摘 要：研究了一種［110］取向的鎳基單晶高溫合金在1040℃、150ＭＰａ和850 ℃、500ＭＰａ條件下的蠕變性能、蠕變過程中γ′相的形貌演變以及γ′相的筏化機理，并對拉斷后試樣的縱向截面進行了ＳＥＭ 形貌觀察。結(jié)果表明：在1040℃、150ＭＰａ條件下，沿［110］取向施加應(yīng)力拉伸時，合金中γ′相形成了與應(yīng)力軸成４５°角的層片狀筏化組織；距斷口不同位置處γ′相的粗化程度存在明顯差異；而在850℃、500ＭＰａ條件下，拉伸蠕變后合金中γ′相沒有發(fā)生明顯的粗化現(xiàn)象。
關(guān)鍵詞：鎳基單晶高溫合金；拉伸蠕變；γ′相；筏化組織
中圖分類號：ＴＧ１１３ 文獻標(biāo)志碼：Ａ 文章編號：１０００-３７３８（２００９）０６-０００６-０４
０ 引 言
鎳基單晶高溫合金在應(yīng)力和高溫的長時間作用下，其組織中的γ′沉淀相通常會發(fā)生沿某個方向上的擇優(yōu)長大，這種現(xiàn)象稱為定向粗化（筏化）［１］。相關(guān)研究［２－４］認為：外加應(yīng)力的大小和方向、γ′沉淀相與基體間的錯配度及彈性常數(shù)差是影響γ′相形態(tài)及其演變動力學(xué)的主要參數(shù)。定向粗化的方向由外應(yīng)力方向（拉／壓）及錯配性質(zhì)（正／負）決定，即在正錯配拉應(yīng)力或負錯配壓應(yīng)力下，粗化方向與應(yīng)力軸平行，稱為Ｐ型結(jié)構(gòu)；而在正錯配壓應(yīng)力或負錯配拉應(yīng)力下，粗化方向與應(yīng)力軸垂直，稱為Ｎ-型結(jié)構(gòu)。Ｃａｒｒｙ［５］觀察到γ′相的定向粗化方向與γ′／γ界面的應(yīng)力狀況和應(yīng)變能密度的分布密切相關(guān)，在定向粗化過程中沒有消失的界面是那些被塑性變形中產(chǎn)生的位錯覆蓋的界面；Ｔｉｅｎ等［６］在對［００１］，［１１０］和［１１１］取向的ＣＭＳＸ-４單晶合金進行拉伸蠕變時發(fā)現(xiàn)合金晶體取向的變化對高溫蠕變期間γ′相的形貌演變產(chǎn)生明顯影響，對于［００１］取向合金，γ′沉淀相從最初的立方形態(tài)轉(zhuǎn)變成為與外應(yīng)力垂直的Ｎ型筏化組織；對于［１１０］取向合金，立方γ′沉淀相亦演變?yōu)榕c外應(yīng)力軸垂直的片層狀筏化組織；而對于［１１１］取向合金，無論是拉伸或壓縮蠕變都沒有觀察到γ′相的形態(tài)改變。
對于［００１］取向鎳基單晶合金在高溫拉伸蠕變期間γ′相的粗化取向已進行了廣泛深入地研究，但對［１１０］取向鎳基單晶合金在拉伸蠕變期間γ′相的粗化行為的研究還較少。為此，作者選擇了一種新型［１１０］取向鎳基單晶合金作為研究對象，研究了該合金的高溫蠕變特性及γ′相的粗化行為。
１ 試樣制備和試驗方法
用真空感應(yīng)爐熔煉母合金，母合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)／％）為８．３９Ｃｒ，５．０Ｃｏ，９．５Ｗ ，５．５Ａｌ，２．２Ｔｉ，３．０Ｔａ，余Ｎｉ。采用籽晶法以高溫度梯度在ＺＧＤ-２型真空定向凝固爐中拉制［１１０］取向的１６ｍｍ 鎳基單晶合金試棒。籽晶是由選晶法制得的［００１］取向單晶棒沿［１１０］取向切取的。采用電子背散射（ＥＢＳＤ）試驗確定單晶合金棒的晶體取向，隨后對試棒進行熱處理，熱處理工藝參數(shù)：１３００ ℃×４ｈ空冷＋１１００℃×４ｈ空冷＋８７０℃×４ｈ空冷。將熱處理后的試棒加工成標(biāo)距為５２ｍｍ 的標(biāo)準(zhǔn)蠕變試樣，在ＦＣ-２０懸臂式蠕變試驗機上進行單軸恒載拉伸蠕變試驗，根據(jù)該材料的實際應(yīng)用工況選擇極端條件，分別在８５０ ℃、５００ ＭＰａ和１０４０ ℃、１５０ＭＰａ蠕變條件下進行試驗；然后沿平行于［１１０］方向切取金相試樣，經(jīng)拋光腐蝕后，利用ＪＸ型掃描電鏡進行顯微組織觀察，觀察面為（１００）晶面，觀察位置選擇距斷口不同距離處。
２ 試驗結(jié)果與討論
圖１中的黑點為鎳基單晶合金在極圖三角形中的位置，經(jīng)測算試樣偏離［１１０］取向８．２°。文獻［７］指出，實際晶體取向與標(biāo)準(zhǔn)取向的偏差在１０°以內(nèi)，對材料蠕變性能的影響可以忽略不計。
從圖２可以看出，鎳基單晶合金（００１）橫截面上的枝晶排列規(guī)則，呈現(xiàn)整齊的“＋”字花樣；二次枝晶搭接區(qū)內(nèi)的共晶組織主要呈放射狀，枝晶間處的γ′相尺寸較大且形狀不規(guī)則，而枝晶干處的γ′相細小且排列規(guī)則。由圖３可見，經(jīng)過熱處理后的鎳基單晶合金，在（１０１）橫截面上，γ′相沿［１００］和［０１０］方向排列，γ′相呈現(xiàn)立方體形態(tài)，經(jīng)測算γ′相的體積分數(shù)約為６５％。
