張子軒1,2,于金江,1,劉金來1

鎳基單晶高溫合金具有良好的組織穩定性和優異的力學性能，已被廣泛應用于航空發動機以及工業燃氣輪機中的葉片材料[1]。早在20世紀80年代初，鎳基單晶高溫合金就被大量使用在先進航空發動機渦輪發動機的葉片上[2,3]，隨著航空工業的進一步發展，對單晶葉片的承溫能力提出了更高的要求，因此必須添加更多難熔元素以滿足現實需求，但是大量難熔元素的添加不僅大幅提高了單晶葉片的制造成本，也使合金的組織穩定性下降，因此眾多的學者對單晶合金的各向異性進行了深入研究，希望以此來開發新合金。桂忠樓[4]研究指出，ЖС36(BHK)單晶合金<111>取向的熱強性比<001>取向高10%∼15%，ЖС32合金在1000~1100℃溫度范圍內，<111>取向的持久強度比<001>取向高10%~15%，持久壽命高3倍左右。Rae和Reed[5]及Matan等[6]指出，在較低的溫度(例如750或850℃)，偏離<001>取向20°以內，第一階段蠕變應變強烈依賴于合金對于<001>-<011>對稱邊界的微小偏離。而在較高溫度(例如950℃)，蠕變變形與角度偏離的關系不大。白露[7]研究了DD6合金<001>取向附近樣品的蠕變變形及持久性能，發現在760℃時樣品小角度偏離<001>取向對蠕變持久性能有明顯影響。喻健等[8]在980℃、250 MPa條件下對不同取向的DD6合金樣品進行了持久性能測試，結果表明DD6合金近<001>取向樣品的持久壽命差別較小，不存在各向異性。胡斌等[9]研究了760℃、650 MPa下<111>取向小角度偏離對某單晶合金蠕變性能的影響，結果表明合金偏離<111>取向的角度越大，持久壽命越低。在實際應用中，蠕變受多方面因素影響，是晶體取向、γ'相形貌以及溫度場耦合作用控制的復雜力學行為[10]，因此，材料的強度計算、壽命預測以及失效分析需要考慮蠕變過程中的各種因素。<001>取向單晶采用簡便的選晶法制備，成功率高且成本較低，因此廣泛應用<001>取向的單晶葉片。<111>取向單晶在持久性能方面也優于<001>取向單晶，目前國內外研究者主要針對<001>取向附近做了大量研究，而針對<111>取向研究較少，針對取向偏離角度對于性能影響的研究則更少。因此本工作以鎳基單晶高溫合金DD432為研究對象，測定不同條件下<001>、<011>以及<111> 3個取向的取向偏離角度在0°~25°內的持久壽命，分析微觀組織對于持久壽命的影響。

1實驗方法

實驗材料為第二代鎳基單晶高溫合金DD432，主要化學成分(質量分數，%)為：Cr 5.0，Co 9.0，Mo 1.0，W 9.0，Al 6.0，Ta 3.9，Re 4.0，C 0.15，Nb 1.5，Ni余量。采用Bridgman法生長單晶，<001>取向樣品通過選晶法制備，<011>取向和<111>取向樣品通過籽晶法制備，采用電子背散射衍射(EBSD)法測量所有單晶棒的取向偏離角度，篩選取向偏離角度在0°~25°的樣品經過1290℃、4 h (空冷)；1280℃、4 h (空冷)固溶及1150℃、4 h (空冷)；870℃、24 h (空冷)時效處理，然后加工成標距段長度25 mm、直徑5 mm的持久樣品和蠕變樣品，在大氣條件下利用RJ-30D型蠕變機進行760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa的持久實驗及蠕變實驗，利用Observer Z1光學顯微鏡(OM)觀察鑄態枝晶組織，使用MIRA3型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察其持久斷裂后的微觀組織，用TalosF200透射電子顯微鏡(TEM)觀察距離斷口5~7 mm處的位錯組態，以進一步研究變形和斷裂機制。

2實驗結果

2.1鑄態組織

圖1為3個取向樣品橫截面枝晶組織OM像。可以看出，3個取向樣品的一次枝晶都沿擇優取向<001>生長，但是3個取向的枝晶形貌有著明顯的差異，即<001>取向樣品的橫截面內枝晶花樣呈規則的“十字花”狀，一次枝晶相互平行，二次枝晶與一次枝晶垂直；<011>取向樣品的橫截面內一次枝晶基本沿直線定向排列；而<111>取向樣品由于存在3個等效的<001>取向，凝固過程中一次枝晶沿3個擇優<001>取向生長，使得<111>取向枝晶的空間結構復雜[11]。另外還可以觀察到，3個取向樣品枝晶間均存在一定數量的鑄造縮孔，枝晶間也彌散分布著碳化物，這些縮孔可能導致裂紋在孔洞處形核，并沿著碳化物擴展，導致力學性能下降。

