鎳基單晶高溫合金具有優(yōu)異的高溫組織穩(wěn)定性、抗蠕變性能、抗疲勞性能以及高溫抗腐蝕性能，可 用于制造航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片等重要熱端部件[1,2] 隨著航空發(fā)動機(jī)推重比的不斷提高，對單晶高溫合金承溫能力的要求也隨之提高[3,4] 提高W、Mo、Re、Ta等難熔元素的含量，尤其是Re元素的含量可使鎳基單晶高溫合金的承溫能力提高 但是，添加Re元素會提高合金的枝晶偏析程度和拓?fù)涿芏严?TCP相)的析出傾向，使合金的組織穩(wěn)定性下降并提高合金的成本[5,6] 因此，為了保證合金具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能，尋找Re元素的替代元素已成為單晶高溫合金成分設(shè)計和應(yīng)用的重要方向

第二代單晶高溫合金具有較強的承溫能力和優(yōu)異的綜合性能，廣泛用于制造航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片 為了降低第二代單晶高溫合金的成本，對其進(jìn)行了深入的研究 Fleischmann等[7]研究發(fā)現(xiàn)，考慮元素在兩相的分配時可用4.3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))W或2.2%的Mo代替1%Re的固溶強化作用 W、Ta和Re是單晶高溫合金強化效果最好的合金元素，而用W替代Re可在保證合金性能的同時降低成本[8~10]

航空發(fā)動機(jī)在服役過程中，其渦輪葉片承受巨大的離心力，單晶葉片失效的主要形式是離心力造成的蠕變損傷 因此，高溫持久性能是檢驗合金性能的一個重要指標(biāo)[11] 相關(guān)研究結(jié)果表明[12,13]，含Re單晶高溫合金在高溫蠕變初期的變形機(jī)制，是位錯在基體中滑移；在穩(wěn)態(tài)蠕變階段，合金的變形機(jī)制是位錯攀移越過筏形γ'相；而在蠕變第三階段時，大量a<101>超位錯剪切筏形γ'相使筏形γ'相發(fā)生扭曲變形，微裂紋在γ/γ'兩相界面處萌生并擴(kuò)展成為合金的主要失效方式 在高溫蠕變過程中，在γ/γ'界面處形成界面位錯網(wǎng) 致密的界面位錯網(wǎng)進(jìn)一步阻礙位錯剪切γ'相，使合金的蠕變抗力提高[14] 還有研究表明，高溫下的a<010>超位錯也能降低合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率[15] 因此，需進(jìn)一步明確低Re鎳基單晶高溫合金在持久變形后期的位錯結(jié)構(gòu)以及主要強化機(jī)制 據(jù)此，本文在第二代單晶高溫合金成分的基礎(chǔ)上調(diào)整W元素和Re元素的成分，用更多的W元素替代Re元素，分別測試兩種“W替Re”型低成本第二代鎳基單晶高溫合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa條件下的持久性能，研究其高溫持久變形機(jī)制

1 實驗方法

實驗用材料為兩種“W替Re”型低成本鎳基單晶高溫合金，分別記為8.5W+1.0Re合金和8.0W+1.5Re合金，其名義成分列于表1

Table 1

表1

表1兩種單晶高溫合金名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

Table 1Nominal composition of two single crystal superalloys (%, mass fraction)

Alloys	Cr	W	Re	Co	Al+Ti+Ta	Mo	Hf	C	Ni
8.0W+1.5Re	5.0	8.0	1.5	9.0	14.6	0.6	0.2	100×10-6	Bal.
8.5W+1.0Re	5.0	8.5	1.0	9.0	14.6	0.6	0.2	100×10-6	Bal.

用選晶法在ZG-2型定向凝固爐中制備[001]取向的單晶試棒，控制單晶試棒的生長方向使其與[001]取向的偏差小于10° 對合金進(jìn)行熱處理，兩種工藝制度在圖1中給出 將熱處理后的試棒加工成如圖2a所示的試樣，用于測試持久性能 使用GWT504型高溫蠕變試驗機(jī)分別在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa兩種條件下測試試樣的持久性能，直至完全斷裂

圖1



圖1兩種合金的熱處理制度

Fig.1Heat treatment process of two alloys

圖2



圖2持久試樣及其縱剖面示意圖

Fig.2Schematic diagram of stress rupture specimen and its longitudinal section (a) schematic diagram of stress rupture specimen (b) schematic diagram of observation location in fractured sample

