含Mo單晶鎳基合金的高溫蠕變及損傷行為

梁 爽，田素貴，劉智鑫，薛永超

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含Mo單晶鎳基合金的高溫蠕變及損傷行為

梁 爽1, 2，田素貴1，劉智鑫1, 2，薛永超1

(1. 沈陽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110870；2. 營口理工學(xué)院機(jī)電工程系，營口 115000)

通過蠕變性能測試及組織形貌觀察，研究含3%和5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Mo無Re單晶鎳基合金的高溫蠕變和損傷行為。結(jié)果表明：與3%Mo單晶合金相比，5%Mo無Re單晶合金具有較好的蠕變抗力和較長的蠕變壽命，測定出5%Mo單晶合金在1040 ℃、137 MPa的蠕變壽命為556 h。在施加的溫度和應(yīng)力范圍內(nèi)，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的表觀蠕變激活能=484.7 kJ/mol。合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中滑移和攀移越過筏狀′相；合金在蠕變較后階段的變形機(jī)制是位錯(cuò)剪切進(jìn)入筏狀′相。隨蠕變進(jìn)行，位錯(cuò)的交替滑移致使合金中筏狀′相發(fā)生扭曲，并在筏狀′/兩相界面發(fā)生裂紋的萌生和擴(kuò)展，直至斷裂，是合金在高溫蠕變后期的損傷與斷裂機(jī)制。

含Mo鎳基單晶合金；顯微組織；蠕變；變形機(jī)制；斷裂特征

單晶鎳基合金因在高溫服役條件下具有強(qiáng)度高、抗氧化和抗腐蝕性能好等特點(diǎn)，可用于制作先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)及工業(yè)燃?xì)鈾C(jī)的熱端葉片部件，并得到廣泛應(yīng)用[1?2]。單晶鎳基合金的組織結(jié)構(gòu)主要由和′兩相組成，其中，Ni3Al-′相是具有Ll2有序結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化相[3]，且隨難熔元素(W+Ta+Mo)含量增加，合金中和′兩相中難溶元素含量提高，可大幅度提高合金的高溫力學(xué)及蠕變性能[4?6]。盡管高合金化程度的單晶鎳基合金具有良好的高溫力學(xué)及抗蠕變性能，但蠕變損傷仍是合金在服役期間的主要失效方式[7?9]。由于不同成分單晶鎳基合金在不同條件具有不同的蠕變行為與斷裂機(jī)制，因此，不同成分單晶鎳基合金在不同條件的蠕變行為得到廣泛研究。

研究結(jié)果表明[10]，高溫蠕變期間，合金中′相沿與應(yīng)力軸垂直的方向轉(zhuǎn)變?yōu)榉罱Y(jié)構(gòu)，可阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，因此，位錯(cuò)攀移越過筏狀′相是合金在高溫穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機(jī)制，而蠕變后期，合金的變形機(jī)制為位錯(cuò)剪切進(jìn)入′相。特別是在蠕變后期，位錯(cuò)的交替滑移，致使微裂紋及孔洞出現(xiàn)在筏狀/′兩相界 面[11?12]，在高溫恒定載荷的作用下，隨蠕變的進(jìn)行，筏狀/′兩相的界面發(fā)生微小孔洞的聚集和長大，或形成宏觀裂紋，并逐漸擴(kuò)展，直至發(fā)生合金的蠕變斷裂，是合金在蠕變后期的斷裂機(jī)制。其中，斷口表面分布許多近似正方形的小平面，小平面通過撕裂棱相互連接，是合金在中溫/高應(yīng)力蠕變斷裂后的斷口形貌特征[13]。

加入元素Re可大幅度提高合金的高溫蠕變性能，其中，加入3%和6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Re元素是第二代和第三代單晶鎳基合金的成分特征[14]，但元素Re價(jià)格昂貴，其Re的加入大幅度提高了合金的制備成本，故限制了單晶鎳基合金的廣泛應(yīng)用。因此，研制高蠕變抗力無Re單晶鎳基合金，使其蠕變性能達(dá)到含Re第二代單晶合金的水平，并大幅度降低合金的成本，可促進(jìn)單晶鎳基合金的廣泛應(yīng)用。在無Re合金中加入的元素Mo，主要溶入基體相，且隨含量增加，可提高合金基體的固溶強(qiáng)化程度，改善合金的蠕變抗力。