圖1

圖1<001>、<011>和<111> 3個取向鎳基單晶高溫合金橫截面鑄態組織的OM像

Fig.1Cross-sectional OM images of as-cast Ni base single crystal superalloy with <001> (a), <011> (b), and <111> (c) orientations

2.2持久壽命隨取向偏離角度的分布

3個取向的樣品在760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa下的持久壽命分別如圖2和3所示，每個標記點代表單個持久實驗樣品，標記點旁邊的數值為樣品的取向偏離角度，反極圖外的數值為單個持久實驗樣品測得的持久壽命。從圖2可以看出，在760℃、810 MPa中溫條件下，3個取向的持久性能各向異性明顯，即<111>取向樣品的持久性能明顯優于另外2個取向的樣品，平均持久壽命達到293.35 h，且隨取向偏離角度的增加持久壽命迅速下降；其次是<001>取向樣品，平均持久壽命為221.95 h；<011>取向樣品的平均持久壽命僅為4.04 h。由圖3可見，在1000℃、280 MPa條件下，<111>、<001>和<011>取向樣品平均持久壽命分別為109.30、95.75和55.61 h，各向異性相較于中溫條件有很大提升。在1000℃、280 MPa條件下，不同取向的樣品持久性能仍然存在差異，但是隨著偏離度的增加，持久壽命并沒有表現出簡單的遞減或者遞增關系。

圖2

圖2760℃、810 MPa條件下持久壽命隨取向偏離角度變化統計圖

Fig.2Statistical diagram of the change of stress rupture life with deviation of orientation under 760oC and 810 MPa

圖3

圖31000℃、280 MPa條件下持久壽命隨取向偏離角度變化統計圖

Fig.3Statistical diagram of the change of stress rupture life with deviation of orientation under 1000oC and 280 MPa

2.3蠕變特征

表1和2分別為不同軸向晶體取向樣品在760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa條件下進行蠕變實驗得到的延伸率。從表1可以看出，在760℃、810 MPa的條件下，<011>取向樣品的延伸率較高，隨取向偏離角度的增加，延伸率也有所增加，但持久性能卻表現最差；<001>取向與<111>取向樣品的延伸率大致相同，隨著取向偏離角度的增大，延伸率也呈上升趨勢，但是<111>取向樣品表現出更好的持久性能。從表2可以看出，在1000℃、280 MPa的條件下，持久各向異性有所降低但依然存在，<001>取向樣品的塑性較好。為進一步分析樣品的蠕變過程，分別繪制3個取向樣品在760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa條件下的蠕變曲線，如圖4所示。可以看出，在760℃、810 MPa條件下，<011>取向樣品初始蠕變速率低于<001>取向樣品，但并未產生加工硬化，尚未進入穩態蠕變階段便發生斷裂；而<001>和<111>取向樣品在完成初期蠕變后都有明顯的加工硬化現象，且都有進入穩態蠕變的趨勢，<111>取向樣品加工硬化現象最為明顯，具有最低的蠕變速率。在1000℃、280 MPa條件下，3個取向的樣品都具有穩態蠕變階段，蠕變初期<011>取向樣品的蠕變速率低于<001>取向樣品，進入到穩態蠕變后由于加工硬化程度不足，導致<011>取向樣品的蠕變速率超過<001>取向樣品，從而最先發生斷裂，而<111>取向樣品具有最低的穩態蠕變速率。

表1760℃、810 MPa條件下3種取向樣品拉伸蠕變的延伸率

Table 1Tensile creep elongations of specimens with three orientations under 760oC and 810 MPa

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表21000℃、280 MPa條件下3種取向樣品拉伸蠕變的延伸率

Table 2Tensile creep elongations of specimens with three orientations under 1000oC and 280 MPa

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圖4

圖4<001>、<011>和<111>取向樣品的蠕變曲線

Fig.4Tensile creep curves of <001>, <011>, and <111> oriented specimens under 760oC and 810 MPa (a) and 1000oC and 280 MPa (b) (Inset in Fig.4b is the magnification of initial creep curves)