將斷裂后的試樣沿[001]方向縱剖并將縱剖面預(yù)磨和拋光，然后用CuSO4+5mL H2SO4+100 mL HCl+80 mL H2O腐蝕液(20 g)腐蝕剖面，制得金相試樣 用S-3400N型掃描電鏡(SEM)觀察縱剖面不同位置(圖2b)的組織；用線切割機(jī)在縱剖面上沿[001]方向切取厚度為0.5 mm的薄片，磨至50 μm后沖成直徑為3 mm的薄片，最后在-25℃和50 mA條件下對試樣進(jìn)行雙噴減薄，制成透射電鏡試樣 雙噴電解液為10% HClO4+90% C2H5OH的溶液；用JEM-2100型透射電鏡(TEM)觀察合金中的位錯組態(tài)，沿應(yīng)力軸方向統(tǒng)計γ/γ'兩相界面位錯網(wǎng)的間距以分析持久變形機(jī)制

2 實驗結(jié)果2.1 兩種合金熱處理態(tài)的組織

圖3給出了兩種合金完全熱處理后的組織形貌 可以看出，兩種合金中的γ'相均呈規(guī)則立方體狀，8.0W+1.5Re合金中γ'相的立方度更高，而8.5W+1.0Re合金中γ'相的排列更規(guī)則 統(tǒng)計結(jié)果表明，8.0W+1.5Re合金中γ'相的體積分?jǐn)?shù)約為65%，平均尺寸約為0.47 μm；8.5W+1.0Re合金中γ'相的體積分?jǐn)?shù)約為67%，平均尺寸約為0.41 μm 與8.0W+1.5Re合金對比，8.5W+1.0Re合金中γ'相的體積分?jǐn)?shù)更高、尺寸更細(xì)小、分布更均勻，并且γ基體通道的寬度更?。谎芯勘砻鱗16]，約有80%的Re元素進(jìn)入γ基體中形成固溶體，約20%進(jìn)入γ'相中 W元素在γ/γ'兩相中的分配比基本相同，因此推算結(jié)果表明，以0.5%的W元素代替0.5%的Re元素后更多的W元素進(jìn)入到γ'相中 同時，由于W原子半徑比Re原子的半徑略大而進(jìn)一步阻礙γ'相長大，與8.0W+1.5Re合金相比8.5W+1.0Re合金中的γ'相更細(xì)小

圖3



圖3兩種合金完全熱處理后的組織形貌

Fig.3Microstructure of two alloys after full heat treatment (a) 8.0W+1.5Re alloy (b) 8.5W+1.0Re alloy

2.2 兩種合金的微觀組織和持久性能

表2列出了兩種合金在不同條件下的持久性能數(shù)據(jù) 8.0W+1.5Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa條件下的持久壽命分別為259 h和241 h，8.5W+1.0Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa兩種條件下的持久壽命分別為251 h和207 h 可以看出，兩種合金在982℃/248 MPa條件下的持久壽命相近，而在1070℃/137 MPa條件下8.5W+1.0Re合金的持久壽命略比8.0W+1.5Re合金低，但是都達(dá)到了第二代單晶高溫合金水平[17]

Table 2

表2

表2兩種合金在不同條件下的持久性能數(shù)據(jù)

Table 2Data of stress rupture properties of two alloys under different conditions

Alloys	982℃/248 MPa		1070℃/137 MPa
	Stress rupture life / h	Elongation / %	Stress rupture life / h	Elongation / %
8.0W+1.5Re	259	28	241	43
8.5W+1.0Re	251	31	207	45