本文作者設(shè)計(jì)和制備出兩種分別含3%和5%Mo (質(zhì)量分?jǐn)?shù))無Re單晶鎳基合金，通過對(duì)合金進(jìn)行高溫蠕變性能測試，組織形貌觀察，研究Mo含量對(duì)無Re單晶鎳基合金高溫蠕變行為的影響，并對(duì)高溫蠕變期間的損傷與斷裂機(jī)制進(jìn)行分析和討論，從而為無Re單晶鎳基合金的開發(fā)與應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

采用選晶法在高溫度梯度真空定向凝固爐中，分別將成分為Ni-6.0Al-3/5Mo-W-Ta-Cr-Co(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)的母合金制備成兩種[001]取向的鎳基單晶合金試棒，單晶試棒的生長方向與[001]取向的偏差在7%以內(nèi)。選取的熱處理工藝為(1280 ℃，2 h)+(1300 ℃， 2 h)+(1315 ℃，6 h，AC)+(1080 ℃，4 h，AC)+(870 ℃，24 h，AC)。其中，含3%Mo單晶合金定義為合金1，5%Mo單晶合金定義為合金2，且兩合金均具有負(fù)的晶格錯(cuò)配度。

試棒經(jīng)完全熱處理后，沿(100)晶面加工成寬4.5 mm、厚2.5 mm、標(biāo)距為20 mm的片狀拉伸蠕變?cè)嚇樱嚇咏?jīng)機(jī)械研磨、拋光后，置入GTW504型高溫蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)中，在高溫不同條件下進(jìn)行蠕變性能測試，并繪制蠕變曲線。不同狀態(tài)合金的試樣經(jīng)研磨、拋光后，進(jìn)行化學(xué)腐蝕(選用的腐蝕劑成分為：20 g CuSO4+5 mL H2SO4+100 mL HCl+80 mL H2O)，然后，在S3400型掃描電子顯微鏡(SEM)下進(jìn)行組織形貌觀察。將蠕變不同階段的樣品經(jīng)機(jī)械研磨，制成直徑為3 mm、厚為50 μm的薄膜樣品，選用成分為7%高氯酸+93%無水乙醇(體積分?jǐn)?shù))的電解液進(jìn)行電解雙噴減薄后，在型號(hào)為TECNA120的透射電子顯微鏡(TEM)下，進(jìn)行顯微組織形貌觀察，研究合金在蠕變期間的微觀變形機(jī)制。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 Mo含量對(duì)合金蠕變性能的影響

合金1和2在1040 ℃、137 MPa條件下測定的蠕變曲線，如圖1所示，盡管兩種合金在高溫蠕變期間均具有初始階段、穩(wěn)態(tài)階段和加速階段特征，但表現(xiàn)出不同的蠕變行為。其中，合金1在穩(wěn)態(tài)蠕變期間持續(xù)的時(shí)間較短，約為169 h，測定出穩(wěn)態(tài)期間的應(yīng)變速率為0.0087%/h，蠕變壽命僅為268 h。合金2在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為0.0034%/h，穩(wěn)態(tài)期間持續(xù)的時(shí)間約為430 h，蠕變壽命為556 h。表明在(1040 ℃，137 MPa)條件下，合金2具有較好的蠕變抗力和較長的蠕變壽命，與合金1相比較，合金2的蠕變壽命提高幅度達(dá)107.5%。由此得出結(jié)論，無Re單晶鎳基合金中Mo含量由3%提高到5%，可大幅度提高合金的高溫蠕變抗力。