3分析討論

3.1枝晶組織形貌

從圖1可以看出，3個取向的樣品橫截面內枝晶形貌存在明顯差異，這是由晶體學因素及凝固過程中固/液界面前沿溫度場的共同作用引起的。文獻[12]對DD98單晶高溫合金3個主取向樣品的枝晶形態分析認為，單晶高溫合金DD98的一次枝晶生長方向完全由擇優的<001>取向決定，與熱流方向無關，但枝晶的生長形態受局部散熱條件的影響。凝固過程中3個取向樣品的一次枝晶均沿擇優取向<001>生長。<001>取向樣品在凝固過程中一次枝晶生長方向與定向凝固溫度梯度最大的方向重合，因此<001>取向樣品的一次枝晶軸基本平行。在垂直于一次枝晶的方向上，由于溫度梯度很小，二次枝晶的形貌更多是受溶質元素擴散不均所導致的成分過冷以及重力造成的對流的影響，因此二次枝晶的方向具有一定的隨機性。<011>取向樣品在凝固過程中存在2個<001>取向與定向凝固最大溫度梯度方向成45°角，在這2個方向上的散熱條件相同，因此這2個方向上一次枝晶臂長度基本相同，且一次枝晶花樣傾向于沿直線定向排列。與凝固方向垂直的<001>取向上溫度梯度很小，導致枝晶生長緩慢。<111>取向樣品的枝晶形貌最為復雜。就晶體學而言，<111>取向樣品在凝固過程中存在3個擇優<001>取向，一次枝晶沿3個<001>取向生長導致<111>取向樣品的枝晶空間結構復雜。另外，由于樣品很難精確地沿<111>方向生長，取向偏離一定角度使得凝固過程中局部散熱條件不對稱，多種因素造成<111>取向樣品的枝晶花樣更為復雜。

此外，凝固過程中液相逐漸冷卻，導致液體黏度系數上升，流動性變差，到達末端時液體停止流動而產生鑄造縮孔(圖5)，因此鑄造縮孔往往出現在枝晶間，在應力的作用下鑄造縮孔附近容易產生應力集中而導致裂紋形核。凝固過程中往往伴隨著元素偏析，導致枝晶間彌散分布著一定量的碳化物，而碳化物塑性差，在應力作用下容易導致裂紋沿碳化物邊界擴展，從而降低合金的蠕變抗力。

圖5

圖51000℃、280 MPa持久樣品在鑄造孔洞處的裂紋擴展

Fig.5Crack propagation at casting hole of stress rupture specimen under 1000oC and 280 MPa

3.2組織演化

中溫條件下3個取向樣品的持久性能各向異性明顯，有研究[13~16]認為這是由于$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>或$\frac{?}{\mathrm{6}}$<112>不全位錯切割γ'相引起的。也有研究[17]指出，γ'相筏化同樣對蠕變各向異性產生影響。為研究筏化組織對樣品持久性能的影響，對3個取向的蠕變樣品斷裂后縱截面組織進行分析，如圖6所示。從圖6a、c和e可以看出，在中溫實驗條件下，由于元素擴散速率較低，3個取向樣品的組織均未發生明顯的筏化。由于變形量較大，在<001>取向樣品蠕變斷裂后觀察到了滑移帶，這表明<001>取向樣品在蠕變變形的過程中有明顯的加工硬化。由表1可以看出，在760℃、810 MPa條件下，<011>取向的延伸率最大，但持久性能卻表現最差，從圖4a可以看出，<011>取向樣品的蠕變速率在初始蠕變結束后發生小幅的降低，而后迅速上升，這表明<011>取向樣品在蠕變過程中沒有產生足夠的加工硬化。<111>取向樣品中γ'相的形貌與<001>和<011>取向的樣品中γ'相形貌存在明顯不同，<111>取向樣品中的γ'相呈三角形或菱形，<001>以及<011>取向樣品中γ'相則為立方狀。可以看出，在中溫條件下，<001>和<111>取向樣品經歷長時間的蠕變變形后γ'相仍然沒有明顯筏化，<011>取向樣品雖然持久性能不佳，但γ'相也同樣保持立方狀，因此組織形貌對于中溫持久性能各向異性的影響不大，持久壽命的差異更多是由于不同取向變形機制的差異所導致。

圖6

圖63種取向樣品在不同條件下蠕變斷裂后顯微組織的SEM像

Fig.6SEM images of <001> (a, b), <011> (c, d), and <111> (e, f) oriented specimens after creep rupture under 760oC, 810 MPa (a, c, e) and 1000oC, 280 MPa (b, d, f)

