鎳基單晶高溫合金在高溫下具有優(yōu)異的抗蠕變性、抗熱腐蝕性、抗氧化性和組織穩(wěn)定性，可用于制造航空發(fā)動機(jī)和艦船發(fā)動機(jī)的渦輪葉片 [1~3] 鎳基單晶合金在高溫下的優(yōu)異力學(xué)性能，可歸因于各種難熔元素和從基體中共格析出的γ'強(qiáng)化相 特別是第二代和第三代單晶高溫合金中引入的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%和6%的Re元素，使其承溫能力顯著提高[4,5] 但是，合金中添加的Re元素促進(jìn)拓?fù)涿芘畔?TCP相)的析出，嚴(yán)重影響其力學(xué)性能和穩(wěn)定性[6] 在第四代鎳基單晶高溫合金中引入Ru元素，可減少TCP相的析出而使其具有良好的組織穩(wěn)定性及蠕變性能[7] O'hara等[8]提出，Ru元素能引起合金元素在γ和γ'兩相間的逆分配，因此可抑制含Ru合金中TCP相析出 Hobbs等[9]認(rèn)為，Ru含量的提高使SRR300D合金在1100 ℃長期時效后γ基體的體積分?jǐn)?shù)增加，TCP相形成元素在γ基體中過飽和度的降低使TCP相的析出被抑制 此外，在合金中加入Ru還能提高γ/γ'晶格錯配度，進(jìn)而在高溫蠕變時產(chǎn)生更致密的界面位錯網(wǎng)，使持久壽命提高[10]

航空發(fā)動機(jī)的渦輪葉片長期在高溫下工作，因此其在高溫下的微觀組織穩(wěn)定性極為重要 進(jìn)行長期時效可模擬合金在服役時的溫度狀態(tài)，評價合金的組織穩(wěn)定性 在長期時效過程中鎳基單晶高溫合金不可避免地會發(fā)生組織演變，如γ'相的退化、筏化、形成γ/γ'界面位錯網(wǎng)以及析出TCP相 Sun等[11]發(fā)現(xiàn)，一種含5%Re的合金在1100℃長期時效500 h后其組織退化嚴(yán)重，形成γ'相筏形組織和析出大量TCP相 史振學(xué)等[12]研究了一種第四代單晶合金的組織穩(wěn)定性，發(fā)現(xiàn)其在1070℃長期時效400 h后析出少量針狀TCP相(σ相)，長期時效800 h后γ'相形成較完善的筏形組織 此外，渦輪葉片在服役時還要承受離心應(yīng)力，因此合金的高溫低應(yīng)力蠕變性能也是重要的性能指標(biāo) 陳晶陽等[13] 研究了無Ru和含Ru合金，發(fā)現(xiàn)加入Ru可促進(jìn)筏形組織的形成并增大γ/γ'兩相錯配度，形成的致密位錯網(wǎng)可顯著提高其在1100 ℃/140 MPa下的持久壽命 舒德龍[14]發(fā)現(xiàn)，一種Ru含量為3%的鎳基單晶合金在1100℃/137 MPa條件下的持久壽命為323 h，認(rèn)為在持久變形后γ'相中保留的大量K-W鎖可抑制位錯的滑移和交滑移，使合金具有較高的持久壽命

鑒于此，本文對一種四代鎳基單晶高溫合金進(jìn)行1000℃和1130℃下的長期時效，觀察γ'相形貌演化、TCP相的析出和γ/γ'界面位錯網(wǎng)演化；并在1100℃/140 MPa條件下測試合金的持久性能、觀察組織的演化和位錯組態(tài)并分析其持久變形機(jī)制

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用材料是一種6Re/3Ru四代鎳基單晶高溫合金，其名義成分(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))為：24(Co+W+Mo)-2.5Cr-13.8(Al+Ta)-6Re-3Ru-0.15Hf-0.05C-Ni(余量)

用螺旋選晶法在ZGD-2型真空高梯度定向凝固爐中制備[001]取向的單晶試棒 用電子背散射衍射法(EBSD)檢測試棒的晶體取向，試棒的晶體取向偏差均小于10° 對鑄態(tài)合金進(jìn)行完全熱處理，熱處理制度為：1325℃/4 h+1330℃/6 h(AC)+1120℃/4 h(AC)+870℃/24 h(AC)