圖1 合金在1040 ℃、137 MPa條件下的蠕變曲線

2.2 合金的高溫蠕變行為

與合金1比較，合金2具有更好的蠕變抗力，如圖1所示，因此，本文作者主要對(duì)合金2進(jìn)行蠕變性能測試和組織結(jié)構(gòu)觀察，研究合金2的高溫蠕變行為。合金2在高溫不同條件測定的蠕變曲線，如圖2所示，其中，在不同溫度施加137 MPa應(yīng)力測定的蠕變曲線，如圖2(a)所示。由圖2(a)可以看出，合金在1040 ℃、137 MPa具有較好的蠕變抗力和較長的蠕變壽命，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為0.0034%/h，蠕變556 h發(fā)生斷裂。隨溫度提高到1060 ℃，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為0.0085%/h，穩(wěn)態(tài)蠕變期間持續(xù)的時(shí)間約為200 h，335 h后發(fā)生蠕變斷裂。隨溫度提高到1070 ℃，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為0.0139%/h，穩(wěn)態(tài)蠕變期間持續(xù)的時(shí)間約為150 h，蠕變壽命為239 h。特別是當(dāng)施加應(yīng)力為137 MPa，蠕變溫度由1040℃提高到1060 ℃時(shí)，合金的蠕變壽命由556 h降低到335 h，蠕變壽命的降低幅度達(dá)66%。結(jié)果表明，施加應(yīng)力為137 MPa，蠕變溫度大于1040 ℃時(shí)，合金表現(xiàn)出明顯的施加溫度敏感性。

合金在1070 ℃施加不同應(yīng)力測定的蠕變曲線，如圖2(b)所示，當(dāng)施加應(yīng)力為137 MPa時(shí)，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間具有較低的應(yīng)變速率，蠕變200 h后，仍處于穩(wěn)態(tài)階段，蠕變壽命為239 h。當(dāng)施加應(yīng)力提高到147 MPa，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率略有提高，測定出穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為0.0144%/h，持續(xù)的時(shí)間約為150 h，蠕變壽命為180 h。隨施加應(yīng)力進(jìn)一步提高到160 MPa，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為0.0316%/h，持續(xù)的時(shí)間約為80 h，蠕變壽命為110 h。特別是在1070 ℃，當(dāng)施加應(yīng)力由147 MPa提高到160 MPa時(shí)，合金的蠕變壽命由180 h降低到110 h，蠕變壽命的降低幅度達(dá)63.5%。結(jié)果表明，在1070 ℃蠕變期間，當(dāng)施加應(yīng)力大于147 MPa時(shí)，合金表現(xiàn)出明顯的施加應(yīng)力敏感性。

圖2 合金在高溫不同條件下的蠕變曲線

合金在高溫施加載荷的瞬間，產(chǎn)生較大的瞬間應(yīng)變，并在初始蠕變期間具有較大的應(yīng)變速率，其對(duì)應(yīng)的組織結(jié)構(gòu)是大量位錯(cuò)在基體中滑移[12]，其位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的形變硬化作用，致使合金的應(yīng)變速率降低，之后，合金的蠕變逐漸進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段。在穩(wěn)態(tài)蠕變期間，合金的蠕變速率保持恒定，其穩(wěn)態(tài)期間的應(yīng)變速率()可用Norton- Baily定律描述：

式中：是與材料相關(guān)的常數(shù)；是絕對(duì)溫度；是氣體常數(shù)；是蠕變激活能；是應(yīng)力指數(shù)；A為施加應(yīng)力。

根據(jù)圖2中蠕變曲線的數(shù)據(jù)，在施加溫度和應(yīng)力的范圍內(nèi)，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率，其穩(wěn)態(tài)蠕變期間應(yīng)變速率與施加溫度、應(yīng)力之間的關(guān)系，可表示為—)和—)曲線，如圖3所示。由此，計(jì)算出穩(wěn)態(tài)期間合金的蠕變激活能：=484.7 kJ/mol，可定量表明，該合金在施加的溫度和應(yīng)力范圍內(nèi)具有較好的蠕變抗力。此外，計(jì)算出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)力指數(shù)為=4.3，由此可推斷合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體通道中滑移和攀移越過′相。

圖3 合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率與溫度、施加應(yīng)力之間的關(guān)系

