固溶溫度對單晶鎳基合金成分偏析和蠕變行為的影響

田素貴，李秋陽，郭忠革，薛永超，曾 征，舒德龍，謝 君

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870)

固溶溫度對單晶鎳基合金成分偏析和蠕變行為的影響

田素貴，李秋陽，郭忠革，薛永超，曾 征，舒德龍，謝 君

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院，沈陽 110870)

通過對不同溫度固溶處理合金枝晶干/間區(qū)域進行成分分析、蠕變性能測試及組織形貌觀察，研究固溶溫度對一種無Re單晶鎳基合金成分偏析和蠕變行為的影響。結果表明：經(jīng)不同溫度固溶處理后，合金中枝晶干/間區(qū)域具有不同的偏析程度，隨固溶溫度提高，元素偏析程度降低，可明顯提高合金的蠕變抗力和延長蠕變壽命。800 ℃蠕變期間，合金中γ′相僅形成串狀結構，未形成完全筏狀組織。合金在中溫蠕變期間的變形機制是位錯在基體中滑移和剪切γ′相，其中，在基體中發(fā)生大量位錯的單取向、雙取向滑移，可產(chǎn)生形變硬化作用，阻礙位錯運動，加之γ′/γ兩相共格界面的應力場作用，可抑制位錯剪切進入γ′相，是使合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間保持較低應變速率的主要原因。

單晶高溫合金；成分偏析；固溶熱處理；蠕變；變形機制

單晶鎳基合金具有良好的高溫力學和抗蠕變性能，現(xiàn)已替代傳統(tǒng)的多晶材料，廣泛應用于制作現(xiàn)代航空發(fā)動機、燃氣輪機的渦輪葉片[1?4]。由于單晶合金在服役期間的蠕變損傷是導致葉片部件失效的主要形式，故單晶合金在服役期間的蠕變損傷與變形機制得到廣大研究者的關注。隨著對航空發(fā)動機葉片部件安全性、可靠性及長壽命性能的要求日益提高，需要單晶合金有更強的承溫能力和更長的蠕變壽命，因此，研制高性能單晶合金是當前材料工作者的首要任務。

鎳基高溫合金的組織結構主要包括γ基體、γ￠強化相、γ￠/γ兩相共晶組織及MC碳化物，其力學性能在很大程度上取決于微觀組織的形態(tài)及其成分的均一性[5]。研究表明，SRR99合金在980 ℃蠕變初期激活的螺型位錯可在γ基體中滑移[6]，穩(wěn)態(tài)蠕變期間，合金中γ￠相已轉(zhuǎn)變成筏形結構，其γ基體中激活的形變位錯可通過攀移方式越過筏狀γ￠相[7]，而蠕變第三階段的特征是孔洞在γ￠/γ兩相界面處形核及聚集長大，并發(fā)生筏形γ￠相的解筏，其中解筏速率對合金的蠕變壽命有重要影響[8]。難溶元素(W+Ta+Mo+Re)在鎳基單晶合金兩相中有較大的溶解度，且隨難溶元素的含量增加，單晶合金的高溫力學及蠕變性能得到顯著提高[1,9]。但隨著難溶元素含量增加，枝晶間/枝晶臂區(qū)域的成分偏析程度加劇，可大幅度降低合金的蠕變性能[3]。

提高固溶處理溫度可有效改善單晶合金中難熔元素在枝晶干/枝晶間的偏析程度[10?13]，提高初熔溫度，可有效調(diào)整合金中γ￠相的數(shù)量、尺寸、形態(tài)和分布，進一步發(fā)揮合金的性能潛力[14?15]。由于新一代鎳基單晶合金中加入了微量元素C、B和Hf等，降低了合金的初熔溫度。采用較為復雜的固溶熱處理工藝可避免合金發(fā)生初熔，如CMSX-10合金采用低升溫速率、分段進行固溶處理，可實現(xiàn)合金不發(fā)生初熔、并達到消除共晶及改善枝晶偏析程度的目的[14]。