在1000℃、280 MPa條件下，3個取向的變形機制均以位錯的繞越和攀移為主，由于變形機制趨于相同，使得持久各向異性有所降低。根據Caron等[18]和Sass等[19]的觀點，高溫下γ'相筏化會降低單晶高溫合金的各向異性，但實驗結果表明高溫下各取向的持久性能仍然存在差異。如圖3所示，<111>取向樣品的持久壽命較<001>取向樣品略高，而<001>取向樣品的塑性明顯更好。在高溫條件下，由于元素擴散系數增大，位錯運動方式增多，使得元素的擴散變得更加容易，因此γ'相的筏化更加明顯。<001>取向樣品筏化組織縱向粗化，厚度不斷增加，形狀變得扭曲，縱橫交錯的γ'相的尖端容易產生裂紋(圖7)，在裂紋尖端由于應力集中，使得裂紋的擴展速率增加。Feller-Kniepmeier和Kuttner[20]研究認為，<011>取向樣品與應力軸成±45°的屋頂γ通道(roof channel)所受應力更高，導致60°界面位錯與螺位錯優先在不同的屋頂γ通道中發生滑移，位錯的滑移也加速元素的定向擴散，因此<011>取向樣品的筏化組織具有與應力軸成±45°的特征。此外，<011>取向樣品的γ'相筏化方向沿平直界面發生規則的轉折，表明在<011>取向樣品中有孿晶(圖6d)形成，一般來說fcc金屬不易出現孿晶，但是由于<011>取向滑移系數量少，因此孿晶成為變形的一種必要的輔助手段[21,22]，因此加工硬化不足是導致<011>取向樣品在高溫下持久性能較差的根本原因。<111>取向組織雖然筏化明顯，但是由于筏化組織取向單一，且γ/γ'兩相界面平滑規整，因此裂紋形核以及擴展更為困難。另外由于<111>取向滑移系眾多，變形協調能力強，通過圖4b中<111>取向樣品的蠕變曲線可以看出，不同滑移系位錯的開動能夠在變形過程中產生良好的加工硬化，因此<111>取向的樣品表現出良好的高溫持久性能。

圖7

圖7<001>取向1000℃、280 MPa持久樣品微裂紋形貌的SEM像

Fig.7Low (a) and high (b) magnified SEM images of microcracks of <001> oriented specimens under 1000oC and 280 MPa

3.3位錯組態

圖8為<011>取向和<111>取向樣品在不同條件下蠕變斷裂位錯組態的TEM像。從圖8a和b可以看出，在中溫蠕變斷裂后，<011>取向和<111>取向樣品的γ基體通道中塞積了大量的位錯，兩相界面未觀察到位錯網，因此在γ/γ'兩相界面上累積了較高的應力，當微觀應力達到切割機制啟動的門檻應力，大量$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>不全位錯切入γ'相后形成層錯。Mackay和Maier[23]認為到達“雙滑移邊界”是蠕變由初始階段過渡到穩態階段的標志，從圖4a中<011>取向樣品的蠕變曲線可以看出，在760℃、810 MPa條件下，<011>取向樣品還未進入穩態蠕變就發生了斷裂。從圖8a和b中可以看到，<011>和<111>取向樣品中均有層錯產生，<011>取向樣品的層錯數量明顯更多，且方向互相平行，而<111>取向樣品中層錯數量較少，方向不唯一，由此可以判斷，<011>取向樣品中$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>不全位錯切割γ'相更為頻繁，且變形機制為單系滑移，由Schmid定律可以計算出此滑移系($\overline{\mathrm{1}}$11)[211]的Schmid因子為0.47，較高的Schmid因子使得位錯增殖驅動力較大，兩相界面處大量的不全位錯連續切割γ'相，導致沉淀強化作用大幅下降而發生斷裂。<111>取向樣品的變形方式為多系滑移，因此γ'相中觀察到的層錯方向是多個方向的，經計算<111>取向Schmid因子為0.31，較小的Schmid因子使得<111>取向樣品中位錯增殖速率更低，達到切割機制的門檻應力所需的外加載荷更大，因此大幅降低了兩相界面$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>不全位錯的密度，且不同滑移系的位錯在滑移過程中能夠產生割階，從而起到強化作用[24]，因此，<111>取向樣品在中溫下具有最佳的蠕變抗力和持久壽命。