2.3 蠕變期間的組織演化

經(jīng)1315 ℃固溶及完全熱處理后，單晶鎳基合金的組織結(jié)構(gòu)由立方′相以共格方式鑲嵌在基體所組成，立方′相的邊緣尺寸約為0.4~0.5 μm，且立方′相沿á100?方向規(guī)則排列，如圖4所示。

合金經(jīng)1070 ℃、137 MPa蠕變150 h已經(jīng)進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段，其組織形貌如圖5所示，由于該合金具有負(fù)的晶格錯(cuò)配度，故合金中′相已沿垂直于應(yīng)力軸方向轉(zhuǎn)變?yōu)镹-型筏狀結(jié)構(gòu)，并在筏狀′/兩相界面存在位錯(cuò)網(wǎng)(如圖5中箭頭所示)，其方框區(qū)域的放大形貌示于照片的左上方?？梢钥闯觯形诲e(cuò)在基體中滑移，且位錯(cuò)網(wǎng)中存在位錯(cuò)割階，但筏狀′相內(nèi)位錯(cuò)數(shù)量較少。合金在1070 ℃、137 MPa蠕變150 h，應(yīng)變量已達(dá)2%(見圖2)，但剪切進(jìn)入筏狀′相位錯(cuò)數(shù)量較少的事實(shí)表明，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中滑移和攀移越過筏狀′相。穩(wěn)態(tài)蠕變期間，當(dāng)基體中的蠕變位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)至′/兩相界面，蠕變位錯(cuò)與位錯(cuò)網(wǎng)發(fā)生反應(yīng)，可改變?cè)瓉淼倪\(yùn)動(dòng)方向[15]，促使位錯(cuò)攀移越過筏狀′相。由此可以認(rèn)為，合金中/′兩相界面的位錯(cuò)網(wǎng)可以延緩蠕變期間引起的應(yīng)力集中，對(duì)蠕變期間形成的加工硬化和回復(fù)軟化起到協(xié)調(diào)的 作用。

圖4 單晶鎳基合金經(jīng)完全熱處理后的組織形貌

圖5 合金在1070 ℃、137 MPa蠕變150 h的組織形貌

合金經(jīng)1070 ℃、137 MPa蠕變239 h 斷裂后，樣品表面的組織形貌，如圖6所示，其中，圖6(a)所示為標(biāo)注觀察區(qū)域的示意圖。在試樣中的區(qū)域?yàn)闊o應(yīng)變區(qū)域。由圖6(a)可以看出，該區(qū)域的′相已沿垂直于應(yīng)力軸方向形成了筏狀結(jié)構(gòu)，筏狀′相的厚度尺寸約為0.5 μm，但沿平行于應(yīng)力軸方向仍存在較多細(xì)小基體相，如圖6(b)中箭頭所示，表明該區(qū)域未形成完整的筏狀結(jié)構(gòu)。盡管區(qū)域中′相已大部分轉(zhuǎn)變成筏形結(jié)構(gòu)，但局部區(qū)域沿平行于應(yīng)力軸方向仍存在少量細(xì)小基體相，如圖6(c)中箭頭所示。在施加拉應(yīng)力的區(qū)域，合金中′相已完全轉(zhuǎn)變成N-型筏狀結(jié)構(gòu)，筏狀′相的厚度尺寸與前者相比，無明顯差別，如圖6(d)所示。由于區(qū)域已接近斷口，較大的塑性變形使該區(qū)域的筏狀′相發(fā)生了明顯的粗化和扭曲，使其厚度尺寸增加至0.6 μm，如圖6(e)所示。在近斷口的區(qū)域，筏狀′相的厚度已增加至0.7 μm，但長度尺寸減小，特別是該區(qū)域已發(fā)生頸縮，其較大的塑性變形使筏狀′相的扭曲程度加劇，使其與應(yīng)力軸的夾角約為45°，如圖6(f)中箭頭所示。