由于加入Re元素可大幅度提高單晶合金的成本，故其廣泛應用受到限制，因此，研制低成本無Re單晶合金是材料研究者的重要任務。由于航空發(fā)動機從啟動到穩(wěn)定運行經(jīng)歷了由中溫/高應力到高溫/低應力的過程，且不同成分合金在不同溫度區(qū)間表現(xiàn)出不同的蠕變特性[16]。盡管在高溫/低應力條件下的蠕變行為已有文獻報道[17?19]，但有關固溶溫度對高含量難熔元素無Re單晶鎳基合金成分偏析的影響及無Re單晶鎳基合金在中溫/高應力條件下的蠕變行為的研究報道很少。

據(jù)此，本文作者設計并制備出一種無Re單晶鎳基合金，通過對該無Re單晶合金進行不同溫度的固溶處理及中溫蠕變性能測定，研究固溶溫度對合金中溫蠕變行為的影響，以期為合金的開發(fā)與應用提供理論依據(jù)。

1 實驗

通過選晶法在真空定向凝固爐中以高溫度梯度將成分為Ni-5Al-8Ta-5W-5Mo-5Co-5Cr的母合金制取[001]取向的單晶鎳基合金試棒，確定單晶試棒的生長方向與[001]取向的偏差在7°以內(nèi)。為了考察固溶溫度對合金成分偏析與蠕變性能的影響，選取不同溫度進行固溶熱處理，熱處理工藝如下：

1) (1280 ℃，2 h, AC)+(1300 ℃，4 h, AC)+(1080℃，4 h, AC)+(870 ℃，24 h, AC)。

2) (1280 ℃，2 h, AC)+(1310 ℃，4 h, AC)+(1080℃，4 h, AC)+(870 ℃，24 h, AC)。

經(jīng)不同工藝完全熱處理后，采用SEM/EDS對合金的枝晶間/臂進行微區(qū)成分分析，考察固溶溫度對成分偏析的影響。將經(jīng)不同工藝完全熱處理的合金試棒加工成橫截面為4.5 mm×2.5 mm、標距為20 mm的板狀蠕變試樣，片狀試樣的寬面法線與[100]晶向平行。蠕變試樣經(jīng)機械研磨及拋光后，置入GWT504型高溫蠕變試驗機中，在800～840 ℃和750～800 MPa范圍內(nèi)進行蠕變性能測試，繪制蠕變曲線，考察固溶溫度及成分偏析對合金中溫蠕變性能的影響，在施加的應力和溫度范圍內(nèi)，測算單晶鎳基合金的表觀蠕變激活能和表觀應力指數(shù)。在SEM?TEM下對蠕變前后的合金進行組織形貌觀察與位錯組態(tài)分析，考察合金在蠕變期間的組織演化規(guī)律與變形特征。

2 結果與分析

2.1 固溶溫度對成分偏析的影響

鑄態(tài)單晶鎳基合金試棒橫截面的枝晶形態(tài)如圖1所示。表明二次枝晶的生長方向平行于[100]和[010]取向，測算出一次枝晶的枝晶間距為270～300 mm，二次枝晶的間距為80～100 mm。由于合金中存在較多的難熔元素W、Mo和Ta等，故在合金的枝晶臂/間存在成分偏析。

采用SEM?EDS在合金的枝晶臂和枝晶間區(qū)域進行成分分析，并根據(jù)式(1)計算出各元素在枝晶臂/間的偏析系數(shù)，結果列于表1。

式中：K是偏析系數(shù)；C1是枝晶臂區(qū)域的元素含量；C2是枝晶間的元素含量。

表1 元素在枝晶間/臂的成分分布及偏析系數(shù)Table 1 Distribution and segregation coefficients of elements in interdendrite/dendrite regions

表1表明，在鑄態(tài)單晶合金中各元素在不同區(qū)域均有較大程度的成分偏析；Al、Ta和Co為正偏析元素，主要富集在枝晶間區(qū)域。W、Mo和Cr為負偏析元素，富集于枝晶臂區(qū)域。其中，最大正偏析元素為Al，偏析系數(shù)達24.94%，最大負偏析元素為Mo，偏析系數(shù)達?30.59%。

