relationship between steady-state creep rates, creep resistance stress and applied stress

圖16 鎳基鑄造高溫合金蠕變斷裂時(shí)間(tf)和第三階段開(kāi)始時(shí)間(tt)的關(guān)系[6]Fig.16 Relationship between creep rupture time(tf) and onset of tertiary creep for Ni-based cast superalloy[6]

YUAN等[23]已發(fā)展了一個(gè)位錯(cuò)蠕變阻力模型，將鎳基高溫合金蠕變變形機(jī)制與蠕變阻力聯(lián)系起來(lái)。該模型認(rèn)為，在高施加應(yīng)力區(qū)，施加應(yīng)力足以使位錯(cuò)切割γ

′相或位錯(cuò)以O(shè)rowan方式繞越γ′相粒子，相應(yīng)的蠕變變形過(guò)程是上述兩種機(jī)制之一。理論計(jì)算表明，鎳基高溫合金在高溫蠕變過(guò)程中(蠕變速率大于10?6s?1)，由于位錯(cuò)切割機(jī)制的臨界應(yīng)力要小于Orowan繞越機(jī)制的臨界應(yīng)力，位錯(cuò)切割γ′相過(guò)程更為有利，是主要的高溫蠕變變形機(jī)制。由于位錯(cuò)切割γ′相過(guò)程是一非熱過(guò)程，蠕變阻力就是位錯(cuò)切入γ′相的臨界門檻應(yīng)力，且?guī)缀跏且欢ㄖ担cγ′相尺寸和施加應(yīng)力無(wú)關(guān)。在低應(yīng)力區(qū)，位錯(cuò)只能借助于熱激活攀移過(guò)程而克服γ

′相的阻礙，其蠕變阻力包括兩部分：第一項(xiàng)是單個(gè)位錯(cuò)攀移γ′相所需的臨界門檻應(yīng)力，與施加應(yīng)力無(wú)關(guān)，第二項(xiàng)是與施加應(yīng)力有關(guān)的阻力項(xiàng)，代表其它強(qiáng)化機(jī)制的貢獻(xiàn)；位錯(cuò)攀移機(jī)制蠕變阻力的上限是位錯(cuò)切割機(jī)制門檻應(yīng)力。因此，蠕變阻力是決定蠕變機(jī)制的關(guān)鍵因素。

為了驗(yàn)證這一模型的正確性，以本文作者所測(cè)定的DZ417G和IN738LC有關(guān)數(shù)據(jù)，以及文獻(xiàn)中IN100相應(yīng)的數(shù)據(jù)，應(yīng)用 Schwarz-Labusch理論對(duì)高體積分?jǐn)?shù)的鎳基高溫合金的不同蠕變機(jī)制的臨界切應(yīng)力進(jìn)行計(jì)算，并與蠕變?cè)囼?yàn)結(jié)果進(jìn)行比較，從而就門檻應(yīng)力和轉(zhuǎn)變應(yīng)力的計(jì)算結(jié)果做出判斷，計(jì)算過(guò)程參見(jiàn)文獻(xiàn)[6]。本文作者的計(jì)算結(jié)果表明，各種蠕變機(jī)制的門檻應(yīng)力、轉(zhuǎn)變應(yīng)力的理論計(jì)算值與實(shí)測(cè)值完全符合，說(shuō)明提出的位錯(cuò)蠕變阻力模型適用于描述含高體積分?jǐn)?shù)γ

′沉淀相的鑄造鎳基高溫合金的高溫蠕變行為。

1.5 第三階段蠕變規(guī)律及機(jī)理

在穩(wěn)態(tài)蠕變階段之后，出現(xiàn)蠕變速率增加，蠕變就進(jìn)入了第三階段。蠕變速率的增加往往意味著蠕變斷裂過(guò)程的開(kāi)始。蠕變斷裂時(shí)間(ft)與蠕變第三階段開(kāi)始時(shí)間(tt)通常有線性關(guān)系，對(duì)于純金屬和其它合金在蠕變過(guò)程中如果組織是穩(wěn)定的，則5.1/tf≈tt。相反，如果第三階段蠕變伴隨著組織變化，例如晶粒長(zhǎng)大，過(guò)時(shí)效或γ′定向聚集等，tf/tt 則遠(yuǎn)大于這個(gè)比值，而且這一規(guī)律在一個(gè)相當(dāng)寬的范圍內(nèi)，與蠕變?cè)囼?yàn)的溫度和應(yīng)力無(wú)關(guān)。

本文作者研制的高體積分?jǐn)?shù)γ′相高溫合金的蠕變第三階段開(kāi)始的規(guī)律及其機(jī)理是什么呢，是否也符合這一規(guī)律。

圖16所示為本文作者等[3?6]研制的 IN738LC、DZ417G、K435等3種鎳基鑄造高溫合金蠕變斷裂時(shí)間(ft)與蠕變第三階段開(kāi)始時(shí)間(tt)的關(guān)系曲線。由圖16可以看出，盡管這些合金成分差異較大，但ft與tt在雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)圖上都呈直線關(guān)系，而且基本處于同一直線上，其tf/tt 的比值約等于2.2~2.6，說(shuō)明組織的變化是 3種合金加速蠕變階段蠕變速率增加的主要原因。