對完全熱處理后的試樣在1000℃和1130℃下分別進(jìn)行50 h、100 h、200 h、500 h和1000 h的長期時效處理，以評價合金的組織穩(wěn)定性 將完全熱處理后的試棒機(jī)械加工成持久試樣(圖1a)，并測試1100℃/140 MPa條件下的高溫持久性能

圖1



圖1持久試樣和持久斷裂試樣觀察區(qū)域的示意圖

Fig. 1Schematic diagram of stress rupture specimen (a) and observed regions of fractured specimens (b)

用日立SU8010場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)觀察合金的熱處理態(tài)和長期時效態(tài)組織，并觀察持久斷裂試樣縱剖面不同區(qū)域(如圖1b)的顯微組織，用SEM-EDS能譜儀測量TCP相的成分 用JEM-2100透射電子顯微鏡(TEM)觀察完全熱處理態(tài)組織、長期時效后界面位錯網(wǎng)以及持久斷裂后合金中的位錯組態(tài)，并進(jìn)行選區(qū)電子衍射(SAED)以確定析出相的類型 此外，使用Image Pro Plus軟件計算γ基體通道寬度、γ'相的平均尺寸、γ'相的體積分?jǐn)?shù)以及位錯間距 為了確保統(tǒng)計結(jié)果的準(zhǔn)確性，至少選擇10張圖像統(tǒng)計各實(shí)驗(yàn)結(jié)果，并計算其平均值

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 熱處理態(tài)合金的組織

為了降低合金鑄態(tài)組織中的枝晶偏析、消除共晶組織、調(diào)整γ'相尺寸和立方度，需對合金進(jìn)行熱處理 圖2a給出了完全熱處理后在FE-SEM下的γ/γ'組織形貌 可以看出，γ'相的立方度較高，分布較為均勻 由于合金中Re、W等元素在Ni中的擴(kuò)散速率低，合金經(jīng)完全熱處理后γ'相的尺寸較小 統(tǒng)計結(jié)果表明，γ'相的平均尺寸約為250 nm，體積分?jǐn)?shù)約為64%，γ基體通道的寬度約為50 nm 圖2b給出了完全熱處理后合金的TEM形貌，其中襯度較低的(白亮)區(qū)域?yàn)棣?相，低襯度(灰黑)區(qū)域?yàn)棣没w，可見基體中出現(xiàn)了少量納米級的微小γ'相 在合金中未觀察到位錯 圖2b中的插圖為γ和γ'相的電子衍射花樣，可見除了強(qiáng)衍射斑點(diǎn)，還有如白色箭頭所示的γ'有序相的超晶格衍射斑點(diǎn) 從衍射花樣可見，γ和γ'的衍射斑點(diǎn)重合，表明兩相的共格關(guān)系較好

圖2



圖2完全熱處理后合金的SEM形貌、 TEM形貌及衍射花樣

Fig.2SEM morphology (a), TEM morphology and selectron diffraction (b) of the alloy after fully heat treatment

2.2 合金的組織穩(wěn)定性2.2.1 在長期時效過程中γ′相的演化

圖3給出了完全熱處理后的合金分別在1000℃和1130℃長期時效不同時間后γ'相的形貌 與完全熱處理態(tài)相比，在1000℃長期時效50 h后γ'相的形貌和尺寸變化不大，如圖3a所示 圖3b給出了長期時效100 h后γ'相的形貌，可見γ'相略微長大，仍呈立方狀，相鄰γ'相的合并使部分γ基體通道消失 長期時效200 h后(圖3c)一些區(qū)域中的γ'相合并長大，γ'相仍呈立方或長方體狀，基體通道略有變寬，更多的基體通道消失 時效500 h后γ'相的尺寸和γ基體通道寬度進(jìn)一步增大，如圖3d所示 長期時效1000 h后(圖3e)γ'相連接，但是仍存在立方度較好的γ'相，說明合金中γ'相的穩(wěn)定性較高