單晶合金經(jīng)不同溫度固溶處理后，各元素在枝晶間/臂區(qū)域的均勻化程度有較大幅度改善，經(jīng)1300 ℃固溶及熱處理后，元素Al的偏析系數(shù)降低至7.97%，Mo的偏析系數(shù)降低到?9.79%。合金經(jīng)1310 ℃固溶及熱處理后，元素的偏析程度可進一步減小，Al和Mo的偏析系數(shù)分別降低到2.29% 和?5.46%。這表明提高固溶溫度可有效降低元素的偏析程度。

2.2 合金的蠕變行為

單晶鎳基合金分別經(jīng)1300和1310 ℃固溶及完全熱處理后，在800 ℃、775 MPa測定的蠕變曲線如圖2所示。由圖2可以看出，經(jīng)過不同溫度固溶處理后，合金表現(xiàn)出不同的蠕變特性和壽命。經(jīng)1300 ℃固溶處理合金測定的蠕變曲線，在穩(wěn)態(tài)蠕變期間有較大的應變速率，測定的蠕變壽命為52 h，如圖2中曲線1所示。經(jīng)1310 ℃固溶處理后合金測定的蠕變曲線如曲線2所示，可以看出，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變區(qū)間表現(xiàn)出較小的應變速率，蠕變壽命提高到133 h。這表明經(jīng)高溫固溶處理后合金具有較好的蠕變抗力和較長的蠕變壽命。

圖2 固溶溫度對合金蠕變特性的影響Fig. 2 Effects of solution temperature on creep properties of alloy

合金經(jīng)1310 ℃固溶及完全熱處理后，在中溫不同條件測定的蠕變曲線如圖3所示。在不同溫度施加775 MPa時測定的蠕變曲線如圖3(a)所示，其中，合金在760 ℃穩(wěn)態(tài)蠕變期間表現(xiàn)出較小的應變速率，測定出合金在穩(wěn)態(tài)期間的應變率約為8.76×10?5h?1，穩(wěn)態(tài)期間持續(xù)的時間約為220 h，蠕變壽命為332 h，如曲線3所示。隨著蠕變溫度提高到780 ℃，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率為1.27×10?4h?1，蠕變壽命為167 h，如曲線2所示。隨蠕變溫度提高到800 ℃，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率提高到1.55×10?4h?1，蠕變壽命大幅度降低到84 h，如曲線1所示。即隨溫度提高，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率增加，蠕變壽命明顯降低，表現(xiàn)出明顯的施加溫度敏感性。

合金在800 ℃施加不同應力測定的蠕變曲線如圖3(b)所示。當施加應力為750 MPa時，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變率為6.7×10?5h?1，蠕變壽命為260 h，如曲線3所示。隨施加應力提高到775 MPa，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變率為1.30×10?4h?1，蠕變壽命為133 h，如曲線2所示。這表明合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率隨施加的溫度和應力提高而增大，蠕變壽命隨溫度和應力的增加而減小。當施加的應力繼續(xù)提高到800 MPa時，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變階段的時間較短；當其應變速率進一步提高到1.55×10?4h?1，其蠕變壽命縮短到84 h，如曲線1所示。

圖3 合金在施加不同溫度和應力條件測定的蠕變曲線Fig. 3 Creep curves of alloy at various temperatures and stresses: (a) Applied stress of 775 MPa at various temperatures;(b) Different applied stresses at 800 ℃

單晶合金在施加載荷的瞬間產(chǎn)生瞬間應變，隨著蠕變的進行，合金的形變硬化作用致使應變速率降低，直至蠕變進入穩(wěn)態(tài)階段。蠕變一旦進入穩(wěn)態(tài)階段，合金的應變速率保持恒定，其穩(wěn)態(tài)期間的應變速率可用Dorm定律描述：