２．３ γ′相形態(tài)的演變
由圖５可以看出，在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下，鎳基單晶合金的顯微組織在蠕變過程中發(fā)生了明顯的變化，主要是γ′相發(fā)生了粗化，形成了由黑色的γ′相和白色的γ基體組成的板層狀組織，γ′相為細長波浪形，即所謂的筏化組織。比較圖５（ａ）～（ｄ）可知：距斷口不同位置處γ′相的粗化程度有很大差異。距斷口３０ｍｍ 處，由于應(yīng)力比較低，應(yīng)變量很小，γ′相的立方形貌基本沒有改變，基本沒有粗化現(xiàn)象發(fā)生。距斷口１５ｍｍ 處的γ′相已經(jīng)開始筏化，立方形態(tài)消失，演化為長條形，并且與應(yīng)力軸成一定的角度。距斷口７ｍｍ 處γ′相的筏化程度進一步提高，γ基體通道變寬，筏化組織形貌變得不規(guī)則，并沿［１００］和［０１０］方向相互連接形成與［１１０］應(yīng)力軸約為４５°角的筏化組織。在頸縮區(qū)內(nèi)距斷口１ｍｍ處，由于試棒橫截面積逐漸縮小，應(yīng)力狀態(tài)由單向應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槿驊?yīng)力，導(dǎo)致頸縮區(qū)內(nèi)γ′相的筏化組織扭曲程度增加，γ′相形貌變得不規(guī)則。
由圖６可以看出，合金中孔洞的內(nèi)表面較光滑且形狀不規(guī)則，可以推測出該孔洞是鑄造過程中形成的縮孔。在靠近孔洞邊緣處，γ′相除了形成與應(yīng)力軸成一定角度且形貌不規(guī)則的筏形組織外，還形成了與應(yīng)力軸垂直的Ｎ型筏化組織（圖中的Ａ 區(qū)域）。這種不正常的現(xiàn)象可能是由于孔洞的存在，在拉伸蠕變過程中孔洞邊緣處的應(yīng)力集中使該處γ′
相承受多軸應(yīng)力所致。
由圖７可以看出，在８５０℃、５００ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，距斷口不同距離處合金γ′相的粗化程度差異不明顯，且γ′相沒有形成完整的筏化組織，只是γ′相形貌由立方體演變成沿［１００］方向伸長的菱形組織。蠕變過程中γ′相的筏化與金屬原子的擴散密切相關(guān)［８］，在蠕變條件下，試樣的蠕變壽命較短，金屬原子沒有充分時間擴散且擴散的溫度相對較低，因此，γ′相沒有發(fā)生顯著的粗化現(xiàn)象。
２．４ 元素擴散的驅(qū)動力
在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下，鎳基單晶合金在蠕變初期的變形特征是位錯在γ基體通道中運動，而γ′相中無位錯。因此可以認為塑性變形發(fā)生在γ基體，γ′相僅發(fā)生彈性應(yīng)變。分析認為［９］：在Ｒｏｏｆ基體通道中有較高的ＶｏｎＭｉｓｅｓ應(yīng)力，隨蠕變的進行，位錯在該通道中的密度增加，元素定向擴散的幾率增加，促使γ′相發(fā)生組織演化。同時，在該區(qū)域內(nèi)的應(yīng)變能密度增大。如果認為應(yīng)變能密度的變化Δ犌是合金元素擴散的驅(qū)動力，則元素的擴散通量
擴散通量的增加促使合金中γ相形成元素鉻、鎢、鈷等從Ｇａｂｌｅ通道向Ｒｏｏｆ通道擴散，而鋁、鉭等γ′相形成元素則從Ｒｏｏｆ通道向Ｇａｂｌｅ通道擴散。
于是Ｒｏｏｆ通道逐漸增寬，Ｇａｂｌｅ基體通道逐漸變窄，最終形成與應(yīng)力軸成４５°角的筏化組織。由圖８可知，合金中Ｒｏｏｆ通道的寬度明顯大于Ｇａｂｌｅ通
道，表明以上分析與試驗結(jié)果一致。
３ 結(jié) 論
（１）在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，［１１０］取向鎳基單晶合金中距斷口不同距離的γ′相的粗化程度有很大差異，隨距斷口距離的增加，應(yīng)變
減小，γ′相的筏化程度減弱。
（２）在１０４０℃、１５０ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，［１１０］取向鎳基單晶合金中的γ′相沿［１００］和［０１０］
取向相互連接并形成與［１１０］應(yīng)力軸成４５°角的層片狀筏化組織；在靠近斷口的縮孔處，由于應(yīng)力集中的影響使γ′相形成不規(guī)則的筏化組織。
（３）在８５０℃、５００ＭＰａ條件下拉伸蠕變后，由于擴散溫度較低，鎳基單晶合金的蠕變壽命較短，γ′相沒有發(fā)生顯著的粗化現(xiàn)象。
參考文獻：
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