兩種合金在982℃/248 MPa條件下持久變形斷裂后的組織演化，如圖4所示 可以看出，斷裂試樣的不同位置處的組織形貌有較大的不同，這是試樣各位置所受應(yīng)力不同所致(圖2b) 三位置處均主要受拉應(yīng)力的作用 1位置在標(biāo)距段外側(cè)，直徑略大，因此在持久試驗時所受應(yīng)力最小 在持久變形后期斷口附近區(qū)域出現(xiàn)縮頸，因此3位置處試樣的有效截面積減小，實際應(yīng)力較大 因此可以判定1、2、3三位置實際應(yīng)力大小的排序為：σ3>σ2>σ1 在位置1處兩種合金中部分γ'相保持一定的立方度，γ'相的尺寸與熱處理態(tài)合金相比有所增大 其余大多數(shù)γ'相沿著應(yīng)力軸垂直方向發(fā)生一定程度的連接 與8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金中γ'相的立方度更差且連接更加嚴(yán)重；在位置2處，兩種合金中γ'相均沿垂直于應(yīng)力軸方向連接形成N型筏狀組織；在位置3處兩種合金中筏形γ'相的形貌與位置2處的相似，但是筏形γ'相的厚度有略微增加 與8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金位置2和位置3處的筏形γ'相組織的厚度略大 相關(guān)研究表明[16,18]，W和Re兩種元素的原子半徑均較大，且W原子半徑略大于Re原子，兩種原子在Ni原子中的的互擴(kuò)散系數(shù)相近 但是由于約有80%的W原子進(jìn)入γ'相，在γ'相中的含量明顯高于Re原子，使其在持久變形過程中W原子對其它合金元素擴(kuò)散的阻礙作用更大，因此進(jìn)一步減緩了γ'相的形筏速率

圖4



圖4在982℃/248 MPa條件下持久斷裂后兩種合金試樣不同位置的組織形貌

Fig.4Microstructures in different regions of specimens in two alloys after fracture at 982℃/248 MPa

兩種合金在1070℃/137 MPa條件下持久變形斷裂后的組織演化情況，如圖5所示 兩種合金的γ'相在位置1、2、3處的筏形組織均已破壞，由于在持久性能試驗后期試樣發(fā)生頸縮，由原來的單軸應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槿S應(yīng)力，γ'相發(fā)生了嚴(yán)重的扭曲和變形，其方向不再嚴(yán)格垂直于應(yīng)力加載方向 同時，γ基體分離為“短條形”和“顆粒形”島狀結(jié)構(gòu)并被γ'相“反包圍”，這種現(xiàn)象為“拓?fù)浞崔D(zhuǎn)”[19]，是塑性變形的大量積累所致 為了研究斷口位置附近筏形γ'相的扭曲和變形程度，統(tǒng)計了γ'相筏形方向與應(yīng)力軸的夾角平均值(表3) 夾角平均值越大，說明筏形γ'相的扭曲和變形的程度越大 可見隨著距離斷裂位置的不斷接近，8.0W+1.5Re合金中筏形γ'相與應(yīng)力軸夾角大約由103.4°增加至128.7°；而8.5W+1.0Re合金中夾角由101.6°增加至124.6° 因此，γ'相的扭曲和變形程度隨著距離斷口位置的不斷接近而增大，并且與8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金在位置1、2、3處γ'相的扭曲變形程度更大

圖5



圖5在1070℃/137 MPa條件下持久斷裂后兩種合金試樣不同位置組織的形貌

Fig. 5Microstructures in different regions of specimens in two alloys after fracture at 1070℃/137 MPa

Table 3

表3

表31070℃/137 MPa下斷裂后應(yīng)力軸與筏形γ'相夾角統(tǒng)計結(jié)果

Table 3Statistical data results of the angles between the stress axis and the rafted γ' phase after fracture at 1070℃/137 MPa

Alloys	Angles between stress axis and rafted γ′ phases / (°)
	Location 1	Location 2	Location 3
8.0W+1.5Re	103.4 (φ1)	117.5 (φ2)	128.7 (φ3)
8.5W+1.0Re	101.6 (φ4)	112.3 (φ5)	124.6 (φ6)

2.3 持久變形斷裂后的位錯組態(tài)

兩種合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa兩條件下持久變形斷裂后的位錯形貌，如圖6所示 可以看出，兩種合金在982℃/248 MPa持久條件下(圖6a，b) γ基體中均出現(xiàn)高密度的位錯塞積，且在γ/γ'相界面處出現(xiàn)少量稀疏的界面位錯網(wǎng) 兩種合金的γ'相中大部分超位錯具有短線結(jié)構(gòu)，其Burgers矢量為a[110]和a[11ˉ0] 但是，在8.5W+1.0Re合金的γ'相中也發(fā)現(xiàn)了呈雙線襯度的長直狀a[010]超位錯(圖6a中的插圖) 與8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金中界面位錯網(wǎng)的分布更均勻且結(jié)構(gòu)更致密，為合金提供了更高的蠕變抗力[20] 由圖6(a、b)中γ基體和γ'相中的位錯分布可見，在該條件下合金的主要變形機(jī)制為位錯在基體中滑移和交滑移，進(jìn)而在界面處發(fā)生位錯反應(yīng)形成位錯網(wǎng)(圖7a)，同時帶有反相疇界(APB)的耦合位錯對剪切筏形γ'相也是重要的變形機(jī)制(圖7b)