將圖3中各曲線在穩(wěn)態(tài)期間的應變速率代入式(2)， 繪出合金在不同條件下穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率與溫度倒數(shù)之間的關系(ln?1/T)，結果如圖4(a)所示；繪出合金在恒定溫度施加不同應力穩(wěn)態(tài)期間的應變速率與施加應力之間的關系(ln?σA)，結果如圖4(b)所示。進而求出在施加溫度和應力條件下合金在穩(wěn)態(tài)期間的表觀蠕變激活能為Qc=568.3 kJ/mol，表觀應力指數(shù)n=13.8。由此可以推斷，在施加溫度和應力的范圍內(nèi)，位錯在基體中滑移和剪切γ￠相是合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的主要變形機制。

圖4 合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率與施加溫度和應力之間的關系Fig. 4 Dependence of strain rate of alloy during steady state creep on applied temperature (a) and stress (b)

2.3 蠕變期間的組織演化

經(jīng)1310 ℃固溶及完全熱處理后，單晶鎳基合金的組織結構由立方γ￠相以共格方式鑲嵌在γ基體所組成，立方γ￠相的邊緣尺寸為0.4～0.5 μm，且立方γ￠相沿á100?方向規(guī)則排列，如圖5中箭頭所示。

圖5 單晶鎳基合金經(jīng)完全熱處理后的組織形貌Fig. 5 Microstructure of single crystal nickel based superalloy after full heat treatment

合金經(jīng)1310 ℃固溶及完全熱處理后，在800 ℃、775 MPa條件下蠕變133 h斷裂后，樣品不同區(qū)域的組織形貌如圖6所示。觀察樣品的法線方向為[100]取向，樣品經(jīng)化學腐蝕后，γ￠相被腐蝕溶解(見圖6中的黑暗區(qū)域)，γ基體相被保留(見圖6中的白色區(qū)域)。由于樣品中不同區(qū)域發(fā)生不同程度的塑性變形，故不同區(qū)域具有不同的組織形貌，因此，根據(jù)不同區(qū)域的組織形貌可評價合金的變形程度。

樣品觀察區(qū)域的示意圖如圖6(a)所示。區(qū)域A為施加應力區(qū)域，由于該區(qū)域應變量較小，γ￠相仍保持立方體形貌，其尺寸與熱處理態(tài)合金的無明顯差別，如圖6(b)所示；區(qū)域B的組織形貌示于圖6(c)，盡管γ￠相仍為立方體形態(tài)，但該區(qū)域形變量較大，致使γ￠相曲折程度增加，呈波浪狀形態(tài)。在近斷口的區(qū)域C形貌如圖6(d)所示，該區(qū)域發(fā)生了頸縮，形變量較大，立方γ￠相已發(fā)生明顯的扭曲變形，并與施加的應力軸方向呈一定角度傾斜，其立方γ￠相的尺寸已增加至0.5 μm。這表明在800 ℃高應力蠕變期間，隨應變增加，其立方γ￠相扭曲程度增大，但立方γ￠相未發(fā)生筏形化轉(zhuǎn)變。

分析認為：隨蠕變進行，合金的應變量增加，并在樣品的中間區(qū)域發(fā)生縮頸，其縮頸區(qū)域承載的橫截面積減小，有效應力增加，致使合金的應變速率增大，直至發(fā)生蠕變斷裂，故在近斷口區(qū)域的立方γ￠相尺寸略有增大，曲折程度加劇，使其與應力軸方向呈一定角度傾斜排列，如圖6(d)所示。

2.4 蠕變期間的變形特征

單晶合金的組織結構為立方γ￠相以共格方式嵌鑲在γ基體中，與γ￠相相比，γ基體相的強度較弱，故在高溫施加載荷的瞬間，首先是形變位錯在基體通道中發(fā)生滑移和交滑移。隨蠕變時間的延長，運動位錯在基體通道中塞積，產(chǎn)生應力集中，并引起形變硬化效應，致使合金的應變速率降低，直至蠕變進入穩(wěn)態(tài)階段。在穩(wěn)態(tài)蠕變期間，合金的變形機制是位錯在基體中滑移和剪切γ￠相。