圖3



圖3在1000℃和1130℃長期時效不同時間后γ′相的形貌

(a) (f) 50 h; (b) (g) 100 h; (c) (h) 200 h; (d) (i) 500 h; (e) (j) 1000 h

Fig.3Microstructure of γ′ phase after long-term aging at 1000℃ (a~e) and 1130℃ (f~j) for different time

圖3(f-j)給出了在1130℃長期時效不同時間后γ'相的形貌 長期時效50 h和100 h后γ'相的尺寸增大，γ基體通道變寬，部分γ'相連接(圖3f、g) 長期時效200 h后(圖3h)γ'相的尺寸持續(xù)增大，連接程度進(jìn)一步提高且部分區(qū)域中的γ'相發(fā)生筏化，但是絕大部分γ'相仍保持立方狀 長期時效500 h后γ'相的形貌發(fā)生了較大的變化，不再保持立方狀，γ'相粒子連接成條形或“L”形 γ'相的邊緣溶解，γ基體通道明顯粗化(圖3i) 長期時效1000 h后γ'相的連接更加嚴(yán)重，γ基體通道粗化的程度進(jìn)一步提高(圖3j)

γ'相是鎳基單晶高溫合金的強(qiáng)化相，因此在長期時效過程中γ'相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)的變化極為重要 對不同形貌γ'相尺寸的統(tǒng)計，有所區(qū)別：立方狀γ'相統(tǒng)計其邊長，嚴(yán)重連接和形筏后的γ'相統(tǒng)計其寬度 不能直接測量γ'相的體積分?jǐn)?shù)，但是可以將γ'相的面積分?jǐn)?shù)轉(zhuǎn)化計算 [15]：

Fν=FAP

(1)

式中FV 和FA 分別為γ'的體積和面積分?jǐn)?shù)，p為指數(shù)因子，取決于γ'相形狀 γ'相為立方狀時p=1.5，γ'相形筏后則指數(shù)p=2 由上述公式可根據(jù)面積分?jǐn)?shù)估算出體積分?jǐn)?shù) γ'相形態(tài)的多樣性使統(tǒng)計結(jié)果產(chǎn)生一定誤差，但是大體上能反映出體積分?jǐn)?shù)的總體變化趨勢

圖4a給出了在不同條件下長期時效后γ'相平均尺寸的統(tǒng)計結(jié)果 可以看出，隨著長期時效時間的增加γ'相的尺寸增大，但是長大速率降低 在1130℃長期時效后γ'相的尺寸明顯大于在1000℃長期時效后的尺寸 圖4b給出了γ'相體積分?jǐn)?shù)的變化 可以看出，在1130℃時效的初期(200 h前)γ'相的體積分?jǐn)?shù)變化不大，但是時效500 h后明顯降低，時效1000 h繼續(xù)降低 比較在1000℃和1130℃長期時效后的γ′相體積分?jǐn)?shù)，可見隨著時效溫度的升高γ′相的溶解量增大且溶解速率過高

圖4



圖4在1000℃和1130℃長期時效不同時間后γ′相的平均尺寸、體積分?jǐn)?shù)和粗化速率

Fig.4Average size (a)、volume fraction (b) and coarsening rate(c) of γ' phase after long-term aging at 1000℃ and 1130℃ for different time

在長期時效過程中γ'相的長大符合LSW熟化，可表示為[16]

rt3-r03=kt

(2)

式中r0為完全熱處理后、長期時效前γ'相邊長的1/2，rt 為長期時效時間t時γ'相邊長的1/2，k為粗化速率

將圖4a給出的統(tǒng)計結(jié)果代入 式(2)，可得兩種合金中γ'相的粗化速率，擬合結(jié)果如圖4c所示 在1130℃長期時效500 h和1000 h后γ'相發(fā)生嚴(yán)重的連接，因此沒有將該兩組數(shù)據(jù)用于擬合 實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)與經(jīng)典的LSW模型吻合較好，表明該模型適于擬合本文實(shí)驗(yàn)中1000℃長期時效和1130℃前200 h的γ'相粗化行為 擬合結(jié)果表明，合金在1000℃長期時效的粗化速率為9.82 nm3/s，在1130℃長期時效的粗化速率達(dá)到96.27 nm3/s 本文實(shí)驗(yàn)用合金在1130℃長期時效中的粗化速率與Song等[17]研究的一種四代單晶高溫合金在1100℃的γ'相粗化速率相近，表明本文實(shí)驗(yàn)用合金中的γ'相穩(wěn)定性較高

