楊志昆1, 王浩,1, 張義文2, 胡本芙1

鎳基高溫合金是制造現代航空發動機的重要高溫結構材料，目前在先進航空發動機中高溫合金用量占比達50%以上。而其中采用現代粉末冶金工藝制備的鎳基粉末高溫合金，因其有效解決了傳統鎳基高溫合金中存在的嚴重成分偏析和熱加工性能差等問題而成為先進發動機渦輪盤的主要合金材料。隨著世界各國航天技術的發展，對發動機的要求越來越高，第一、二代鎳基粉末高溫合金已經無法滿足目前新一代先進航空發動機對性能的要求，而第三代鎳基粉末高溫合金具有強度和損傷容限兼容的特點，是新一代航空發動機渦輪盤的首選材料[1~5]。

與前兩代鎳基粉末高溫合金相比，第三代粉末高溫合金成分優化設計上的一個顯著特點就是在合金中加入被認為對第三代合金裂紋擴展抗力有益的Ta元素，但在研究中也發現加入過量Ta卻降低合金裂紋擴展抗力[6]。鎳基高溫合金中加入Ta可降低Al和Ti在γ相基體中的溶解度，致使Al和Ti在γ'相中的分配比增加，促進γ'相析出，從而提高合金強度[3,7]，而且Ta還能夠抑制γ'相的聚集和長大，提升合金的高溫相穩定性[8]。合金元素Ta的加入可以促進Cr溶入γ相基體中，降低氧的活度，提高鎳基高溫合金的抗氧化性能和高溫耐蝕性[9~11]。其次，合金中加入Ta元素對高溫合金力學性能的影響國內外已有很多報道，王志成等[12]和刑鵬宇等[13]研究了Ta含量對第三代粉末高溫合金(FGH98)力學性能的影響，結果表明，隨著Ta含量增加，合金的室溫和高溫拉伸強度有明顯提高，但過量Ta會造成持久性能下降。文獻[14~17]系統研究了加入Ta元素對鎳基高溫合金蠕變行為的影響，發現Ta元素的加入使合金高溫蠕變塑性和抗裂紋擴展能力均有提高。上述結果更多地從性能優劣方面分析和研究，還缺乏把蠕變過程顯微組織和形變行為相結合進行分析的相關報道。本工作著重從Ta對合金層錯能影響方面，研究合金高溫蠕變顯微組織及其形變行為的特征，提高對合金蠕變變形行為規律的認識，提供相應科學實驗和理論依據。

1 實驗方法

以FGH98合金為基礎，FGH98合金主要化學成分(質量分數，%)為：C 0.05，Cr 12.70，Co 20.40，Mo 2.60，W 3.80，Al 3.50，Ti 3.70，Nb 0.90，Ta 2.40，B 0.02，Zr 0.045，Ni余量。設計5種不同Ta含量(質量分數)的合金，分別為0%、1.2%、2.4%、3.6%和4.8%。

首先真空感應熔煉母合金，采用等離子旋轉電極法(PREP)制備合金粉末。經過篩分與除夾雜處理，將尺寸為50~150 μm的純凈粉末裝入不銹鋼包套，在1160~1180℃、120 MPa條件下熱等靜壓成型，然后在1180℃進行固溶處理，再經2次時效處理，最后時效溫度760℃。根據GB/T2039-2012進行蠕變試樣的制備，蠕變實驗條件為750℃、600 MPa，直到試樣發生斷裂。試樣經砂紙逐級研磨至2000號后拋光，再使用5 g CuCl2 + 100 mL HCl + 100 mL無水乙醇溶液腐蝕60~90 s后，使用Primo-tech光學顯微鏡(OM)對各試樣進行蠕變前后顯微組織觀察。采用Supra55場發射掃描電子顯微鏡(SEM)和JEM 2100透射電子顯微鏡(TEM)觀察蠕變前后合金的精細組織和γ'相形態以及顯微組織和位錯組態的變化，變形后的試樣觀察取平行于加載方向。其中，SEM試樣經砂紙研磨后，使用20 mL H2SO4 + 80 mL CH3OH電解液進行電解拋光(25~30 V，15~20 s)，然后在8 g CrO3 + 85 mL H3PO4 + 5 mL H2SO4的電解液中腐蝕(5 V，3~5 s)；TEM試樣采用電解雙噴法制備，電解雙噴液為10%HClO4 + 90%CH3COOH (50~70 V，30~50 mA，-25℃)。