合金在760 ℃、800 MPa條件下蠕變332 h斷裂后在g020衍射條件下的組織形貌如圖7所示。圖7表明，合金在蠕變期間的變形機制是位錯在γ基體中滑移和剪切進入γ￠相。位錯在γ基體中滑移的形貌，如區(qū)域A所示，位錯的雙向滑移，如圖7中的交叉箭頭所示，位錯經(jīng)交滑移形成90°扭曲折線特征的形貌，如圖7中黑色箭頭所示。位錯剪切進入γ￠相可分解，形成不全位錯和堆垛層錯的組態(tài)，如圖7中區(qū)域B所示，且合金中的γ￠相不形成筏狀結構。

圖6 合金在800 ℃、775 MPa下蠕變斷裂后不同區(qū)域的組織形貌Fig. 6 Morphologies in different regions of alloy crept up to fracture at applied stress of 775 MPa and 800 ℃: (a) Schematic diagram of marking observed locations in specimen; (b)?(d) SEM images corresponding to regions A, B and C, respectively

圖7 合金在760 ℃、800 MPa條件下蠕變332 h直至斷裂后的組織形貌Fig. 7 Microstructure of alloy crept for 332 h up to fracture at 760 ℃ and 800 MPa

同一合金在800 ℃、775 MPa條件下蠕變100 h后在g002衍射條件下的微觀變形特征如圖8所示。此時，合金的應變量約為3%(見圖3(b))，施加應力的方向如圖8中箭頭標注所示，盡管合金中γ￠相沒有形成完整的筏狀組織，但由于800 ℃已發(fā)生了元素的定向擴散，故合金中γ￠相已沿垂直于應力軸方向形成了串狀形態(tài)，如圖8中垂直箭頭所示；其中，與應力軸平行的基體通道尺寸減小，而垂直于應力軸方向的基體通道尺寸略有增加。由于合金的形變量較大，在基體中激活的大量(1/2)á110?位錯沿與應力軸呈45°角方向既可發(fā)生單取向滑移，又可發(fā)生雙取向滑移，并形成位錯塞積，如圖8中區(qū)域C所示，并有少量剪切進入γ相的á110?位錯，如圖8中短箭頭所示，剪切進入γ￠相的á110?位錯發(fā)生分解形成的層錯形態(tài)，如圖8中區(qū)域D所示。 與圖7的形貌相比，圖8中形成的層錯數(shù)量明顯減少。這表明，后者具有較高的層錯能，即隨蠕變溫度提高，合金的層錯能提高，位錯切入γ￠相后發(fā)生分解的阻力增加。

圖8 合金在775 MPa、800 ℃條件下蠕變100 h后的組織形貌Fig. 8 Microstructure after alloy crept for 100 h at 775 MPa and 800 ℃

在蠕變后期，隨蠕變的進行，合金的應變量增大，基體中位錯密度逐漸增加，并發(fā)生位錯塞積，致使其局部區(qū)域產(chǎn)生應力集中，當應力集中值大于γ￠相的屈服強度時，位錯可剪切進入γ￠相，此時，仍有位錯在γ基體相中發(fā)生單取向和雙取向滑移。其中，經(jīng)800 ℃、775 MPa蠕變133 h斷裂后，在g020衍射條件下合金基體中發(fā)生(1/2)á110?位錯的單取向滑移的形貌見圖9(a)?？梢钥闯觯讦谩?γ兩相界面存在位錯纏結，在γ基體中位錯的滑移方向與施加應力軸成45°角，如圖9(a)中箭頭所示。在另一區(qū)域，合金基體中發(fā)生位錯的雙取向滑移，其跡線方向如圖9(b)中交叉箭頭標注所示，各跡線方向仍與應力軸呈45°角傾斜，當(1/2)á110?位錯在基體中滑移至類立方γ￠相受阻時，可由一個{111}面交滑移至另一個{111}面，形成具有90°折線特征的位錯交滑移組態(tài)，如圖9(b)中右側(cè)單箭頭所示。合金的應變量較大，位錯密度較高，產(chǎn)生的應力集中值較大，一方面可使位錯剪切進入γ￠相，另一方面，可使一些位錯線呈現(xiàn)扭折及不規(guī)則形態(tài)。