2.2.2 TCP相

這種合金中Re，W，Mo等難熔元素的總量達(dá)到19.5%，其中Re的含量高達(dá)6%，因此在長期時效過程中易析出TCP相 本文實(shí)驗(yàn)用合金在1000℃長期時效后組織的穩(wěn)定性優(yōu)異 長期時效1000 h合金中仍未析出TCP相，如圖5a所示 在1130℃長期時效200 h后合金中只析出了極少量長針狀TCP相(圖5b)；長期時效500 h后TCP相的尺寸和數(shù)量略有增加(圖5c)；長期時效1000 h后TCP相析出量持續(xù)增加，尺寸增大并出現(xiàn)塊狀TCP相，如圖5d；與長期時效200 h后相比，針狀TCP相尺寸由約65 μm增長至約90 μm，面積分?jǐn)?shù)從200 h后的約0.015%增大到約0.04%，但是面積分?jǐn)?shù)仍然很低

圖5



圖5合金在1000℃和1130℃長期時效不同時間后析出的TCP相

Fig.5Precipitation of TCP phase after long-term aging at 1000℃ and 1130℃ for different times (a) 1000℃/1000 h; (b) 1130℃/200 h; (c) 1130℃/500 h; (d) 1130℃/1000 h

SEM-EDS測定的在1130℃長期時效不同時間后TCP相的成分，結(jié)果列于表1 可以看出，長期時效不同時間析出的TCP相其成分差別不大，都富含Re，W，Co等γ相形成元素 Sato等[18]的研究結(jié)果表明，含2%Ru和2.5%Ru的合金在1000℃長期時效1000 h后TCP相的面積分?jǐn)?shù)分別約為1.6%和0.7%，而本文實(shí)驗(yàn)用合金長期時效1000 h后沒有析出TCP相，表明這種合金的組織穩(wěn)定性較高

Table 1

表1

表1用SEM-EDS測量的1130℃長期時效不同時間后的TCP成分

Table 1Compositions of TCP phase after long-term aging at 1130℃ for different time by SEM-EDS (mass fraction,%)

Time / h	Re	W	Co	Ta	Hf	Cr	Mo	Ru	Ni
200	37.59	17.89	11.67	9.12	3.59	2.68	0.98	0.64	Bal.
500	37.87	18.16	11.71	9.04	3.68	2.63	1.08	0.76	Bal.
1000	39.25	19.66	11.75	8.33	4.63	2.62	0.67	0.13	Bal.

2.3 在長期時效過程中界面位錯網(wǎng)的演化

圖6a~c給出了在1130℃分別長期時效200 h、500 h和1000 h后的TEM明場像，入射電子束平行于[001]方向 結(jié)果表明，長期時效200 h后在界面處觀察到大量相互平行的沿[100]方向排列的位錯線，表明界面位錯網(wǎng)即將形成 長期時效500 h后界面處已經(jīng)形成了較為完善的界面位錯網(wǎng)，主要是矩形和不規(guī)則形狀 位錯網(wǎng)中的位錯線沿[100]和[010]方向，在γ基體通道內(nèi)也產(chǎn)生了位錯，位錯網(wǎng)能抑制基體中的位錯切入γ'相 長期時效1000 h后位錯網(wǎng)主要為矩形，但是在部分位錯結(jié)點(diǎn)出現(xiàn)了較短的[110ˉ]方向的位錯 對時效不同時間后位錯間距的統(tǒng)計結(jié)果，如圖6d~f所示 可以看出，長期時效200 h后位錯線的平均間距約為139 nm，500 h時位錯網(wǎng)間距約為72 nm，時效至1000 h位錯網(wǎng)間距減小到61 nm 隨著長期時效時間的延長位錯間距變小，位錯網(wǎng)更加均勻、致密 在高溫蠕變過程中合金γ相中的原生位錯運(yùn)動到γ′相即受到阻止，且不同滑移面的位錯在γ/γ′的界面相遇并發(fā)生反應(yīng)而形成界面位錯網(wǎng)[19] 本文實(shí)驗(yàn)用合金雖處于無外加應(yīng)力狀態(tài)但是γ和γ′兩相間出現(xiàn)錯配應(yīng)力，在γ/γ′界面處產(chǎn)生了不同方向的錯配位錯，位錯相遇發(fā)生反應(yīng)在γ/γ′界面處也會形成位錯網(wǎng)[20] 但是1000℃時效溫度較低，錯配應(yīng)力較小，未觀察到完整的界面位錯網(wǎng)