2 實驗結果

2.1 蠕變前顯微組織

圖1給出了不同Ta含量鎳基粉末高溫合金的晶粒組織和γ'相形貌。可見，隨著Ta含量的改變合金的晶粒尺寸均在29~38 μm之間變化，Ta含量對合金晶粒尺寸影響不大，且合金中原始顆粒邊界(PPB)消失。合金中的γ'相主要由二次γ'相(尺寸約為200 nm)和其顆粒間分布的三次γ'相(尺寸≥ 30 nm)組成。可以看出，隨著Ta含量的增加，合金中的三次γ'相的數量增加，而且其尺寸也有所增大，Ta元素可促進合金三次γ'相的析出；合金中二次γ'相的尺寸也隨Ta含量增加逐漸增大，其形貌發生了改變，從圓形、橢圓形向八重立方體形態改變，當合金Ta含量增加到3.6%時，合金中二次γ'相形態開始變得不穩定，邊界向里凹陷，開始發生分裂，向八重立方體形態改變[5]，Ta含量為4.8%時，二次γ'相分裂已經完成。

圖1

圖1   不同Ta含量鎳基粉末高溫合金熱處理后的晶粒組織和γ'相形貌

(a1, a2) 0%Ta (b1, b2) 1.2%Ta (c1, c2) 2.4%Ta (d1, d2) 3.6%Ta (e1, e2) 4.8%Ta

Fig.1   The grain structures (a1-e1) and γ' phases (a2-e2) of powder metallurgy (PM) nickel base superalloys with different Ta contents

2.2 層錯能

根據合金層錯能計算公式[18]：

式中，γSF為層錯能；G為剪切模量；b為不全位錯Burgers矢量模；ν為Poisson比；Φ為未分解位錯滑移線方向與Burgers矢量的夾角，選取Φ = 60°；d為層錯寬度。其中G、ν由動力學測量方法獲得，G約為85.9 GPa，ν = 0.3；b = 0.15 nm (合金點陣常數為a = 0.36 nm)。實驗測定不同含Ta合金層錯寬度(多條層錯寬度測量平均值)，圖2為4.8%Ta含量鎳基粉末高溫合金層錯寬度測量示意圖。

圖2

圖2   含4.8%Ta鎳基粉末高溫合金層錯寬度測量示意圖

Fig.2   Schematic of stacking fault width measurement for PM nickel base superalloys with 4.8%Ta

層錯寬度和層錯能計算結果如表1所示。可見，隨著合金中Ta含量的增加，合金層錯能呈非線性降低，擴展位錯寬度不斷增大，合金的蠕變變形過程中形變行為受到影響，所以合金層錯能的變化與合金組織和性能密切相關。

表1   合金的層錯寬度和層錯能

Table 1  Stacking fault widths (d) and sacking fault energies (γSF) of PM nickel base superalloys

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2.3 合金蠕變曲線

不同Ta含量合金在750℃、600 MPa條件下的蠕變曲線和蠕變速率-時間曲線如圖3和4所示。可以看出，不同Ta含量合金蠕變曲線是由第1、2和第3形變階段組成，并隨著Ta含量的增加，第2階段有所延長，而且大多數蠕變應變集中在第3階段，從蠕變穩態速率可知，曲線顯示了第1和第2蠕變階段隨著合金的層錯能降低，變得較長。當合金Ta含量大于3.6%時，蠕變性能急劇下降。上述結果表明，添加Ta元素引起鎳基粉末高溫合金的層錯能發生變化，顯著影響合金蠕變變形速率和蠕變性能，如表2所示。

圖3

圖3   不同Ta含量鎳基粉末高溫合金的蠕變曲線

Fig.3   Creep curves of PM nickel base superalloys with different Ta contents (a) and its locally enlarged curves (b)