圖9 在775 MPa、800 ℃條件下蠕變133 h斷裂后合金基體中的位錯形態(tài)Fig. 9 Dislocation configurations in γ matrix after alloy crept for 133 h up to fracture at 775 MPa and 800 ℃: (a) Single orientated slipping of dislocations; (b) Double orientated slipping of dislocations

圖10 經(jīng)775 MPa、800 ℃蠕變斷裂后合金中γ￠相內(nèi)的位錯組態(tài)Fig. 10 Dislocation configurations in γ￠ phase of alloy crept up to fracture at 775 MPa and 800 ℃: (a) Morphology of stacking faults; (b) Overlapping morphology of stacking faults

合金蠕變斷裂后，在另一區(qū)域γ￠相內(nèi)形成的層錯如圖10所示，施加應力的方向如圖10中箭頭標注所示。在髙應力蠕變期間，可使位錯在基體通道中滑移和剪切γ￠相。分析認為，當超位錯剪切進入γ￠相后，可發(fā)生位錯分解，形成兩個á112?型Shockley不全位錯加層錯的組態(tài)[20]，其形成的層錯如圖10(a)中字母H所示，一旦有位錯剪切進入γ￠相并穿過層錯時(如圖10(a)中黑色箭頭所示)，可使層錯條紋發(fā)生錯排，及出現(xiàn)扭折特征，其中剪切進入γ￠相的á101?型位錯因消光而失去襯度。在髙應力蠕變期間，合金基體中局部區(qū)域存在的位錯纏結，如圖10(a)中的區(qū)域I所示。

蠕變后期，在另一區(qū)域的組織形貌如圖10(b)所示。合金中位錯切入γ￠相發(fā)生分解，可形成Shockley不全位錯加層錯的位錯組態(tài)，當另一位錯分解形成不同方向的層錯與其相互交疊時，層錯襯度發(fā)生變化，如圖10(b)中箭頭所示。由于兩疊加的層錯相互垂直，當兩層錯襯度相同時，其疊加作用，使交疊區(qū)域的層錯襯度加重，如圖中黑色箭頭所示。由于位錯分解形成不全位錯加層錯的位錯組態(tài)可抑制位錯的交滑移、增加位錯運動的阻力，因此有利于提高合金的蠕變抗力。

3 討論

3.1 成分偏析對蠕變抗力的影響

凝固期間，合金在枝晶干/間發(fā)生的化學成分不均勻現(xiàn)象稱為成分偏析，局部區(qū)域存在的成分偏析使其各區(qū)域具有不同的強化水平和蠕變抗力，因此，在枝晶干/間區(qū)域存在的成分偏析對合金的高溫力學及蠕變性能具有重要影響。鑄態(tài)合金中元素存在明顯的枝晶偏析，其中，元素Cr、W和Mo富集于枝晶干, 元素Al、Ta和Co富集于枝晶間，如表1所列。采用高溫固溶熱處理可改善元素在枝晶干/間區(qū)域存在的成分偏析，當實驗用單晶合金在1300 ℃進行保溫4 h的固溶處理及后續(xù)時效處理后，元素Al的偏析系數(shù)由24.94%降低到7.97%，元素Mo的偏析系數(shù)由?30.59%降低到?9.79%，其他元素的偏析系數(shù)均有不同程度的降低。但在枝晶干/間仍存在成分偏析，特別是在枝晶間區(qū)域，難溶元素W和Mo的含量較低，其高溫蠕變抗力較低，故枝晶間區(qū)域成為蠕變抗力的薄弱環(huán)節(jié)，致使合金在800 ℃、775 MPa條件下的蠕變壽命縮短為52 h。

合金經(jīng)1310 ℃進行保溫4 h的固溶處理及后續(xù)時效處理后，元素Al和Mo的偏析系數(shù)分別由24.94%和?30.59%降低到2.29%和?5.46%。這表明，提高固溶溫度可有效降低各元素的偏析程度。在高溫固溶及熱處理期間，W和Mo等難熔元素得到充分擴散, 提高了合金中元素在枝晶干/間區(qū)域的均勻化程度和γ￠和γ兩相的合金化程度，因此，可大幅度提高合金的高溫蠕變抗力，故使合金在800 ℃、775 MPa條件下的蠕變壽命由52 h提高到133 h，如圖2所示。這表明，采用高溫固溶處理降低合金中各元素在枝晶間/干區(qū)域的偏析程度，可改善合金的蠕變抗力。