2.4 蠕變后期的變形特征

合金經(jīng)1070 ℃、137 MPa蠕變239 h斷裂后的組織形貌，如圖7所示，在遠(yuǎn)離斷口區(qū)域的顯微組織形貌如圖7(a)所示?？梢钥闯?，合金中′相已轉(zhuǎn)變成筏形結(jié)構(gòu)，位錯(cuò)網(wǎng)仍存在于筏狀′/兩相的界面，在區(qū)域A切入′相的位錯(cuò)數(shù)量較少，但在區(qū)域切入′相的位錯(cuò)數(shù)量較多，切入筏狀′相的位錯(cuò)，如箭頭所示，由于該區(qū)域已發(fā)生較大的塑性變形，故筏狀′相展示出扭曲的形態(tài)，如區(qū)域所示。

在近斷口區(qū)域的組織形貌如圖7(b)所示，施加應(yīng)力的方向如圖中雙箭頭所示，部分筏狀￠相仍沿垂直于應(yīng)力軸方向排列，但局部區(qū)域的筏狀￠相呈現(xiàn)扭曲形狀，如區(qū)域所示。其中，大量位錯(cuò)在基體通道中滑移，如圖中區(qū)域所示，且在基體中滑移位錯(cuò)的跡線方向與施加應(yīng)力軸約呈45°角，為施加載荷的最大剪切應(yīng)力所致，并有大量位錯(cuò)網(wǎng)分布在筏狀￠/兩相界面，如圖7(b)中區(qū)域所示。大量位錯(cuò)已剪切進(jìn)入筏狀￠相的事實(shí)表明，合金在該區(qū)域已失去蠕變 抗力。

根據(jù)圖7(b)的組織形貌及變形特征分析認(rèn)為，合金在蠕變后期的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中滑移和剪切筏狀￠相。在蠕變的較后階段，合金的變形特征是主/次滑移位錯(cuò)的交替開動(dòng)，首先是主滑移系開動(dòng)，隨后次滑移系開動(dòng)，主/次滑移位錯(cuò)的交替開動(dòng)，并剪切進(jìn)入筏狀￠相，可致使筏狀￠/兩相發(fā)生扭曲[16]。進(jìn)一步，隨蠕變的進(jìn)行，合金中筏狀￠相的扭曲程度隨應(yīng)變量增加而增大，并促使在筏狀￠/兩相界面發(fā)生微裂紋的萌生與擴(kuò)展，是合金在蠕變后期的變形與損傷特征。

合金經(jīng)1070 ℃、137 MPa蠕變239 h斷裂后，裂紋的萌生與擴(kuò)展發(fā)生在近斷口區(qū)域的筏狀￠/兩相界面，其形貌如圖8所示，施加應(yīng)力的方向如圖8中雙箭頭所示。分析認(rèn)為，在蠕變的較后階段，大量位錯(cuò)在基體中滑移至筏狀￠相界面受阻，并在界面堆積產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)應(yīng)力集中的值超過合金的屈服強(qiáng)度時(shí)，筏狀￠/兩相界面的位錯(cuò)網(wǎng)可破損[17]，使蠕變位錯(cuò)沿筏狀￠/兩相的界面剪切進(jìn)入￠相。其中，主/次滑移位錯(cuò)的交替滑移，致使筏狀￠相扭曲，并導(dǎo)致筏狀￠/兩相的界面形成微孔，如圖8(a)中區(qū)域所示。隨蠕變進(jìn)行，筏狀￠/兩相界面的微孔發(fā)生聚集和長大，形成微裂紋，并沿與應(yīng)力軸垂直的方向，發(fā)生裂紋的擴(kuò)展，如圖8(b)中區(qū)域所示。隨蠕變的進(jìn)行，裂紋尖端區(qū)域再次產(chǎn)生應(yīng)力集中，可促使裂紋繼續(xù)擴(kuò)展，使其形成宏觀大尺寸裂紋，如圖8(c)所示，直至發(fā)生蠕變斷裂，是合金在高溫蠕變后期的斷裂機(jī)制[18]。