表2   鎳基粉末高溫合金蠕變數據

Table 2  Creep data of PM nickel base superalloys

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2.4 蠕變實驗后斷口附近晶粒組織

圖5給出了鎳基粉末高溫合金經蠕變變形斷裂后斷口附近的晶粒組織。可以看出，無Ta合金裂紋萌生在晶粒間，裂紋沿晶界延伸擴展，晶粒未發生明顯變形；Ta含量為1.2%時，同樣發生裂紋沿晶界擴展，長度變短，晶粒沿拉伸方向伸長；2.4%Ta含量的合金，裂紋在某些晶界處萌生，裂紋擴展很慢，晶粒沿拉伸方向有明顯變形；當合金Ta含量增加到3.6%和4.8%時，裂紋萌生后無明顯延伸，阻止于三角晶界處，尤其是4.8%Ta含量合金明顯沿晶界發生脆斷，而無明顯裂紋延伸痕跡，晶粒幾乎沒有變形。

圖4

圖4   不同Ta含量鎳基粉末高溫合金蠕變速率-時間曲線

Fig.4   Creep rate-time curves of PM nickel base superalloys containing 0%Ta (a), 1.2%Ta (b), 2.4%Ta (c), 3.6%Ta (d), and 4.8%Ta (e)

圖5

圖5   不同Ta含量鎳基粉末高溫合金蠕變后斷口附近的晶粒組織

(a1, a2) 0%Ta (b1, b2) 1.2%Ta (c1, c2) 2.4%Ta (d1, d2) 3.6%Ta (e1, e2) 4.8%Ta

Fig.5   Low (a1-e1) and locally high (a2-e2) magnified OM images of the grain structures near the fracture surface of PM nickel base superalloys with different Ta contents

2.5 蠕變實驗后合金斷口形貌

圖6給出了不同Ta含量鎳基粉末高溫合金經蠕變變形斷裂后的斷口形貌。可以看出，無Ta合金的主要斷裂形式為晶間斷裂，斷口由許多結晶狀顆粒構成，呈沿晶斷裂的脆性斷口；隨著Ta含量的增加，合金斷口形貌發生變化，斷裂形式發生改變，Ta含量為1.2%時，斷口上出現許多舌頭狀和河流狀花樣，沿晶斷裂呈連續性，屬于半脆性準解理斷口；Ta含量為2.4%時合金具有纖維狀塑性斷口的宏觀特征，斷口呈暗灰色，無金屬光澤，看不到顆粒狀形貌組織，有很多韌窩，斷裂前出現一定的變形；當合金Ta含量增加到3.6%時，合金斷口表面有許多類似河流狀的條紋，相當于解理面上的臺階，不同水平面上，解理面聯通起來形成粗大斷裂面，能穿過許多晶界，屬于半脆性斷口；Ta含量進一步增加到4.8%時，合金斷裂形式表現為沿晶斷裂，斷口表面顯現高低不平，單元尺寸較小，裂紋擴展快，為脆性斷裂。

圖6

圖6   不同Ta含量鎳基粉末高溫合金蠕變后斷口形貌

(a1, a2) 0%Ta (b1, b2)1.2%Ta (c1, c2) 2.4%Ta (d1, d2) 3.6%Ta (e1, e2) 4.8%Ta

Fig.6   Low (a1-e1) and locally high (a2-e2) magnified SEM images of fracture morphologies of PM nickel base superalloys with different Ta contents

2.6 蠕變斷裂后斷口附近的顯微組織

圖7給出了不同Ta含量鎳基粉末高溫合金蠕變斷裂后斷口附近的γ'相形貌和被滑移位錯剪切的γ'相形態。在無Ta合金中(圖7a1)，二次γ'相呈似圓形狀，小尺寸三次γ'相分布在二次γ'相間，可明顯看到滑移位錯剪切γ'相留下的剪切痕跡(圖7a2)；在1.2%Ta含量合金中二次γ'相尺寸增大，形狀不規則，三次γ'相數量增多，尺寸增大，并發現二次和三次γ'相均被滑移位錯剪切(如圖7b2中箭頭所示)；合金Ta含量為2.4%時，二次γ'相形態發生失穩，分裂呈八重立方體組態，并與部分長大的三次γ'相尺寸相當，觀察到沿變形方向γ'相均被滑移位錯剪切(如圖7c2中箭頭所示)；合金Ta含量為3.6%時，斷口附近的γ'相形態變化很大，晶內二次γ'相尺寸增大，滑移位錯剪切二次和三次γ'相，更加明顯(如圖7d2中箭頭所示)；當Ta含量增加到4.8%時，晶內的二次γ'相呈八重立方體組態，沿著拉伸變形方向排列，二次和三次γ'相均被位錯剪切或被重復剪切(如圖7e2中箭頭所示)。以上實驗結果表明，不同Ta含量合金盡管γ'相尺寸和形態不同，但均被滑移位錯剪切形變機制所控制。