圖6



圖6在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa條件下持久斷裂后合金中的位錯組態(tài)

Fig.6Dislocation configuration of alloys after fracture at 982℃/248 MPa and 1070℃/137 MPa (a) (b) 982℃/248 MPa (c)(d) 1070℃/137 MPa (a) (c) 8.5W+1.0Re alloy (b) (d) 8.0W+1.5Re alloy

圖7



圖7合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa條件下的主要持久變形機(jī)制示意圖

Fig.7Schematic diagram of stress rupture deformation mechanism at 982℃/248 MPa and 1070℃/137 MPa (a) (b) 982℃/248 MPa (c) (d) 1070℃/137 MPa (a) (c) the movement of dislocations in γ' matrix (b) (d) dislocations distribution in γ' phase

兩種合金在1070℃/137 MPa條件下持久變形斷裂后(圖6c，d)，γ/γ'相界面處均出現(xiàn)大量致密且規(guī)則的界面位錯網(wǎng) 與8.5W+1.0Re合金相比，8.0W+1.5Re合金的界面位錯網(wǎng)更加致密，形狀更加規(guī)則 合金在該條件下的變形機(jī)制主要為位錯在γ基體中滑移和交滑移，并且該條件具有更高的試驗溫度、熱激活作用更強，因此刃型位錯可通過攀移的方式越過γ'相(圖7c) 同時，由于該條件下的應(yīng)力較低，切入合金γ'相中的位錯數(shù)量比在982℃/248 MPa條件下更少(圖7d) 于圖6c、d對比，8.5W+1.0Re合金在1070℃/137 MPa條件下γ'相中仍存在具有雙線襯度的a<010>超位錯，并且剪切γ'相的a<101>超位錯的數(shù)量比8.0W+1.5Re合金更多 這表明，8.5W+1.0Re合金在該條件下位錯剪切γ'相也是主要的變形機(jī)制

3 討論

界面位錯網(wǎng)是高溫蠕變過程中常見的位錯組態(tài)，在蠕變的初期時γ基體中產(chǎn)生大量的a/2<110>位錯 相關(guān)研究表明[21]，形成位錯網(wǎng)的a/2<110>型位錯最初為一種混合型位錯，其柏氏矢量與位錯線夾角為60°，呈“弓形”分布 Pollock等[22]認(rèn)為，γ基體中位于(111)面上的a/2[101ˉ]位錯與位于(111ˉ)面上的a/2[011]位錯分別運動至γ/γ'相界面并在界面處沉積，為了釋放界面的錯配應(yīng)力并克服位錯線張力的作用以降低能量，位錯線的方向為沿[010]和[100]方向分布且60°位錯轉(zhuǎn)變?yōu)槿行臀诲e，位錯發(fā)生反應(yīng)便形成了沿[010]和[100]方向分布的矩形位錯網(wǎng) 來自其他{111}面上的a/2<110>型位錯繼續(xù)參與位錯反應(yīng)，便產(chǎn)生波紋狀結(jié)構(gòu)的界面位錯網(wǎng) 隨著反應(yīng)的進(jìn)行位錯網(wǎng)的形貌由“波紋狀”轉(zhuǎn)變?yōu)椤鞍诉呅巍?圖8a)，最終趨向于形成六邊形穩(wěn)定結(jié)構(gòu)(圖8b) 這種高溫蠕變過程中形成的六邊形位錯網(wǎng)，為合金提供更強的蠕變抗力 本文研究的8.0W+1.5Re合金在1070℃/137 MPa持久變形斷裂后出現(xiàn)了六邊形位錯網(wǎng)(圖8c)，表明8.0W+1.5Re合金在高溫下優(yōu)異的持久性能可能得益于六邊形位錯網(wǎng)對界面的強化作用

圖8



圖8界面位錯網(wǎng)組態(tài)及其形貌演化示意圖

Fig.8Schematic diagram of interfacial dislocation networks configuration and morphology evolution (a) octagonal dislocation networks (b) hexagonal dislocation networks (c) hexagonal dislocation networks of 8.0W+1.5Re alloy at 1070℃/137 MPa