IN738LC不同蠕變階段的組織觀察表明，晶界上沒(méi)有空洞或裂紋，而γ′相顆粒的尺寸、形狀和分布有明顯變化。圖17(a)[6]所示為穩(wěn)態(tài)階段的γ′顆粒形貌，圖17(b)所示為加速蠕變階段的γ′沉淀相顆粒形貌，可以看到，穩(wěn)態(tài)階段沉淀相粒子的形狀和粒子間的間距沒(méi)有明顯變化。蠕變進(jìn)入第三階段時(shí)，γ基體通道的寬度有所增加，同時(shí)，部分 γ′沉淀相筏形化(見(jiàn)圖17(c))。所以，IN738LC第三階段蠕變速率的增加可以歸因于組織的變化而不是裂紋的擴(kuò)展。

DZ417G合金蠕變速率的增加也是由于γ′相的定向粗化所致，但γ′相定向粗化方向與IN738LC不同，后者粗化方向垂直于應(yīng)力軸，而前者則平行于應(yīng)力軸，主要原因?yàn)楹笳?γ/γ′相之間為負(fù)錯(cuò)配度，而前者為正錯(cuò)配度。

另一些高溫合金，特別是γ′相體積分?jǐn)?shù)較低的高溫合金，在第三階段蠕變過(guò)程中其組織穩(wěn)定或基本穩(wěn)定，tf/tt≈1.5。蠕變?cè)嚇觾?nèi)部裂紋形核與擴(kuò)展成為蠕變加速的主要原因。郭建亭等在 40年前研究 GH2135合金的蠕變行為時(shí)發(fā)現(xiàn)，在蠕變第三階段，重直于應(yīng)力軸向的橫向晶界上產(chǎn)生楔形裂紋，隨著蠕變變形增加，裂紋連接；由于裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展，使試樣有效截面減小，承受的應(yīng)力增加，蠕變發(fā)展加速。

圖17 IN738LC合金不同蠕變階段γ′沉淀相的形貌[6]Fig.17 Microstructures of γ′ phases in IN738LC at different creep stage[6]: (a) During steady-state creep, γ′ particle rounded in appearance; (b) During tertiary stage, growth of γ′ particles leading to development of extensive particle-free paths; (c)Some γ′ particle showing rafting appearance

圖18 DZ417G合金在870 ℃、380MPa條件下蠕變?cè)嚇拥臄嗫谛蚊瞇4]Fig.18 Fracture appearance of DZ417G alloy crepted at 870℃ and 380 MPa[4]

1.6 蠕變斷裂行為與斷口特征

當(dāng)蠕變進(jìn)入第三階段后，蠕變速率逐漸增加，并最終導(dǎo)致斷裂。本文作者等[4]觀察到DZ417G定向凝固鎳基合金在830~900 ℃蠕變斷口均表現(xiàn)為穿晶韌性斷裂，韌窩明顯可見(jiàn)(見(jiàn)圖 18)[4]。沿直徑縱向剖面金相檢查發(fā)現(xiàn)，微裂紋起源于顯微疏松和碳化物邊界，并在垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展，最后導(dǎo)致斷裂。

等軸晶高溫合金在較低溫度和較大應(yīng)力下的蠕變?cè)囼?yàn)表明，在蠕變第三階段微裂紋起源于碳化物與 γ基體界面及碳化物本身。本文作者等研制的等軸晶鎳基合金K435在950 ℃、200 MPa條件下，斷口呈韌性穿晶斷裂特征，并有較大韌窩出現(xiàn)，碳化物界面上的微裂紋及碳化物本身裂紋清晰可見(jiàn)。

本文作者等[7]研制的另一鑄造鎳基高溫合金K444蠕變?cè)嚇訑嗫诔恃刂чg斷裂特征，裂紋以橢圓形空洞出現(xiàn)在枝晶間，枝晶間γ′相筏形化的發(fā)展及其在縮頸處的應(yīng)力集中，使滑移顯著進(jìn)行，筏狀組織嚴(yán)重扭曲變形，γ基體通道變窄，γ′與γ基體晶格錯(cuò)配和彈性模量差別較大，從而在γ′與基體界面產(chǎn)生了細(xì)小的空隙或空洞，這些空洞或空隙合并長(zhǎng)大，形成裂紋并擴(kuò)展，導(dǎo)致試樣最終斷裂。

圖19 高溫合金蠕變斷裂時(shí)間和穩(wěn)態(tài)蠕變速率的關(guān)系Fig.19 Relationship between fracture time and steady-state creep rate of superalloys: (a) K444, 900 ℃; (b) DZ417G,830?900 ℃; (c) IN738LC, 850 ℃

等軸晶高溫合金在溫度較高和應(yīng)力較低的蠕變條件下，往往發(fā)生沿晶脆性斷裂。高溫合金中的沿晶斷裂多由晶界處楔形裂紋引起，GH2135的蠕變斷裂就屬于這一類型；高溫合金沿晶斷裂的另一類型是屬于晶界空洞型；當(dāng)蠕變進(jìn)入第三階段，空洞在晶界萌生，空洞連接成裂紋，裂紋擴(kuò)展并致最后斷裂，GH220合金就屬于這一類型[24]。