圖7

圖7   不同Ta含量鎳基粉末高溫合金蠕變后γ'相形貌

(a1, a2) 0%Ta (b1, b2) 1.2%Ta (c1, c2) 2.4%Ta (d1, d2) 3.6%Ta (e1, e2) 4.8%Ta

Fig.7   Low (a1-e1) and locally high (a2-e2) magnified SEM images of γ' phases of PM nickel base superalloys with different Ta contents (Arrows in Figs.7b2-e2 indicate the cutting traces)

2.7 合金斷裂后顯微組織的TEM分析

圖8給出了蠕變斷裂后鎳基粉末高溫合金顯微組織的TEM像。

圖8

圖8   不同Ta含量鎳基粉末高溫合金蠕變后顯微組織的TEM像

(a, b) 0%Ta (c, d) 1.2%Ta (e, f) 2.4%Ta (g, h) 3.6%Ta (i, j) 4.8%Ta

Fig.8   TEM images of PM nickel base superalloys with different Ta contents after creep test (Insets show the corresponding SAED patterns; APB—antiphase boundary, SISF—superlattice intrinsic stacking fault, ESF—extended stacking fault)

從前文可知，合金中添加Ta元素可有效降低層錯能。首先，無Ta合金層錯能高(36.44 mJ/m2)，在此情況下，在蠕變初始階段，蠕變應變較小，觀察到滑移位錯的a/2<110>全位錯被阻止在γ/γ'內界面處，發生位錯堆積，位錯不能分解成為不全位錯，所以也無法剪切γ'相。在蠕變高應力下，一些a/2<110>全位錯通過Orawan弓彎模式繞過γ'相留下位錯環或者通過γ'相形成反相疇界(APB) (圖8b)。當合金中Ta含量增加到1.2%~3.6%，合金層錯能由33.75 mJ/m2降至17.30 mJ/m2，由于層錯能明顯降低，全位錯在進入γ'相前發生分解，產生2個a/6<112> Shockley不全位錯[19]，由于不全位錯Burgers矢量模不等于點陣平移矢量模，具有較小的Burgers矢量模，剪切γ'相需要較小應力，能夠進入γ'相內，在其兩側必然產生原子錯排，形成高密度的超點陣內稟層錯(SISF)或超點陣外稟層錯(SESF)和擴展層錯(ESF)，如圖8c、e和g顯示出在蠕變第2、3階段觀察到的位錯組態，隨著蠕變速率不斷增大，a/6<112> Shockley不全位錯相繼在不同{111}滑移面上移動，形成層錯，并穿過γ'和γ相，彼此相接形成ESF幾率增大，孿晶體積分數也增加，TEM相應的選區電子衍射圖像可明顯觀察到孿生雙衍射斑點，如圖8d、f和h中插圖所示。低層錯能合金(4.8%Ta)，從蠕變開始階段顯微組織就出現不同的特征，由于層錯能很低(16.28 mJ/m2)，不全位錯更易剪切γ'相，形成大量SISF和ESF (圖8i中箭頭所示)，當蠕變進入第2、3階段，后期蠕變速率增大，在γ'相內形成高密度SISF或SESF，并不斷穿過γ'和γ相伸長擴展，大量層錯相互交結(圖8j中箭頭所示)，在此情況下沒有觀察到在γ'/γ相界面全位錯被堆積，也沒有觀察到形變孿晶的形成，合金塑性變形困難，蠕變形變速率降低，蠕變性能減低。

3 分析討論

3.1 高溫蠕變變形顯微組織特征

不同Ta含量合金在750℃、600 MPa條件下高溫斷裂過程中顯微組織變化特征表明，在蠕變過程中，沿拉伸方向晶粒稍有變形，而各合金晶粒尺寸變化不大，晶粒尺寸較穩定。其次，在蠕變過程中隨著Ta含量增加，合金中二次γ'相向蝶狀形貌轉變時尺寸有所增大，發生失穩；γ'相分裂完成后呈現低能量狀態的八重立方體形態，分裂后的γ'相尺寸減小，處于低能狀態，提高γ'相在熱時效后的穩定性[5,20]，并發現隨著Ta含量增加，合金中三次γ'相數量增多，有利于提高合金蠕變抗力。