有研究表明[23]，在高溫蠕變過程中位錯網(wǎng)是在變形和γ/γ′兩相錯配共同作用下誘導(dǎo)產(chǎn)生的，這一過程釋放錯配應(yīng)力有利于提高合金的強度 在982℃/248 MPa條件下，溫度較低和錯配度較小使錯配誘導(dǎo)產(chǎn)生的位錯網(wǎng)數(shù)量較少；此外，982℃/248 MPa更高的外加應(yīng)力和較大局部應(yīng)變流動不利于位錯間距的減小，因此在982℃/248 MPa條件下的位錯網(wǎng)比1070℃/137 MPa條件下更稀疏 界面位錯網(wǎng)阻礙位錯運動的能力，與其疏密程度密切相關(guān) 表4列出了兩種合金在不同條件下沿著應(yīng)力軸方向的界面位錯網(wǎng)間距的統(tǒng)計結(jié)果 可以看出，在相同條件下8.0W+1.5Re合金界面的位錯網(wǎng)更致密，對位錯運動的阻礙作用更大，合金的蠕變抗力更高，因此8.0W+1.5Re合金具有更長的持久壽命

Table 4

表4

表4兩種合金在不同條件下的界面位錯網(wǎng)間距

Table 4Dislocation networks spacing of two alloys after fracture under different conditions

Alloys	Dislocation spacing / nm
	982oC/248 MPa	1070oC/137 MPa
8.0W+1.5Re	100	36
8.5W+1.0Re	140	45

在持久變形后期，兩種合金中的位錯剪切筏形γ'相是一種常見現(xiàn)象 切進(jìn)γ'相的a<110>型位錯通常呈短線狀形貌，其位錯線的方向與[001]方向平行或垂直；而在8.5W+1.0Re合金中觀察到了a<010>型超位錯，是單晶高溫合金在高溫持久變形過程中常見的位錯組態(tài) 其形成過程有兩種方式：

(i) a<010>型超位錯由兩根位于不同{111}面上的a/2<112>型位錯按 式(1)反應(yīng)形成，而a/2<112>位錯由a/2<110>位錯按 式(2)(3)反應(yīng)得出[24]，具體反應(yīng)過程在圖9a中給出

a2[112ˉ]+a2[1ˉ12]→a[010]

(1)

a2[101ˉ]+a2[011ˉ]→a2[112ˉ]

(2)

a2[011]+a2[1ˉ01]→a2[1ˉ12]

(3)

圖9



圖9a<010>型超位錯形成的示意圖

Fig.9Schematic diagram of a<010> superdislocation formation (a) Two a/2<112> dislocations reaction to obtain a<010> superdislocation (b) Two a/2<110> dislocations reaction to obtain a<010> superdislocation

(ii) 界面位錯網(wǎng)中的兩個a/2<110>型位錯按

a2[110]+a2[11ˉ0]→a[100]

(4)

或

a2[01ˉ1]+a2[01ˉ1ˉ]→a[01ˉ0]

(5)

相互反應(yīng)形成沿著[110]方向分布的長直狀a<010>型超位錯[25]，如圖9b所示

由圖9可以看出，反應(yīng)所得的a<010>超位錯不在常規(guī)的{111}滑移面上而位于{001}面或{100}面上 這表明，與a<110>超位錯不同的是，a<010>超位錯的非致密位錯結(jié)構(gòu)部分可動性較差，只能通過滑移與攀移相結(jié)合的方式運動 因此，a<010>超位錯也能降低穩(wěn)態(tài)蠕變速率，有利于提高合金的持久壽命 因此，盡管a<010>超位錯是高溫低應(yīng)力條件下常見的蠕變位錯組態(tài)，但是導(dǎo)致合金失穩(wěn)斷裂的主要原因仍是a/2<110>位錯剪切γ'相，特別是在持久后期導(dǎo)致γ'相發(fā)生拓?fù)浞崔D(zhuǎn)，形成反包圍基體相γ的結(jié)構(gòu)，隨后大量位錯剪切γ'相導(dǎo)致合金失穩(wěn)斷裂

在鎳基單晶高溫合金的持久變形過程中，γ基體中的全位錯克服反相疇界能以位錯對的形式剪切γ'相，是重要的變形機(jī)制 位錯對剪切筏形γ'相機(jī)制的臨界切應(yīng)力τAPB可表示[26]為