因此，蠕變斷裂有穿晶斷裂和沿晶斷裂兩種，穿晶斷裂出現(xiàn)于較低溫度和較大應(yīng)力情況，塑性變形速率很快，斷裂前發(fā)生相當(dāng)大的塑性伸長(zhǎng)，蠕變斷裂類似于常溫下的韌性斷裂，蠕變損傷表現(xiàn)為晶內(nèi)夾雜物或第二相顆粒處形成空洞，空洞長(zhǎng)大、連接而斷裂。沿晶斷裂在高溫低應(yīng)力下較普遍，蠕變斷裂前塑性變形較小，蠕變損傷為沿晶裂紋的產(chǎn)生與擴(kuò)展。而沿晶裂紋有兩種不同的機(jī)制：一種為楔形裂紋，即在晶界三叉節(jié)點(diǎn)處發(fā)生微裂紋，這種裂紋是由于蠕變過(guò)程中晶界滑動(dòng)引起的晶界三叉點(diǎn)處應(yīng)力集中造成的；另一種為晶界空洞，產(chǎn)生在晶界的臺(tái)階、第二相等不連續(xù)處。晶界空洞機(jī)制是基本的，而楔形裂紋可以理解為晶界空洞連接成小的晶間裂紋，當(dāng)它達(dá)到晶界三叉點(diǎn)時(shí)，就變成楔形裂紋。

蠕變斷裂時(shí)間與穩(wěn)態(tài)蠕變速率密切相關(guān)。研究發(fā)現(xiàn)，許多金屬和合金的蠕變斷裂時(shí)間(ft)與穩(wěn)態(tài)蠕變速率有關(guān)：

式中：常數(shù) 和E的值分別為1和0.05。所以，sft 的積就是一個(gè)與應(yīng)力無(wú)關(guān)的常數(shù)。此即 M?G關(guān)系，高溫合金也遵從這一規(guī)律。本文作者等對(duì)K444、DZ417G和IN738LC的研究結(jié)果表明，flgt與slg在等軸坐標(biāo)上有直線關(guān)系，結(jié)果如圖19所示。由圖19可見(jiàn)，穩(wěn)態(tài)蠕變速率愈小，蠕變斷裂時(shí)間愈長(zhǎng)。K435合金有類似關(guān)系。

鑒于蠕變斷裂時(shí)間與穩(wěn)態(tài)蠕變速率的上述關(guān)系，可以得出蠕變斷裂時(shí)間與溫度和應(yīng)力的關(guān)系：

式中：n′為蠕變斷裂應(yīng)力因子；Qf為蠕變斷裂激活能；tf對(duì)蠕變行為的依賴表明裂紋的擴(kuò)展速率是由蠕變過(guò)程決定的。

從式(11)可以看出，蠕變斷裂時(shí)間與施加應(yīng)力n′σ成正比。flgt與lg 在等軸坐標(biāo)上有直線關(guān)系。GUO等[3]的研究結(jié)果表明，鎳基鑄造高溫合金IN738LC在高應(yīng)力范圍，n′值為8.8， 在低應(yīng)力范圍n′值為4.6，結(jié)果如圖20所示。

從式(11)可以看出，蠕變斷裂時(shí)間的對(duì)數(shù)與溫度的倒數(shù)在普通坐標(biāo)圖上有線性關(guān)系。在同一應(yīng)力下，溫度越高，斷裂時(shí)間愈短。本文作者等研究 DZ417G和 IN738LC的蠕變斷裂時(shí)間與蠕變?cè)囼?yàn)溫度倒數(shù)關(guān)系的結(jié)果見(jiàn)圖21。根據(jù)圖中直線的斜率可以求出蠕變斷裂激活能。對(duì)DZ417G和IN738LC在高應(yīng)力范圍的蠕變斷裂激活能分別為434.6和620 kJ/mol，其蠕變激活能(見(jiàn)表1)分別為540和730 kJ/mol，Qf和QC分別為0.81和0.84，這2個(gè)數(shù)值與圖19中相應(yīng)合金蠕變斷裂時(shí)間和穩(wěn)態(tài)蠕變速率關(guān)系直線的斜率 0.805和0.837相對(duì)應(yīng)。

圖20 IN738LC在 850 ℃蠕變斷裂時(shí)間 tf和施加應(yīng)力σ的關(guān)系曲線[3]Fig.20 Relationship between time to fracture and stress for IN738LC at 850 ℃[3]

根據(jù)M?G關(guān)系和斷裂機(jī)理，TIEN[25]發(fā)展了一個(gè)描述高溫合金中蠕變裂紋擴(kuò)展模型：

圖21 DZ417G和IN738LC蠕變斷裂時(shí)間與試驗(yàn)溫度的關(guān)系[3?4]Fig.21 Dependence of fracture time on temperature at 380 MPa for DZ417G and 307 MPa for IN738LC[3?4]: (a)380 MPa;(b) 307 MPa

2 蠕變?環(huán)境交互作用

由高溫合金制成的航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)的熱端零部年，如渦輪葉片處于高溫燃?xì)猸h(huán)境中，不僅經(jīng)受蠕變載荷，而且還經(jīng)受蠕變－環(huán)境交互作用。

郭建亭等[26]系統(tǒng)研究了暴露環(huán)境分別為空氣、熱腐蝕和真空環(huán)境，經(jīng)900 ℃、400 h處理后，K417合金的持久性能結(jié)果說(shuō)明，真空環(huán)境沒(méi)有帶來(lái)環(huán)境損傷，在空氣和熱腐蝕環(huán)境暴露后，試樣持久壽命嚴(yán)重降低，尤其在熱腐蝕環(huán)境中試樣腐蝕最嚴(yán)重，并詳細(xì)分析了損傷機(jī)理。

郭建亭等[3,27]1981~1982年在意大利國(guó)家科學(xué)技術(shù)委員會(huì)(CNR)米蘭特種金屬研究所(ITM)研究了環(huán)境對(duì)抗熱腐蝕渦輪葉片合金 IN738LC蠕變性能的影響，取得了一些具有重要意義的新研究結(jié)果。