圖8

圖8<011>和<111>取向樣品在不同條件下蠕變斷裂位錯組態的TEM像

Fig.8TEM images of <011> (a, c) and <111> (b, d) oriented specimens after creep rupture under 760℃, 810 MPa (a, b) and 1000oC, 280 MPa (c, d)

閆化錦等[25]認為，隨著溫度的升高，層錯能也逐漸增大。從圖8c和d中可以看出，在高溫蠕變條件下，由于層錯能升高以及繞越、攀移機制的啟動，<011>取向及<111>取向樣品中的γ'相均沒有觀察到層錯的產生。由表2可以看出，在1000℃、280 MPa條件下，<011>取向樣品的延伸率相較于中溫時有明顯的降低，從圖4b所示的<011>取向樣品的蠕變曲線也可以發現，高溫時<011>取向樣品存在明顯的穩態蠕變階段，表明由于繞越以及攀移機制的啟動，<011>取向的變形機制由中溫時的單系滑移轉變為多系滑移。在圖8c中可以觀察到不同方向的位錯線，根據Schmid定律計算另一個滑移系為(111)[2$\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}$]，雙滑移系導致<011>取向樣品存在一定程度的加工硬化，從而導致延伸率降低，在剛進入穩態蠕變階段時具有較低的蠕變速率，然而由于加工硬化能力不足，使得蠕變速率上升，最終超過<001>取向樣品，最先發生斷裂。<111>取向Schmid因子低，導致位錯增殖緩慢，且擁有更多的滑移系，具有良好的變形協調能力以及加工硬化能力，因此在3個取向樣品中具有最低的蠕變速率。從圖8c和d可以看出，通過節點反應和局部調整2個取向樣品在γ/γ'兩相界面處都形成了界面位錯網[26,27]，由于<011>取向樣品的持久壽命較短，界面位錯網較為稀疏，<111>取向樣品的界面位錯網則更加規整密集。界面位錯網的形成有助于釋放兩相界面的錯配應力，減輕了由于位錯塞積產生的局部應力，因此<111>取向樣品在高溫下表現出更好的蠕變抗力。

4結論

(1) 在760℃、810 MPa條件下，<001>、<011>和<111> 3種取向的鎳基單晶高溫合金DD432的持久性能各向異性明顯，<111>取向樣品的持久性能最好，隨著取向偏離角度的增加，持久壽命逐漸降低；<001>取向樣品的持久壽命較低，隨著取向偏離角度的增加持久壽命有所增長；而<011>取向樣品的持久性能最低，隨著取向偏離角度的增加持久性能也有所提升。

(2) 在760℃、810 MPa條件下，3個取向樣品中的γ'相均未發生明顯筏化，造成不同取向持久蠕變性能差異的主要因素是變形機制的不同。<001>和<111>取向樣品均為多系滑移，<111>取向的Schmid因子最低，在同等載荷下位錯增殖驅動力更小，因而持久壽命最長。而<011>取向樣品的變形機制為單滑移，在蠕變過程中難以產生加工硬化，且大量$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>不全位錯連續切割γ'相，導致<011>取向樣品的蠕變抗力不足，很快發生斷裂。

(3) 在1000℃、280 MPa條件下，<001>、<011>和<111> 3種取向樣品的持久各向異性有所下降但仍然存在，<111>取向樣品持久性能較<001>取向樣品略高，<011>取向樣品的持久性能雖然有所提升但依然最低。隨取向偏離角度的增加持久壽命并沒有表現出簡單的遞減或者遞增關系。

(4) 在1000℃、280 MPa條件下，3種取向樣品中的γ'相均發生了明顯筏化，<001>取向樣品中的γ'相縱向連接，不利于裂紋鈍化；<011>取向樣品中的γ'相與應力軸成±45°筏化，存在孿晶；<111>取向樣品中的γ'相筏化方向單一，兩相界面平整，有利于阻礙裂紋的擴展。在<111>取向樣品的γ'相中發現大量位錯，能起到強化γ'相的作用，兩相界面處致密規整的位錯網能夠有效釋放錯配應力，因此該取向樣品具有最低的穩態蠕變速率以及延伸率；<011>取向樣品的γ'相中觀察到少量位錯，存在一定程度的加工硬化，熱激活使得<011>取向樣品的變形機制由單滑移轉變成多滑移，但滑移系數量少，孿生機制成為變形的輔助手段，因此，該取向樣品仍然最先發生斷裂。

來源：金屬學報