πτAPB=γAPB2b[(4fπ)12-f]

(6)

式中γAPB為γ'相的反相疇界能；b為柏氏矢量；f為γ'相的體積分?jǐn)?shù)，其中b≈0.254 nm[26]；8.0W+1.5Re合金的f≈0.65；8.5W+1.0Re合金的f≈0.67；在982℃/248 MPa條件下γAPB≈184 mJ/m2[27]；在1070℃/137 MPa條件下γAPB≈120 mJ/m2[26] 各條件下τAPB的計算結(jié)果均遠(yuǎn)小于外加應(yīng)力(表5)，因此位錯對剪切γ'相是主要的變形機(jī)制

Table 5

表5

表5兩種合金在各條件下不同變形機(jī)制的臨界切應(yīng)力計算結(jié)果

Table 5Calculated data of critical resolved shear stresses for different deformation mechanisms of two alloys under different conditions

Alloys	982℃ / 248 MPa		1070℃ / 137 MPa
	τAPB / MPa	τor / MPa	τAPB / MPa	τor / MPa
8.0W+1.5Re	94.07	194.85	61.35	102.87
8.5W+1.0Re	91.86	241.75	64.63	133.65

此外，在高溫低應(yīng)力持久條件下位錯常以O(shè)rowan繞過機(jī)制繞過筏形γ'相 而位錯在{111}面上的滑移必須克服<110>方向的臨界剪切應(yīng)力[28]

πτor=Gb2πLlnRr0

(7)

式中G為γ基體的切變模量；L為粒子中心距離；R為位錯繞過起始頸部階段距離；r0為位錯中心尺寸 其中G≈48.2 GPa[26]；L≈R≈d(f-1/3-1)[27](d為γ基體通道的寬度)；8.0W+1.5Re合金的f≈0.65；8.5W+1.0Re合金的f≈0.67；在982℃/248 MPa條件下：8.0W+1.5Re合金的d≈350 nm，8.5W+1.0Re合金的d≈290 nm；在1070℃/137 MPa條件下：8.0W+1.5Re合金的d≈750 nm，8.5W+1.0Re合金的d≈600 nm 根據(jù)表5中的臨界切應(yīng)力τor的計算結(jié)果表明，各條件下的τor均小于外加應(yīng)力，因此也可發(fā)生位錯繞過γ'相機(jī)制 但是由于各條件下的τor均小于τAPB，兩種合金在各條件下的變形機(jī)制以位錯對剪切筏形γ'相為主

在高溫低應(yīng)力蠕變期間，當(dāng)γ基體中的位錯或者反應(yīng)后的刃位錯運動到γ/γ'相界面時，在熱激活的作用下，刃位錯可通過攀移越過筏形γ'相(圖7c)；位錯攀移所需的臨界拉應(yīng)力為[29]

πσ=Gb[8π(1-ν)h]KT

(8)

式中ν為泊松比；h為位錯發(fā)生攀移的高度(界面位錯網(wǎng)間距)；K為常數(shù)；T為試驗溫度 可以看出，位錯發(fā)生攀移的臨界拉應(yīng)力與試驗溫度T和位錯發(fā)生攀移的距離h密切相關(guān) 在蠕變溫度一定時，隨著位錯的繼續(xù)反應(yīng)在γ/γ'相界面處的位錯網(wǎng)間距不斷減小，位錯攀移需要的高度降低，攀移的臨界拉應(yīng)力增加；另一種情況是，隨著蠕變溫度的升高合金中筏形γ′相的厚度增加，位錯攀移高度增大，攀移的臨界拉應(yīng)力也增大，在宏觀上表現(xiàn)為合金的蠕變抗力增打；隨著蠕變時間的延長合金中γ基體寬度的降低使位錯在γ基體中更容易滑移，γ基體中的位錯塞積情況加重，位錯不再以攀移的方式越過γ′相 更多位錯在γ/γ′相界面塞積，造成應(yīng)力集中 當(dāng)應(yīng)力增大到γ/γ′相界面的屈服強度時γ基體中的位錯將剪切進(jìn)入到筏形γ′相，合金的蠕變抗力降低，蠕變速度提高直到斷裂