圖6



圖6在1130℃長期時效不同時間后γ/γ′界面位錯網(wǎng)和位錯間距統(tǒng)計

Fig.6Dislocation networks at γ/γ′ interface (a)~(c) and statistics of dislocation spacing (d)~(f) after long-term aging at 1130℃ for different times (a) 200 h; (b) 500 h; (c) 1000 h

2.4 在1100℃/140 MPa條件下合金的持久性能

在1100℃/140 MPa條件下測試了合金的持久性能，持久壽命為676.5 h，伸長率為9.48%，斷面收縮率為34.71% 與文獻(xiàn)[21~23]的結(jié)果比較，在該測試條件下實(shí)驗(yàn)合金的持久壽命較高，其壽命約為第四代單晶合金TMS-138的1.5倍，持久壽命已經(jīng)達(dá)到甚至略高于第四代鎳基單晶高溫合金水平

圖7給出了持久斷裂后，試樣縱剖面不同區(qū)域γ/γ′的組織形貌及TCP相析出情況，其中雙箭頭為加載應(yīng)力方向 在圖7a~c中觀察到A、B、C三個區(qū)域中的γ′相沿垂直于應(yīng)力軸方向形成N型筏狀組織，并觀察到箭頭所指的γ′相反包圍γ相的拓?fù)涞怪矛F(xiàn)象 應(yīng)力的大小不同(σC>σB>σA)，導(dǎo)致不同區(qū)域中的γ/γ′組織形貌出現(xiàn)較大的差異 隨著應(yīng)力的增大筏形γ′相的尺寸和基體通道寬度增大，γ/γ′組織的扭曲程度加劇 在持久斷裂試樣中觀察到針狀TCP相，其形貌與長期時效后析出的TCP相類似 同時，隨著到斷口距離的減小TCP相的析出量增大，如圖7d~f所示 圖8a給出了析出相的TEM明場像，可見TCP相的形貌為針狀，并且在TCP相附近出現(xiàn)了位錯塞積 這可能導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而增大裂紋萌生的可能性 對析出相進(jìn)行選區(qū)電子衍射，衍射花樣如圖8b所示 鑒定結(jié)果表明，該針狀TCP相為μ相

圖7



圖7斷裂試樣不同區(qū)域的γ/γ′形貌和TCP相

Fig.7γ/γ′ morphology (a~c) and TCP phase (d~f) of different regions in fractured specimens (a) (d) region A; (b) (e) region B; (c) (f) region C

圖8



圖8斷裂試樣中TCP相的形貌和選區(qū)電子衍射花樣

Fig.8Morphology of TCP phase in fractured specimens (a) and selected area electron diffraction pattern (b)

3 討論3.1 γ′ 相的粗化、連接和筏化

在長期時效過程中，合金中的γ′相發(fā)生了粗化、連接和形筏 γ′相的長大符合Ostwald Ripening原理，即小尺寸γ′相溶解，大尺寸γ′相粗化 這種現(xiàn)象可用Gibbs-Thompson方程[24]

C=C∞1+2γVmRTr

(3)