2.1 熱腐蝕對(duì)蠕變和斷裂性能的影響

Na2SO4、NaCl或 NaCl/ Na2SO4混合鹽沉積層嚴(yán)重降低了IN738LC的蠕變斷裂壽命和塑性，明顯增加蠕變速率，而且這種影響隨著環(huán)境由空氣、Na2SO4、25%NaCl＋75%Na2SO4(質(zhì)量分?jǐn)?shù))、NaCl、50%NaCl+50%Na2SO4到 75%NaCl＋25% Na2SO4而變得更加嚴(yán)重。

圖22所示為IN738LC合金在不同環(huán)境中的蠕變曲線[27]。與在空氣中的試驗(yàn)比較，NaCl、Na2SO4或NaCl-Na2SO4混合鹽明顯地增加蠕變速率，降低蠕變斷裂時(shí)間和斷裂時(shí)的伸長(zhǎng)量。圖 23所示為混合鹽NacCl含量對(duì)蠕變性能的影響。從圖23中可以看出，隨著 NaCl含量的增加，蠕變速率不斷增加，蠕變斷裂時(shí)間和塑性降低，直到75% NaCl時(shí)影響最為嚴(yán)重。但進(jìn)一步增加NaCl含量，這種影響就減弱了。

圖22 IN738LC合金在不同環(huán)境中的蠕變曲線[27]Fig.22 Creep strain vs time curves for specimens creep-tested at 307 MPa and 850 ℃[27]

圖23 混合鹽中NaCl含量對(duì)蠕變性能的影響[27]Feg.23 Effect of NaCl/Na2SO4 ratio on steady-state creep rate(),time to fractureand total elongation at rupture (δ)[27]

2.2 熱腐蝕對(duì)穩(wěn)態(tài)蠕變速率的應(yīng)力和溫度關(guān)系的影響

熱腐蝕對(duì)850 ℃穩(wěn)態(tài)蠕變速率與所加應(yīng)力之間的關(guān)系的影響如圖24所示[27]。從圖24可看出兩個(gè)區(qū)域，一個(gè)高應(yīng)力區(qū)域，一個(gè)低應(yīng)力區(qū)域。曲線的斜率(應(yīng)力因子)在高應(yīng)力區(qū)對(duì)于空氣環(huán)境為 9.8，對(duì)于熱腐蝕環(huán)境為 10，兩者基本一樣；在低應(yīng)力區(qū)兩種環(huán)境均為4.1%；這說(shuō)明與空氣環(huán)境比較，熱腐蝕增加蠕變速率約100%，但不改變?nèi)渥兯俾实膽?yīng)力關(guān)系。

熱腐蝕對(duì)穩(wěn)態(tài)蠕變速率與溫度關(guān)系的影響如圖25所示[27]。在高應(yīng)力區(qū)域，蠕變激活能高，在空氣環(huán)境中為730 kJ/mol，在熱腐蝕環(huán)境中為750 kJ/mol。在低應(yīng)力區(qū)，蠕變激活能低，在空氣環(huán)境中為 420 kJ/mol，在熱腐蝕環(huán)境中為440 kJ/mol。在所研究的溫度范圍內(nèi)，盡管熱腐蝕環(huán)境中穩(wěn)態(tài)蠕變速率較空氣環(huán)境中的增加90%~170%，但兩種環(huán)境中的蠕變激活能差別很小。熱腐蝕不會(huì)明顯改變IN738LC合金穩(wěn)態(tài)蠕變速率時(shí)的應(yīng)力關(guān)系和溫度關(guān)系，所以它基本上不改變?nèi)渥儥C(jī)制。

圖24 熱腐蝕對(duì)850 ℃穩(wěn)態(tài)蠕變速率與所加應(yīng)力之間的影響[27]Fig.24 Effect of hot corrosion on steady-state creep rate and stress at 850 ℃ open points[27]

圖25 熱腐蝕對(duì)IN738LC穩(wěn)態(tài)蠕變速率與溫度的影響[27]Fig.25 Effect of hot corrosion on steady-state creep rate and temperature of IN738LC alloy at 307 MPa[27]

圖26 熱腐蝕對(duì)IN738LC在850 ℃斷裂時(shí)間的應(yīng)力關(guān)系的影響[27]Fig.26 Effect of hot corrosion on stress and fracture time for IN738LC at 850 ℃[27]

圖27 熱腐蝕對(duì)IN738LC在307 MPa應(yīng)力下溫度和斷裂時(shí)間關(guān)系的影響[27]Fig.27 Effect of hot corrosion on temperature and fracture time for IN738LC at 307 MPa[27]

表5 熱腐蝕對(duì)IN738LC合金蠕變斷裂塑性的影響[6]Table 5 Effect of hot corrosion on elongation at rupture for IN738LC[6]

2.3 熱腐蝕對(duì)斷裂時(shí)間應(yīng)力和溫度關(guān)系的影響

IN738LC斷裂時(shí)間的應(yīng)力關(guān)系和溫度關(guān)系可以表示為[3]

式中：m為應(yīng)力因子。

從圖26可以看出，熱腐蝕明顯降低斷裂時(shí)間，降低的幅度為65%～85%，取決于應(yīng)力的大小。應(yīng)力愈低，降低愈顯著。在高應(yīng)力區(qū)，應(yīng)力因子m由8.8降至6.5。熱腐蝕對(duì)斷裂激活能Qf的影響很小(見(jiàn)圖27)。