以上分析結(jié)果表明，兩種合金在不同條件下的持久性能與位錯形態(tài)密不可分 兩種合金中的界面位錯網(wǎng)和a<010>型超位錯的形成均可提高合金的持久變形抗力 結(jié)合性能測試的結(jié)果，8.0W+1.5Re合金在1070℃/137 MPa條件下具有比8.5W+1.0Re合金更高的持久壽命 其原因是，Re元素的加入是γ/γ′兩相的錯配度提高，從而提高了界面位錯網(wǎng)的致密度，進(jìn)而提高了合金的持久變形抗力[20]；而在982℃/248 MPa條件下8.5W+1.0Re合金具有與8.0W+1.5Re合金相近的持久壽命，說明W元素在該條件下在一定程度上可替代Re元素產(chǎn)生強化效果 同時，8.5W+1.0Re合金更多的a<010>超位錯有利于降低穩(wěn)態(tài)蠕變速率 根據(jù)對γ′相內(nèi)位錯的分析，合金失穩(wěn)斷裂主要是在持久變形后期大量a/2<110>位錯剪切筏形γ′相造成的 在持久變形后期，位錯大量切入γ′相使其發(fā)生嚴(yán)重的扭曲、變形，甚至發(fā)生“拓?fù)浞崔D(zhuǎn)”，“拓?fù)浞崔D(zhuǎn)”又促進(jìn)a/2<110>位錯進(jìn)一步剪切γ′相[30]，使蠕變速率急劇提高和裂紋在γ/γ′界面處萌生并擴(kuò)展，最終導(dǎo)致合金失穩(wěn)斷裂

4 結(jié)論

(1) 8.0W+1.5Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa條件下的持久壽命分別為259 h和241 h，8.5W+1.0Re合金在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa條件下的持久壽命分別為251 h和207 h 兩種合金的持久性能，均達(dá)到第二代單晶高溫合金的水平；

(2) 兩種合金持久斷裂后γ′相連接并合并成“N型筏”結(jié)構(gòu)，γ′相的扭曲變形程度隨著與斷裂位置的距離接近不斷加劇，在相同條件下8.5W+1.0Re合金γ′相的筏形化程度比8.0W+1.5Re合金低;

(3) 與982℃/248 MPa條件相比，兩種合金在1070℃/137 MPa條件下持久斷裂后的界面位錯網(wǎng)更加致密；在相同條件下，8.0W+1.5Re合金比8.5W+1.0Re合金位錯網(wǎng)更致密 8.5W+1.0Re合金在兩種條件下持久斷裂后都發(fā)現(xiàn)更多的a<010>超位錯；

(4) 兩種合金在982℃/248 MPa條件下的主要變形機(jī)制為位錯在γ基體中滑移和交滑移，在1070℃/137 MPa條件下的主要變形機(jī)制為位錯在γ基體中滑移、交滑移和攀移 在兩種條件下位錯以剪切γ′相為主，以繞過γ′相為輔；

(5) 兩種合金失穩(wěn)斷裂的主要原因，是a/2<110>位錯剪切筏形γ′相使筏形γ′相變形加劇，裂紋在γ/γ′相界面處萌生擴(kuò)展最終使合金斷裂

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<p>Elevated temperature creep behaviors at 1100 °C over a wide stress regime of 120-174 MPa of a third-generation Ni-based single crystal superalloy were studied. With a reduced stress from 174 to 120 MPa, the creep life increased by a factor of 10.5, from 87 h to 907 h, presenting a strong stress dependence. A splitting phenomenon of the close- (about 100 nm) and sparse- (above 120 nm) spaced dislocation networks became more obvious with increasing stress. Simultaneously, <i>a</i>₀<010> superdislocations with low mobilities were frequently observed under a lower stress to pass through γ′ precipitates by a combined slip and climb of two <i>a</i>₀<110> superpartials or pure climb. However, <i>a</i>₀<110> superdislocations with higher mobility were widely found under a higher stress, which directly sheared into γ′ precipitates. Based on the calculated critical resolved shear stresses for various creep mechanisms, the favorable creep mechanism was systematically analyzed. Furthermore, combined with the microstructural evolutions during different creep stages, the dominant creep mechanism changed from the dislocation climbing to Orowan looping and precipitates shearing under a stress regime of 137-174 MPa, while the dislocation climbing mechanism was operative throughout the whole creep stage under a stress of 120 MPa, resulting a superior creep performance.</p>

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