根據(jù)圖8和10的組織形貌分析，蠕變期間在高溫施加應力作用下，除發(fā)生位錯在基體中滑移及剪切γ￠相外，合金中γ￠相已發(fā)生形態(tài)變化，其特征是原規(guī)則立方γ￠相發(fā)生邊角鈍化，轉(zhuǎn)變成串狀結構，如圖10(a)中區(qū)域J所示。這表明，合金在蠕變期間發(fā)生了元素的定向擴散。

在拉應力蠕變期間，對立方γ￠相進行的受力分析表明，立方γ￠相沿平行于應力軸方向的晶面承受剪切應力，如圖10(a)中σ1箭頭所示，而沿垂直于應力軸的晶面承受橫向水平切應力，如圖10(a)中σ2箭頭所示。在拉應力蠕變期間，立方γ￠相在橫向切應力σ2作用下，立方γ￠相中與應力軸垂直的γ￠/γ兩相界面發(fā)生晶格收縮，可排斥較大半徑的Al、Ta原子進入基體通道，致使近該區(qū)域的水平通道中Al、Ta原子的化學位提高。在施加應力σ1的作用下，立方γ￠相中與應力軸平行的γ￠/γ兩相界面發(fā)生晶格擴張，可誘捕較大半徑的Al、Ta原子，致使近該區(qū)域的垂直通道中Al、Ta原子的化學位降低。各元素在不同通道中的化學位梯度作為驅(qū)動力，促使發(fā)生各類原子的定向遷移，及使γ￠相沿垂直于應力軸方向定向生長，當兩相鄰立方γ￠相擴散連接相遇時，則原立方γ￠相轉(zhuǎn)變成串狀結構，如圖8中箭頭所示。盡管合金在800 ℃蠕變133 h，但由于溫度較低，元素擴散速率較慢，故合金中僅有少量γ￠相轉(zhuǎn)變成串狀結構，而未形成完全的筏狀組織。

3.3 位錯運動的阻力

合金的蠕變抗力與其難熔元素在γ￠和γ相內(nèi)的溶解度有關，其中，合金蠕變抗力與元素在兩相中溶解度之間的關系可表示為

式中：A為常數(shù)；C為難熔元素的合金化程度。

式(3)表明，隨合金中難熔元素合金化程度的提高，合金的蠕變抗力增大。當采用較低溫度進行固溶處理時，難熔元素在合金枝晶干/間的偏析程度較大，其合金化程度較弱的區(qū)域具有較低的蠕變抗力，是制約合金蠕變壽命的薄弱環(huán)節(jié)，因此，低溫固溶處理合金具有較低的蠕變抗力和較短的蠕變壽命，如圖2所示。

合金中γ￠相是具有Ll2有序結構的強化相，對位錯運動有強烈的阻礙作用。在蠕變初期和穩(wěn)態(tài)階段，宏觀應變所對應的組織結構主要是位錯在基體通道的八面體滑移系中運動，由于γ基體相為高合金化的無序固溶體，本身具有阻礙位錯運動的作用，特別是當大量位錯在合金基體中滑移時，其位錯線應力場的作用，可增大相鄰位錯運動的阻力，其相鄰位錯應力場產(chǎn)生阻力的表達式為[21]

式中：μ為剪切模量；b為柏氏矢量；u為泊松比，h 為兩相反刃位錯的距離。表明，隨兩刃位錯之間的距離減小，位錯運動的阻力增大。由于蠕變期間合金基體中滑移的位錯密度較高，如圖8和圖9所示，其形變硬化作用，增大了基體中位錯運動的阻力，可降低合金的應變速率。

此外，合金在蠕變初期γ′/γ兩相保持共格界面，共格界面的應力場可增加位錯運動的阻力，其基體中相鄰位錯應力場和共格界面應力場的共同作用，可抑制位錯剪切進入γ′相的阻力表示為[22]