2.4 熱腐蝕對(duì)蠕變斷裂塑性的影響

熱腐蝕明顯降低蠕變斷裂塑性(如表5)[6]。

2.5 熱腐蝕機(jī)理分析

表6[6]列出了IN738LC合金850 ℃、307 MPa蠕變過(guò)程中表面腐蝕深度測(cè)量值和計(jì)算值，結(jié)果表明，由于表面氧化、腐蝕和晶界裂紋引起的承載截面的減小不能認(rèn)為是合金過(guò)早斷裂的主要原因。電子探針?lè)治霰砻?，沿著試樣表面的晶界富硫，蠕變性能的變化主要是由于沿晶界擇?yōu)硫化而造成的。IN738LC在蠕變?cè)囼?yàn)過(guò)程中表面形成Cr2O3為主的氧化膜，這種氧化物致密，與基體結(jié)合牢固，因而具有較好的抗氧化和抗腐蝕性能。然而，在熔融的

表6 IN738LC合金在850℃、307MPa蠕變過(guò)程中表面腐蝕深度 [6]Table 6 Measured and calculated corrosion depth in load bearing section for IN738LC alloy crept at and 307MPa 850 ℃[6]

Na2SO4環(huán)境中，由于在金屬與氧化膜之間的界面形成硫化物而加速腐蝕：

這兩反應(yīng)沿著晶界進(jìn)入金屬內(nèi)部，并使防護(hù)性的氧化膜起皰。NaCl腐蝕可能在沿海飛行的航空發(fā)動(dòng)機(jī)、沿海和海上作業(yè)的燃?xì)廨啓C(jī)、燒煤鍋爐和宇宙飛船中發(fā)生。NaCl在高溫與氧化交互作用腐蝕零件。NaCl通過(guò)下述反應(yīng)可能破壞表面氧化膜，即

隨后可以繼續(xù)進(jìn)行氧化，因而在試樣表面產(chǎn)生一層厚而帶有條帶的氧化層，表面氧化物和貧乏層厚度達(dá)100 μm。蠕變速率的增加和斷裂壽命的降低需要氧化層深度分別為170和370 μm(見(jiàn)表6)。顯然試樣的性能惡化與 NaCl的晶界腐蝕有關(guān)。電子探針?lè)治霰砻?，晶界發(fā)生了 Cr 的貧乏。這就使晶界弱化，并有利于裂紋的成核與擴(kuò)展，從而導(dǎo)致蠕變和斷裂性能的降低。

Na2SO4對(duì)蠕變性能的影響不如NaCl的嚴(yán)重，在Na2SO4和NaCl都存在的條件下，腐蝕加速進(jìn)行。NaCl連續(xù)破壞防護(hù)性氧化膜的形成，允許Na2SO4直接接觸金屬。Na2SO4促進(jìn)內(nèi)部腐蝕，特別是晶界處的腐蝕。金相觀察可以看出，表面有一層多孔的氧化膜，硫化沿晶界進(jìn)入金屬[27]。電子探針?lè)治鼋Y(jié)果表明，這種晶界硫含量明顯高于基體中的(圖 28(b))[27]。與空氣、NaCl和Na2SO4環(huán)境比較，試樣的Na2SO4和NaCl混合鹽中的腐蝕往往最為嚴(yán)重。

圖28 試樣在 850 ℃和 307 MPa應(yīng)力下于 75%NaCl+25%Na2SO4環(huán)境中斷裂時(shí)間5 h后晶界裂紋及其S的EDX面掃描分布[27]Fig.28 Intergranular cracks (a) and EDX plane scanning distribution of S (b) for specimen crept at 850 ℃ and 307 MPa in 75%NaCl+ 25%Na2SO4 environment with duration of 5 h [27]

上述結(jié)果說(shuō)明，燃?xì)鉁u輪環(huán)境中鹽的沉積可使IN738LC蠕變性能變壞。這不能簡(jiǎn)單地用試樣因腐蝕而造成的截面損失來(lái)解釋。蠕變斷裂壽命額外的損失，是由于沿晶界的氧化和腐蝕，從而有利于裂紋的早期成核與擴(kuò)展所造成的。

透射電子顯微鏡觀察表明：在空氣環(huán)境中IN738LC的蠕變機(jī)制有兩種，在高應(yīng)力區(qū)，位錯(cuò)源產(chǎn)生的位錯(cuò)在γ ′質(zhì)點(diǎn)間彎曲；在低應(yīng)力區(qū)，位錯(cuò)通過(guò)攀移而越過(guò) γ ′質(zhì)點(diǎn)。在 25%NaCl和 75% Na2SO4環(huán)境中，應(yīng)力因子和蠕變激活能基本上不變化，說(shuō)明熱腐蝕不改變合金的蠕變機(jī)理。但是，由于晶界被熱腐蝕所弱化，局限于晶界的蠕變變形會(huì)稍有增加，同時(shí)由于截面尺寸的減少要引起應(yīng)力增加，這些因素致使熱腐蝕環(huán)境中的蠕變速率增加約1倍。

圖29 環(huán)境對(duì)鑄造鎳基高溫合金IN738LC在900 ℃低周疲勞性能的影響[29]Fig.29 Effect of environment on low cycle fatigue behavior of IN738LC at 900 ℃[29]

3 疲勞?蠕變?環(huán)境交互作用

工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)和航空發(fā)動(dòng)機(jī)的高溫渦輪葉片，除了承受蠕變載荷外，還經(jīng)受低周疲勞作用，同時(shí)，由于葉片處于惡劣的燃?xì)猸h(huán)境中，受到嚴(yán)重的熱腐蝕，因此，研究低周疲勞?蠕變?環(huán)境交互作用成為十分重要的工程應(yīng)用課題。