解釋 式中C為γ′粒子表面溶質(zhì)濃度，C∞為無窮大的γ′粒子表面溶質(zhì)濃度，γ為比界面能，Vm為摩爾體積，r為γ′相顆粒的半徑，R為常數(shù)，T為溫度 式(3)反映了溶質(zhì)濃度C和γ′相的半徑r二者間的關(guān)系，即半徑r越小則溶質(zhì)濃度越高，使小尺寸γ′粒子周圍的Al、Ta等溶質(zhì)元素向大尺寸的γ′粒子遷移 小尺寸γ′粒子表面的γ′相形成元素的遷移，使小尺寸γ′粒子中溶質(zhì)元素不斷擴(kuò)散到基體中，并通過γ基體向大尺寸γ′粒子擴(kuò)散，使較小的γ′粒子縮小而較大的γ′粒子增大 在此過程中γ′粒子的總表面積降低，Ostwald粗化過程發(fā)生的驅(qū)動力是總界面自由能的降低 在1000℃的長期時效，原子的擴(kuò)散速率和γ′相的長大速率較低 長期時效溫度升高到1130℃，使原子的擴(kuò)散速率增大，γ′相的粗化速率顯著提高，從而生成尺寸更大的γ′粒子，200 h后相鄰γ′相開始連接而逐漸變?yōu)闂l形或“L”或筏狀結(jié)構(gòu)

γ′相連接筏化的驅(qū)動力，是界面能和彈性應(yīng)變能的降低[25] 在1130℃長期時效500 h后合金中的γ′相由立方狀變?yōu)闂l狀，同時在γ/γ′界面上出現(xiàn)位錯網(wǎng) 界面位錯網(wǎng)的形成可釋放γ/γ′兩相間的晶格錯配和外加應(yīng)力產(chǎn)生的彈性應(yīng)變能 同時，位錯網(wǎng)作為元素擴(kuò)散的通道能促進(jìn)合金元素的擴(kuò)散，加快γ′相的筏形化[26,27] 在沒有外加應(yīng)力的長期時效過程中只有內(nèi)應(yīng)力，使γ′相筏化方向并不唯一 而在1100℃/140 MPa持久試驗(yàn)中，對試樣施加軸向拉應(yīng)力使合金中產(chǎn)生彈性應(yīng)力梯度而使合金元素定向擴(kuò)散 合金元素的定向擴(kuò)散在合金中形成方向一致的筏形組織 對比持久斷裂不同區(qū)域的筏狀γ′相的形態(tài)，表明應(yīng)力的增大可促進(jìn)合金中γ′相的粗化及筏化

3.2 TCP相的析出行為

TCP相是合金中的一種有害相，其大量析出使合金的持久性能下降 如表2所示，TCP相的形成元素主要為固溶強(qiáng)化元素，因此TCP相的析出使固溶強(qiáng)化效果降低 另外，γ相元素的消耗導(dǎo)致在TCP相的周圍生成γ′相，使筏形組織的連續(xù)性受到破壞 同時，TCP相是一種脆性的長針狀相，產(chǎn)生的應(yīng)力集中使裂紋萌生和擴(kuò)展

Table 2

表2

表2用SEM-EDS能譜測量的斷裂試樣中μ相的成分

Table 2Composition of μ phase in fractured specimen measured by SEM-EDS (mass fraction,%)

Re	W	Ni	Co	Ta	Hf	Cr	Mo	Ru
38.85	19.26	13.53	11.28	8.86	4.51	2.71	0.68	0.32

在1130℃長期時效1000 h后合金中TCP相的析出量仍然極低，在透射電鏡下觀察不到TCP相，因此無法標(biāo)定TCP相的類型 在持久斷裂后的TEM樣品中標(biāo)定出TCP相為μ相，對比長期時效和持久斷裂后的TCP相形貌(圖5和圖7)和成分(表1和表2)，可見在兩種條件下析出的TCP相其形態(tài)和成分基本上相似 根據(jù)與文獻(xiàn)[17, 28]給出的μ相成分對比，可推測出長期時效過程中的析出相為μ相