圖6 合金經(jīng)1070 ℃、137 MPa蠕變239 h斷裂后樣品不同區(qū)域的顯微組織

圖7 經(jīng)1070 ℃、137 MPa蠕變239 h斷裂后合金中γ′/γ′兩相的變形特征

圖8 合金經(jīng)1070 ℃、137 MPa蠕變239 h斷裂后在近斷口區(qū)域的顯微組織

3 分析與討論

單晶鎳基合金的組織結(jié)構(gòu)是高體積分?jǐn)?shù)的立方￠相以共格方式嵌鑲在基體中，其中，￠相是具有Ll2型有序結(jié)構(gòu)的金屬間化合物，是單晶合金中的重要強(qiáng)化相，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有阻礙作用。蠕變初期，合金的微觀變形特征主要是位錯(cuò)在基體通道的八面體滑移系中運(yùn)動(dòng)。在垂直于應(yīng)力軸的基體通道中，承受較大的剪切應(yīng)力，故使位錯(cuò)在該通道中滑移距離較長，可以滑移穿越幾個(gè)立方￠相的距離。而在與應(yīng)力軸平行的g基體通道中，由于立方￠相的阻礙作用，位錯(cuò)在通道中滑移的距離較小，故該通道中的位錯(cuò)密度較低。其中，當(dāng)蠕變位錯(cuò)在基體通道中運(yùn)動(dòng)至￠相受阻時(shí)，可通過Orowan機(jī)制繞過￠相，此時(shí)，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)克服Orowan阻力的臨界切應(yīng)力可表示為

式中：為剪切模量；為位錯(cuò)的柏氏矢量；為位錯(cuò)在兩立方￠相之間的基體通道沿方向滑移的距離；為與受力狀態(tài)有關(guān)的常數(shù)。當(dāng)蠕變期間沿[001]取向施加拉應(yīng)力時(shí)，(001)晶面承受較大的有效應(yīng)力；=1，(100)和(010)晶面承受較小的有效應(yīng)力；＞1，且隨合金中立方￠相的體積分?jǐn)?shù)及尺寸增加，基體通道的尺寸()減小。由于實(shí)驗(yàn)用單晶合金中立方￠相的體積分?jǐn)?shù)大于65%，其高體積分?jǐn)?shù)的￠相和較小尺寸的g基體通道，使其位錯(cuò)在基體通道中運(yùn)動(dòng)具有較大的阻力，是合金在蠕變初期具有較好蠕變抗力的原因之一。另外，合金中加入5%的Mo元素，主要分布在合金的基體中，提高合金的固溶強(qiáng)化程度，可增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力。

隨蠕變進(jìn)行至穩(wěn)態(tài)階段，合金中￠相已轉(zhuǎn)變成與應(yīng)力軸垂直的筏形結(jié)構(gòu)，其蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中滑移和攀移越過筏狀￠相。隨蠕變進(jìn)行，合金基體中的位錯(cuò)密度增加，并產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)應(yīng)力集中值超過￠相的屈服強(qiáng)度時(shí)，位錯(cuò)可剪切進(jìn)入筏狀￠相。隨位錯(cuò)剪切進(jìn)入￠相的數(shù)量增加，合金的蠕變抗力降低，應(yīng)變速率增大，可加速合金的蠕變斷裂。因此，合金中￠相的強(qiáng)化水平與蠕變壽命密切相關(guān)。

分析認(rèn)為，合金中￠相的強(qiáng)化水平主要包括固溶強(qiáng)化、有序強(qiáng)化和￠/兩相共格界面強(qiáng)化，其合金中加入高濃度的元素Mo，可提高￠/兩相的強(qiáng)化程度，因此，合金具有較好的蠕變抗力。此外，合金具有負(fù)的錯(cuò)配度，且隨溫度的提高，合金的錯(cuò)配度增大。在蠕變初期和穩(wěn)態(tài)階段，￠/兩相保持共格和半共格界面，其共格界面的應(yīng)力場作用可增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，其共格界面應(yīng)力場抑制位錯(cuò)剪切進(jìn)入￠相的阻力()可表示為