從本文作者的研究結(jié)果可以看出(見(jiàn)圖29[29])，與真空環(huán)境比較，空氣環(huán)境明顯降低鑄造鎳基高溫合金IN738LC在900 ℃的高溫低周疲勞性能，在同一塑性應(yīng)變下，空氣環(huán)境強(qiáng)烈降低試樣的疲勞壽命。從圖29還可以看出，pΔ與Ni成直線關(guān)系，即符合Coffin?Manson關(guān)系，然而空氣環(huán)境中Coffin-Manson關(guān)系式強(qiáng)烈地受應(yīng)變速率的影響。應(yīng)該指出的是，應(yīng)變速率的影響反映蠕變因素的作用，應(yīng)變速率為10?3s?1與 10?2s?1比較，前者有明顯的蠕變作用。

空氣環(huán)境降低疲勞壽命可以從疲勞裂紋的形核與擴(kuò)展兩方面進(jìn)行解釋。在空氣環(huán)境中進(jìn)行低周疲勞試驗(yàn)，裂紋形核主要沿著氧化晶界進(jìn)行，有時(shí)也沿著有利于取向的枝晶結(jié)構(gòu)進(jìn)行，而真空環(huán)境中疲勞裂紋僅在一些有利取向的晶粒內(nèi)部形核，顯然空氣環(huán)境中裂紋的形核較真空中的容易。

在循環(huán)塑性變形過(guò)程中，空氣環(huán)境中脆性的防護(hù)性氧化膜會(huì)被破壞，盡管氧化還可以緩慢地進(jìn)行，防護(hù)性氧化膜可以再次形成，在整個(gè)疲勞變形過(guò)程中“應(yīng)變?氧化膜破裂?氧化膜再次形成”反復(fù)發(fā)生，然而，裂紋的擴(kuò)展速率仍然高于真空環(huán)境的。因?yàn)檎婵窄h(huán)境消除了有害環(huán)境的影響，裂紋尖端沒(méi)有脆性區(qū)，裂紋擴(kuò)展的每一次增加量都大幅的低于氧化了的脆性區(qū)。所以，空氣環(huán)境因氧的有害影響而損害高溫合金的低周疲勞性能。

從圖29可以看出，與真空和空氣環(huán)境比較，在相同塑性應(yīng)變下，在熱腐蝕環(huán)境下試樣的疲勞壽命降低最多，不僅低于在真空環(huán)境中試樣的，而且還低于在空氣環(huán)境中試樣的。與空氣環(huán)境中一樣，這也可以從疲勞裂紋形核與擴(kuò)展加以說(shuō)明。在熱腐蝕環(huán)境中，疲勞裂紋的成核總是沿著表面隆起處(見(jiàn)圖30)，這些隆起是一些楔形的氧化物和硫化物，它們通常垂直于應(yīng)力軸。與真空和空氣環(huán)境一樣，熱腐蝕環(huán)境下疲勞裂紋都呈穿晶擴(kuò)展。在斷口表面上，鄰近疲勞源出現(xiàn)腐蝕產(chǎn)物和氧化產(chǎn)物。顯然，在真空中的疲勞裂紋的成核比在空氣中難，而在空氣中的裂紋成核又比在熱腐蝕環(huán)境中的難。

圖30 IN738LC合金在900 ℃疲勞斷口的掃描電鏡照片[28]Fig.30 SEM image of fracture showing nucleation of fatigue crack by surface ridging[28] (Ni=1 200 cycles, Δp＝0.016%, 1 0?2s ?1)

在循環(huán)塑性應(yīng)變條件下，防護(hù)性的氧化膜不可能在熱腐蝕環(huán)境中形成的。這是因?yàn)橐环矫?NaCl對(duì)防護(hù)性氧化物有化學(xué)破壞作用；而另一方面，交變疲勞應(yīng)力對(duì)防護(hù)性氧化膜有機(jī)械破壞作用。這就使Na2SO4連續(xù)不斷地腐蝕下面的金屬，導(dǎo)致疲勞裂紋不停地穿晶擴(kuò)展。在空氣環(huán)境中，盡管在循環(huán)變形條件下可以破壞脆性的以 Cr2O3為主的防護(hù)性氧化膜，但是氧化過(guò)程較熱腐蝕環(huán)境下緩慢，而且防護(hù)性氧化膜可以再次形成。很明顯，在空氣環(huán)境中氧化對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展的影響不如熱腐蝕環(huán)境中的嚴(yán)重。由于真空消除了環(huán)境的影響，因此，在每一次循環(huán)中，裂紋的增量都要低于氧化或熱腐蝕環(huán)境中裂紋的增量。所以，從疲勞裂紋的成核與擴(kuò)展清說(shuō)明，在熱腐蝕環(huán)境中疲勞性能最差，在真空中最好，在空氣環(huán)境中居中。