3.2 層錯能對高溫蠕變變形機理的影響

如前文實驗結果所示，在無Ta和低Ta高層錯能合金中，基體全位錯a/2<110>滑移被阻止在γ/γ'內界面處，位錯分解困難，位錯進入γ'相形成APB(如圖8b中箭頭所示)或只能通過Orawan機制環繞過γ'相，合金強度升高，所以合金蠕變變形機理為Orawan位錯環和APB剪切機制為主；當合金中Ta含量為2.4%和3.6%時，合金層錯能降低，蠕變第2、3階段全位錯在γ/γ'內界面受阻，全位錯發生分解，形成a/6<112> Shockley不全位錯，開始剪切γ'相，在γ'相內形成SISF或SESF，并且通過γ基體剪切γ'相形成ESF，進而ESF轉化為變形孿晶，在此情況下，蠕變速率減小，蠕變變形機制以形變孿晶和層錯共存的強化機制為主，這有效地阻止位錯滑移，從而提高合金強韌性；合金中加入4.8%Ta時，合金層錯能顯著降低，全位錯更易發生分解，形成a/6<112> Shockley不全位錯剪切γ'相形成更多層錯和ESF，并相互交錯而看不到形變孿晶的形成，由于交結擴展層錯寬度不斷增加，使位錯交叉滑移阻力增大，合金強度升高，合金塑性變形困難，此時蠕變形變主要由位錯剪切二次γ'相形成層錯和擴展層錯強化機制控制，蠕變速率降低，蠕變壽命縮短。

3.3 蠕變形變過程中層錯向形變孿晶轉化特征

有很多研究[19,21~27]從理論假設和實驗證明方面解釋蠕變變形中孿晶形成機理，本工作在Ta含量為1.2%~3.6%合金中觀察到層錯向形變孿晶轉化的實驗結果(圖8c~h)。

Christian和Mahajan[22]研究指出，在有序超點陣結構合金中形變誘發孿晶的形成與層錯密切相關，合金中出現層錯是形變組織的顯著特點。本工作結果也表明，隨著合金中Ta含量增加，合金層錯能降低，顯微組織中不全位錯剪切γ'相形成層錯的幾率變大，在{111}滑移面上形成形變孿晶的幾率也變大。TEM觀察顯示形變孿晶體積分數增加(圖8h)，這就說明層錯的形成可以是形變孿晶形成的先驅狀態。Koble[21]提出形變微孿晶形成的過程與層錯產生機理相關，在有序合金中全位錯a/2<110>在同一滑移面上發生分解形成2個a/6<112> Shockley不全位錯，2個不全位錯先后在不同{111}滑移面上剪切γ'相形成具有高能的2層復雜層錯(CSF)，并會使晶體晶面發生畸變，促使這些晶面上的原子脫離原先點陣，這2層層錯具有偽孿晶結構，如果Shockley不全位錯緩慢的剪切γ'相(合金層錯能低)，經過Al、Ti原子間擴散發生原子重新排列，消耗層錯能，最終形成真形變微孿晶[26]，由于形變孿晶可以產生大量共格孿晶界面，可以減少位錯移動的平均自由程，增加位錯移動阻力，降低蠕變應變速率，提高蠕變抗力。

4 結論

(1) 鎳基粉末高溫合金中加入不同含量Ta對合金晶粒尺寸影響不大，二次γ'相形態、尺寸有明顯變化，隨Ta含量的增加，二次γ'相形態由橢圓形向蝶形轉化，尺寸增大，形態發生失穩，發生分裂后的γ'相呈現低能狀態的八重立方體形態，穩定性提高，并促進三次γ'相析出。

(2) 隨著鎳基粉末高溫合金中Ta含量的增加，合金層錯能呈非線性降低，含Ta合金由于具有不同層錯能，影響蠕變各變形階段的變形行為和位錯組態。

(3) 當鎳基粉末高溫合金Ta含量為2.4%和3.6%時，隨著合金層錯能的降低，提高形成不全位錯剪切γ'相形成層錯能力，促進層錯向形變孿晶轉化，有效改善合金蠕變性能。

來源--金屬學報