式中：β為與位錯類型有關的常數(shù)，對刃位錯β=3，對螺位錯β=1；ε為共格界面的晶格應變；r為粒子尺寸；f為′相的體積分數(shù)。

綜上所述，穩(wěn)態(tài)蠕變期間，合金基體中的高密度位錯產(chǎn)生的形變硬化效應及兩相共格界面的應力場共同作用，可抑制位錯剪切進入γ′相，是使合金保持穩(wěn)態(tài)期間具有較低應變速率的主要原因。

3.4 蠕變后期的抗力分析

在蠕變后期，隨蠕變進行，合金基體中位錯密度增加，并產(chǎn)生應力集中，當應力集中值大于γ′相的屈服強度時，位錯可自基體中切入γ′相。一旦位錯剪切進入γ′相，則可降低γ′相的強度，致使合金的蠕變抗力降低，直至進入蠕變第三階段，因此，γ′相的強化水平與合金的蠕變抗力密切相關。

分析認為，γ′相的強化水平主要包括：固溶強化，有序強化，γ′/γ兩相共格界面強化。本實驗中單晶合金在760～800 ℃和750～800 MPa的蠕變初期，立方γ′/γ兩相保持共格界面，晶格應變場可阻礙位錯剪切進入γ′相，其晶格應變場延緩位錯切入γ′相的阻力可表示為[23]

式中：γs為單位面積的界面能；T為位錯線張力。

4 結論

1) 鑄態(tài)合金中元素Al、Ta和Co富集于枝晶間，元素W、Mo和Cr富集于枝晶干，隨固溶溫度升高，元素在枝晶干/間的偏析程度明顯降低，可提高合金的蠕變抗力，延長合金的蠕變壽命。

2) 在800 ℃高應力蠕變期間，合金中元素發(fā)生擴散的速率較慢，蠕變133 h后合金中γ′相未形成完全筏狀結構，而僅形成串狀組織。

3) 在中溫高應力條件下，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的激活能為568.3 kJ/mol，合金在蠕變期間的變形機制是位錯在基體中滑移和剪切γ′相，其中，在基體中發(fā)生大量位錯的單取向、雙取向滑移產(chǎn)生的形變硬化作用，可阻礙位錯運動，且γ′/γ兩相共格界面的應力場作用可抑制位錯剪切進入γ′相，是使合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間保持較低應變速率的主要原因。

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Influence of solution temperature on composition segregation and creep behaviors of single crystal nickel based superalloy

TIAN Su-gui, LI Qiu-yang, GUO Zhong-ge, XUE Yong-chao, SHU De-long, XIE Jun
(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

By means of solution treatment at various temperatures, creep properties measurement and microstructure observation, the effects of heat treatment on the composition segregation and creep properties of a single crystal nickel-based superalloy were investigated. The results show that the various segregation extents of the elements display in the interdendrite/dendrite regions of the alloy solution-treated at different temperatures, and the segregation extent of the elements is improved with the increase of the solution temperature, which may obviously improve the creep resistance and prolong the creep life of the alloy. During the creep at 800 ℃, the γ′ phase in the alloy only forms bunch-like structure, and no fully rafting structure forms. The deformation mechanisms of the alloy during creep at intermediate temperature/higher stress are the dislocations slipping in the matrix and shearing into γ′ phase. Thereinto, significant amount of dislocations with single oriented and double oriented slipping features activated in the γ matrix may hinder dislocation motion due to the effect of deformation strengthening, and the stress field effect in the coherent interface of γ′/γ phase can restrain dislocation shearing into γ′ phase, which is thought to be the main reason why the alloy keeps a lower strain rate during steady state creep.

single crystal superalloy; composition segregation; solution treatment; creep; deformation mechanism

TG146.1

A

1004-0609(2014)03-0668-10

國家自然科學基金資助項目(51271125)

2013-04-08；

2013-10-26

田素貴，教授，博士；電話：024-25494089；傳真：024-25496768；E-mail：tiansugui2003@163.com

(編輯 陳衛(wèi)萍)