鎳基單晶高溫合金中TCP相的析出行為受元素擴(kuò)散的影響，溫度也影響擴(kuò)散速率[27] 在1000℃長期時效時，較低的溫度使元素的擴(kuò)散速率低，因此在合金中觀察不到TCP相 時效溫度提高到1130℃，元素擴(kuò)散速率的提高使合金中析出了TCP相，且隨著時效時間的延長合金元素的不斷擴(kuò)散使TCP相的尺寸增大和析出量增加 同是，應(yīng)力的增大也促進(jìn)了TCP的析出[29] 在本文持久斷裂試樣中應(yīng)力較大的近斷口區(qū)域，TCP相的含量高于應(yīng)力較小的遠(yuǎn)斷口區(qū)域

3.3 持久斷裂后的位錯組態(tài)

圖9給出了在1100℃/140 MPa條件下持久斷裂后B區(qū)域的位錯組態(tài) 可以看出，在持久斷裂的合金中形成了γ/γ′界面位錯網(wǎng)(圖10中的矩形區(qū)域)，其形貌主要為四邊形，比圖6中在1130℃長期時效后的界面位錯網(wǎng)更為致密 根據(jù)位錯網(wǎng)間距公式d= b /δ，γ/γ′兩相錯配度δ絕對值的增大將使位錯網(wǎng)更加致密，施加應(yīng)力將增大錯配度的絕對值[30] 因此，即使測試持久性能的溫度低于長期時效溫度，持久斷裂后界面位錯網(wǎng)仍然比無應(yīng)力時的長期時效后致密 在高溫低應(yīng)力條件下規(guī)則且致密的界面位錯網(wǎng)是合金具有較高持久壽命的關(guān)鍵因素，界面位錯網(wǎng)能阻礙γ基體中的位錯切入γ′相，使合金的持久壽命提高

圖9



圖9在1100℃/140 MPa條件下持久斷裂后合金中的位錯組態(tài)

Fig.9Dislocation configuration of the alloy after fracture at 1100℃/140 MPa

持久斷裂后在γ′相內(nèi)存在著a<101>型超位錯和a<010>型超位錯，其中a<101>型超位錯呈短線狀，主要沿[100]方向 這種超位錯來自基體中兩個a/2<101>位錯的反應(yīng)[31] a<010>型超位錯的形態(tài)為“Z”字形，長度較長且彎曲，包括圖中所示的1，2，3三個部分 兩個柏氏矢量不同的位錯a/2<110>從γ基體位錯運(yùn)動到γ/γ′界面，反應(yīng)形成一個<010>型超位錯，然后切入γ′相 這個過程可表示[19]為

a2[1—10]+a2[110]→a[010]

(4)

a<010>型超位錯的非致密位錯芯結(jié)構(gòu)并不位于常規(guī)的{111}滑移面上，而是位于非密排的{001}面上，故其可動性很差，只能滑移和攀移 因此，a<010>型超位錯使蠕變速率降低，可提高合金的持久壽命[32]

4 結(jié)論

(1) 這種第四代鎳基單晶高溫合金在高溫下具有較好的組織穩(wěn)定性 在1000℃進(jìn)行1000 h的長期時效，γ′相發(fā)生輕微連接但是并未筏化且沒有析出TCP相；在1130℃長期時效200 h后開始析出TCP相，500 h后γ′相發(fā)生筏化，1000 h后TCP相的析出量仍然很低(含量為0.04%)

(2) 在長期時效過程中，這種第四代鎳基單晶高溫合金中的立方狀γ′相按LSW熟化方式長大，隨著長期時效溫度的升高粗化速率提高 擬合計算結(jié)果表明，在1000℃和1130℃長期時效過程中γ′相的粗化速率分別為9.82 nm3/s和96.27 nm3/s，表明合金具有較高的γ′相穩(wěn)定性

(3) 在1130℃長期時效過程中出現(xiàn)四邊形界面位錯網(wǎng)，隨著時效時間的延長合金元素的擴(kuò)散導(dǎo)致的錯配應(yīng)力的增大使位錯的平均間距減小

(4) 在1100℃/140 MPa條件下合金的持久壽命為676.5 h，達(dá)到第四代鎳基單晶高溫合金的水平 在持久試驗(yàn)過程中，合金中形成致密的γ/γ′界面位錯網(wǎng)和a<010>超位錯，有利于提高合金的持久性能

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