從圖29可以看出，在空氣和熱腐蝕環(huán)境中，應(yīng)變速率降低，疲勞壽命增加。這種增加是不能用通常的負(fù)蠕變疲勞交互作用來(lái)解釋的。

由于試驗(yàn)溫度(900℃)已經(jīng)超過(guò)了合金的時(shí)效溫度(850℃)，在這樣的情況下，循環(huán)塑性變形促進(jìn)了γ ′相的長(zhǎng)大。因?yàn)樵谧冃螘r(shí)位錯(cuò)與沉淀相交互作用，位錯(cuò)在大小γ ′相質(zhì)點(diǎn)之間彎曲。這些連接著大小γ ′相質(zhì)點(diǎn)的位錯(cuò)，容易產(chǎn)生通道擴(kuò)散而使γ ′相長(zhǎng)大。對(duì)于同樣一個(gè)塑性應(yīng)變范圍，相應(yīng)有一個(gè)同樣大小的塑性應(yīng)變區(qū)。應(yīng)變速率愈低，周期愈長(zhǎng)，因而γ ′相質(zhì)點(diǎn)逐漸長(zhǎng)大，電子光學(xué)研究證實(shí)了這一點(diǎn)[24]。γ′相質(zhì)點(diǎn)長(zhǎng)大使塑性增加，帶來(lái)了有益的內(nèi)部作用。而環(huán)境的影響，即表面和裂紋尖端的氧化和腐蝕，帶來(lái)了有害的外部影響。所以疲勞壽命將由有益的內(nèi)部影響和有害的表面反應(yīng)來(lái)決定。這可借助式(17)[30]可以進(jìn)行說(shuō)明：

本課題組還對(duì)高溫合金和金屬間化合物的氧化、腐蝕與防護(hù)開(kāi)展了系統(tǒng)研究，研究結(jié)果已經(jīng)公開(kāi)發(fā)表。

4 結(jié)語(yǔ)

1) 高溫合金蠕變 3個(gè)階段及斷裂過(guò)程的規(guī)律及其機(jī)理的研究成果，特別是在第一階段和第二階段，蠕變不應(yīng)看作是兩個(gè)不同的階段，其變形機(jī)理沒(méi)有本質(zhì)差別，而應(yīng)看作是一個(gè)統(tǒng)一階段的觀點(diǎn)。

2) 穩(wěn)態(tài)蠕變階段的變形機(jī)理，對(duì)高γ ′相體積分?jǐn)?shù)高溫合金，在高應(yīng)力范圍內(nèi)為位錯(cuò)切過(guò)γ ′相，而在低應(yīng)力范圍內(nèi)為位錯(cuò)以攀移的方式越過(guò)γ ′相。

3) 提出的蠕變阻力模型和蠕變－疲勞－環(huán)境交互作用規(guī)律及機(jī)理的研究成果，豐富和完善了高溫合金強(qiáng)化理論。

REFERENCES

[1] GARAFALO F. Fundamentals of Creep and Creep-Rupture in Metals[M]. New York, NY: Macmillan Co, 1965: 17.

[2] LI J C M. A dislocation Mechanism of transient creep[J]. Acta Met, 1963, 11: 1269?1274.

[3] GUO Jian-ting, RANUCCI D, PICCO E, STROCCHI P M. An investigation on the creep and fracture behavior of cast nickel base superalloy In738LC[J]. Met Trans A, 1983, 14: 2329?2335.

[4] YUAN Chao, GUO Jian-ting ,WANG She-he, YANG Hong-cai.High temperature creep and fracture behaviour of a directionally solidified-Ni base superalloys[J]. J Mater Sci Techno, 1998, 14:219?225.

[5] 侯介山, 郭建亭, 周蘭章, 秦學(xué)智, 王 勇, 李谷松. K435合金的高溫蠕變行為及機(jī)理[C]//中國(guó)金屬學(xué)會(huì)高溫材料分會(huì). 動(dòng)力與能源用高溫結(jié)構(gòu)材料?第十一屆中國(guó)高溫合金年會(huì)論文集. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 2007: 326?330.HOU Jie-shan, GUO Jian-ting, ZHOU Lan-zhang, QIN Xue-zhi,WANG Yong, LI Gu-song. High temperature creep behavior and mechanisms of nickel-base superalloys K435[C]//High Temperature Materials Society. CSM High Temperature Structural Materials for the Power and the energy sources.Beijing: Metallurgical Industry Press, 2007: 326?330.

[6] 郭建亭. 高溫合金材料學(xué)(上冊(cè)) [M]. 北京:科學(xué)出版社, 2008.GUO Jian-ting. Materials science and engineering for superalloys(I)[M]. Beijing: Science Press, 2008.

[7] 侯介山, 郭建亭, 周蘭章, 李谷松. 抗熱腐蝕高溫合金的蠕變組織及其轉(zhuǎn)變[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2003, 15(7): 614?618.HOU Jie-shan, GUO Jian-ting, ZHOU Lan-zhang, LI Gu-song.High temperature creep microstructure and its evolution of hot corrosion resistance superalloy[J]. Journal of Iron and Steel Research, 2003, 15(7): 614?618.

[8] MUKHERJEE A K, BIRD J E. DORN J E. Experimental correlations for high-temperature creep[J]. Trans ASM, 1969, 62:62?68.

[9] LUPINC V, MALDINI M, ZHOU L Z, GUO J T. Creep behaviour modeling of Udimet 720Li superalloy[J]. Acta Metallurgical Sinica: English Letter, 2005, 18(1): 65?70.

[10] GUO J T, YUAN C, YANG H C, LUPINC V, MALDINI M.Creep-rupture behaviour of a directional solidified nickel base superalloy[J]. Metall Mater Trans A, 2001, 31: 1103?1110.