式中：為與位錯(cuò)類型有關(guān)的常數(shù)，對(duì)刃位錯(cuò)=3，對(duì)螺位錯(cuò)=1；為共格界面的晶格應(yīng)變；為￠相的半徑尺寸；為￠相的體積分?jǐn)?shù)。蠕變后期，當(dāng)大量位錯(cuò)在合金基體中滑移產(chǎn)生應(yīng)力集中時(shí)，[110]超位錯(cuò)可剪切進(jìn)入筏狀￠有序相。進(jìn)一步，剪切進(jìn)入￠相的位錯(cuò)可發(fā)生分解，形成反向疇界(APB)，增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，且隨合金的固溶強(qiáng)化程度提高，位錯(cuò)剪切進(jìn)入￠相的阻力增大，因此，剪切進(jìn)入￠相的臨界切應(yīng)力()可表示為

(4)

式中：APB為單位面積的反向疇界能；為位錯(cuò)線張力。式(3)和(4)表明，隨合金強(qiáng)化程度提高，￠相體積分?jǐn)?shù)和尺寸增大，位錯(cuò)剪切進(jìn)入￠相所需的臨界剪切應(yīng)力提高。由于實(shí)驗(yàn)用單晶合金2具有較高的合金化程度、較高的體積分?jǐn)?shù)和較大尺寸的￠相，因此，合金具有良好的高溫蠕變抗力，以上分析與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相一致。

4 結(jié)論

1) 與3%Mo單晶合金相比，5%Mo無Re單晶合金具有較好的蠕變抗力和較長的蠕變壽命，測定出5%Mo單晶合金在1040 ℃、137 MPa的蠕變壽命為556 h。在試驗(yàn)的溫度和施加應(yīng)力范圍內(nèi)，測定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的表觀蠕變激活能=484.7 kJ/mol。

2) 合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中滑移和攀移越過筏狀′相；合金在蠕變較后階段的變形機(jī)制是位錯(cuò)剪切進(jìn)入筏狀′相。

3) 蠕變后期，位錯(cuò)的交替滑移致使合金中筏狀′相發(fā)生扭曲，并在筏狀′/兩相的扭曲界面發(fā)生裂紋的萌生，隨蠕變進(jìn)行，裂紋沿垂直于應(yīng)力軸的筏狀′/兩相界面發(fā)生擴(kuò)展直至斷裂，是合金在高溫蠕變后期的損傷與斷裂機(jī)制。

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(編輯 李艷紅)

Creep and damage behavior of containing Mo nickel-based single crystal superalloy at high temperature

LIANG Shuang1, 2, TIAN Su-gui1, LIU Zhi-xin1, 2, XUE Yong-chao1

(1. School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China;2. Department of Mechanical and Electrical Engineering, Yingkou Institute of Technology, Yinkou 115000, China)

By means of creep property measurement and microstructure observation, the creep and damage behaviors of containing 3% and 5% (mass fraction) Mo single crystal Ni-based superalloy at high temperature were investigated. The results show that, compared to 3%Mo single crystal superalloy, the 5%Mo superalloy displays a better creep resistance and longer creep life, the creep life of alloy at 1040 ℃ and 137 MPa is measured to be 556 h. The deformation mechanisms of the alloy during steady state creep are dislocation slipping inmatrix and climbing over the rafted￠phase. In the later stage of creep, the deformation mechanism of alloy is dislocation shearing into the rafted￠phase. As the creep going on, the alternate activation of dislocations slipping resulted in the twisted of rafted￠phase promotes the initiation and propagation of crack occurring in the interface of/￠phase, until fracture, which is thought to be the damage and fracture mechanism of alloy during creep at high temperature.

Ni-based single crystal supperalloy containing Mo; microstructure; creep; deformation mechanism; fracture feature

Project(51271125) supported by the National Natural Science Foundation of China

2016-03-18; Accepted date: 2016-07-19

TIAN Su-gui; Tel: +86-24-25494089; E-mail: tiansugui2003@163.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.05.005

1004-0609(2017)-05-0911-09

TG146.1

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51271125)

2016-03-18；

2016-07-19

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