[11] 袁 超, 郭建亭, 王鐵利, 王淑荷, 張 皓. 施載方向?qū)Χㄏ蚰替嚮邷睾辖鹑渥冃袨榈挠绊慬J]. 金屬學(xué)報(bào), 1998, 33(7)：689?695.YUAN Chao, GUO Jian-ting, WANG Tie-li, WANG Shu-he,ZHANG Hao. The Effect of applied stress orientation on the high temperature creep behavior of directionally solidified nickel base super alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 1998, 33(7):689?695.

[12] MISHRA R S, SINGH S P, SRIRAMA-MURTHY, PANDEY M C. Effect of grain boundary orientation on creep behavior of directionally solidified nickel base superalloy (CM247LC alloy)[J] Mater Sci Tech, 1995, 11: 341?351.

[13] WOODFORD D A, FRAWLEY J J. Effect of grain boundary orientation on creep and rupture of In-738 and Ni chrome[J]Metall Trans, 1974, 5: 2005?2011.

[14] DAVIES P W. WILSHIRE B. Creep and fracture of polycrystalline zinc over the temperature range 348?470K[J].Met Sci J, 1975, 9: 248?252.

[15] DENNISON J P, HOLMES P D, WILSHIRE B. Creep and fracture behaviour of the cast nickel-based superalloy In100[J].Mater Sci Eng, 1978. A33: 35?42.

[16] PURUSHOTHAMAN S, TIEN J K. Role of back stress in the creep behaviour of particle strengthened alloys[J]. Acta Metall,1978, 26: 519?530.

[17] WUKHERJI D, CABRISCH H, CHEN W, FECHT H J, WAHI R P. Mechanical behaviour and microstructural evolution in the single crystal superalloy SCI6[J]. Acta Metall, 1997, 45:3143?3150.

[18] TAKEUCHI S, ARGON A S. Steady-state creep of alloys due to viscous motion of dislocations[J]. J Mater Sci, 1976, 11:1542?1549.

[19] HAUSSELT J H, NIX W D. Model for high temperature deformation of dispersion strengthened metals based on substructural observations in Ni-20Cr-2ThO2[J]. Acta Metall,1977, 25: 1491?1499.

[20] EVANS W J, HARRISION G F. Observations of a ‘Notch’ in the stratospheric ozone layer[J]. Met Sci J, 1979, 13: 316?321.

[21] BURT H, DENNISION J P, WILSHIRE B. Friction stress measurements during creep of Nimonic 105[J]. Met Sci J, 1979,13: 295?302.

[22] MCLEAN M. Friction stress and recovery during high-temperature creep: Interpretation of creep transients following a stress reduction[J]. Pro Soc, 1980, 373: 93?109.

[23] YUAN CHAO, GUO Jian-ting, Yang Hong-cai, WANG Shu-he.Deformation mechanism for high temperature creep of a directionally solidified nickel-base superalloy[J]. Sci Mater,1998, 30: 991?995.

[24] 葉銳曾, 葛占英, 王日毅, 杜寶泉, 廖忠義, 李力加. 彎曲晶界對(duì)10Cr-15Co-Ni基變形高溫合金蠕變斷裂的影響[J]. 金屬學(xué)報(bào), 1984, 20(1): 34?39.YE Rui-zeng, GE Zhan-ying, WANG Ri-yi. DU Bao-quan,LIAO Zhong-yi, LI Li-jia. Effect of Curve grain boundary on the creep fracture of 10Cr-15Co-Ni alloy[J]. Acta Metallugica Sinica,1984, A20(1): 34?39.

[25] TIEN J K. Resistance to creep[C]//TIEN J K, ANSELL G S.alloy and microstructure design. New York: Academic Press,1976: 96?106.

[26] 郭建亭, 黃榮芳, 楊洪才, 馬 軍. K17鎳基鑄造高溫合金環(huán)境損傷的研究[J]. 金屬學(xué)報(bào), 1988, 24(4): A270?A275.GUO Jian-ting, HUANG Rong-fang, YANG Hong-cai, MA Jun.Environmental damage of cast Ni-base superalloy K417[J]. Acta Metallugica Sinica, 1988, 24(4): A270?A275.

[27] GUO Jiang-ting, RANUCCI D, PICCO E, STROCHI P M. The effect of hot corrosion on creep and fracture behaviour of cast nickel-based superalloy IN738LC[C]//BRUNETAUD R,COUTSOURADIS D, GIBBONS T B et al. High Temp Alloys for Gas Turbines. Dordrecht: Reidel Publishing Company, 1982,805?819.

[28] SCHUBERT F, STEINEN A V D, BRANDIS H. COST-50,D-2/1, Final Report[R]. 1977.

[29] GUO Jiang-ting, RANUCCI D, PICCO E, STROCHI P M.Effect of environment on the low cycle fatigue behavior of cast nickel-base superalloy IN738LC[J]. Int J Fatigue, 1984, 6(2):95?99.

[30] ANTOLOVICH S D, LIU S, BAUR B. Low cycle fatigue behavior of René 80 at elevated temperature[J]. Metall Trans A,1981, 12: 473?480.

Creep and creep-fatigue-environment interaction and mechanisms of superalloys

GUO Jian-ting, YUAN Chao, HOU Jie-shan
(Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China)

The main research results of the studies on the creep of superalloys in the Research Group of Superallloys and Intermetallics in Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences were summarized. The creep and fracture laws and their mechanisms, creep-environment interaction and its mechanism, creep resistance models, and creepfatigue-environment interaction and its mechanism were introduced.

superalloy; creep mechanism; creep resistance model; creep-fatigue-environment interaction

TG132.2

A

1004-0609(2011)03-0487-18

(編輯 龍懷中)