偏離度對抗熱腐蝕單晶高溫合金DD483拉伸性能的影響

叢培娟，侯介山，周蘭章，任忠鳴，郭建亭

(1. 中國科學院 金屬研究所，沈陽 110016；2. 上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444)

偏離度對抗熱腐蝕單晶高溫合金DD483拉伸性能的影響

叢培娟1，侯介山1，周蘭章1，任忠鳴2，郭建亭1

(1. 中國科學院 金屬研究所，沈陽 110016；2. 上海大學 材料科學與工程學院，上海 200444)

用螺旋選晶器法制備DD483抗熱腐蝕單晶高溫合金，在偏離度小于10°時測試合金從室溫到1 000 ℃的瞬時拉伸性能；研究0～30°范圍內(nèi)偏離度對合金室溫和950 ℃拉伸性能的影響。結(jié)果表明：由于單相γ′的反常屈服行為，750 ℃時合金的抗拉強度達到峰值1 300 MPa，屈服強度達到1 105 MPa；偏離度在0～30°范圍內(nèi)，DD483合金室溫及950℃時的屈服強度和抗拉強度均隨偏離度增加而減小，塑性隨偏離度的增加而增大；不同偏離度樣品的室溫拉伸的變形機制并沒有明顯差別，拉伸性能的差異主要在于Schmid因子和彈性模量的不同；950 ℃時由于開動滑移系數(shù)目的增加，偏離度對合金拉伸強度的影響相對室溫的影響減小。

鎳基單晶高溫合金；DD483合金；抗熱腐蝕；拉伸性能；偏離度

由于消除了橫向晶界，單晶高溫合金具有優(yōu)良的蠕變斷裂性能、低周疲勞性能和抗氧化性能[1]。自20世紀80年代以來，單晶高溫合金作為渦輪葉片和導向葉片獲得了廣泛的應用，顯著推動了航空發(fā)動機的技術(shù)進步[2?4]。目前，隨著燃氣渦輪與蒸汽輪機聯(lián)合發(fā)電的推廣，單晶高溫合金廣泛應用于地面燃氣輪機的工作葉片和導向葉片[5?6]。單晶高溫合金的應用使渦輪入口溫度提高到1 500 ℃[7]，顯著提高了燃氣輪機的工作效率和工作壽命。但是，單晶高溫合金具有明顯的各向異性，工業(yè)生產(chǎn)中一般將偏離[001]的角度小于5°或10°作為衡量樣品合格與否的標準[8]。

目前，有很多關(guān)于單晶高溫合金各向異性的研究[8?18]結(jié)果表明：單晶高溫合金的拉伸性能對溫度和取向較為敏感，單晶高溫合金、單相γ′和其他L12型化合物具有非常復雜的屈服行為；隨著溫度升高至某個峰值溫度，屈服強度可以保持不變或者增加，而溫度達到峰值溫度以后屈服強度隨著溫度的升高下降較快；室溫時，主要是八面體滑移系{111}?110?開動，但是表現(xiàn)出拉壓不對稱性，不遵循Schmid定律；高溫時(大于900 ℃)，在?111?方向附近，六面體滑移系{100}?110?而不是八面體滑移系{111}?110?占據(jù)主導地位；鎳基單晶高溫合金的反常屈服行為與合金中γ′相的尺寸、體積分數(shù)和化學成分有很大關(guān)系。

然而，目前大部分研究都是關(guān)于?001?、?011?和?111?這3個晶向各向異性的研究，但在?001?方向(偏離度小于30°)偏離度對拉伸性能影響的定量研究較少，由于組織的差異，不同合金拉伸各向異性的表現(xiàn)也有所不同。SHAH等[19]的研究表明：在偏離度為0～30°的范圍內(nèi)，PWA1483合金649 ℃的屈服強度和抗拉強度隨著偏離度的增加近似線性下降，塑性近似線性增加。由于單晶高溫合金的各向異性行為對組織和溫度較為敏感，所以，本實驗研究地面燃機用渦輪工作葉片材料 —— DD483抗熱腐蝕單晶高溫合金的微觀組織以及不同溫度下的瞬時拉伸性能，并進一步研究偏離度(晶體生長方向或加力軸方向與[001]的取向偏離度)對該合金室溫和950 ℃瞬時拉伸性能的影響。

1 實驗

實驗采用真空感應爐熔煉DD483母合金，其名義成分如表1所列。在高梯度真空定向結(jié)晶爐中用螺旋選晶器法制得DD483合金單晶試棒，澆注溫度為1 520 ℃，抽拉速率為4 mm/min，采用水冷底盤，試棒尺寸為d 16 mm×170 mm。試棒的熱處理制度為(1 204 ℃, 1 h)+(1 265 ℃, 1 h, 空冷)+(1 080 ℃, 4 h,空冷)。用光學顯微鏡觀察試樣的宏觀組織，用掃描電鏡(SEM)觀察合金的微觀組織和斷口形貌，用EBSD測定合金的晶體取向，用EPMA分析碳化物的類型，用JEOL2010透射電鏡(TEM)觀察距斷口8～15 mm處的位錯組態(tài)。金相腐蝕采用化學腐蝕和電解腐蝕兩種方法，化學腐蝕所用的腐蝕劑為4 g CuSO4+20 mL HCl+20 mL H2O，電解腐蝕的腐蝕劑為5%HNO3+10%冰乙酸+85%H2O(體積分數(shù))，電壓為10 V。EBSD樣品采用電解拋光，電解液為10%高氯酸+90%酒精(體積分數(shù))，電壓為10 V。TEM測試樣品磨至50 μm后再雙噴減薄，雙噴液為10%高氯酸+90%酒精。

熱處理后的試棒沿生長方向加工成直徑為5 mm的標準拉伸試樣，對偏離度小于10°的樣品進行室溫到1 000 ℃的瞬時拉伸試驗。選取偏離度0～30°的樣品進行室溫和950 ℃拉伸試驗，以研究偏離度對拉伸性能的影響。

表1 DD483合金的名義成分Table 1 Nominal composition of DD483 superalloy (mass fraction, %)

2 結(jié)果與討論

2.1 DD483合金的組織及室溫到1 000 ℃的瞬時拉伸性能

DD483合金的鑄態(tài)枝晶臂粗大，一次枝晶臂間距約為210 μm，單相γ′的形狀不規(guī)則，枝晶間含有較多的碳化物，如圖1(a)～(c)所示。經(jīng)過均勻化處理、固溶處理和時效處理后，合金的組織更加均勻，單相γ′呈規(guī)則立方狀，面積分數(shù)約為55%，平均尺寸約為0.4 μm，如圖1(d)～(f)所示。合金經(jīng)熱處理后，其中碳化物面積分數(shù)約為0.3%，碳化物經(jīng)EPMA測定其成分為(Ti0.5Ta0.39Ni0.04W0.03Mo0.03Cr0.01)C，即MC型碳化物。

對試棒進行熱處理后，選取偏離度小于10°的樣品，測試DD483合金室溫到1 000 ℃的瞬時拉伸性能(見圖2)。合金室溫時的抗拉強度和屈服強度分別為1 200 MPa和1 100 MPa；750 ℃時抗拉強度達到峰值1 300 MPa，屈服強度達到1 105 MPa；此后，隨著溫度的增加，強度下降，1 000 ℃時抗拉強度為615 MPa，屈服強度為355 MPa。室溫伸長率約為12.0%，700 ℃時伸長率達到最低值4.4%，而后塑性增加明顯，1 000℃時伸長率約為34.8%。這種反常屈服主要歸因于單相γ′的本質(zhì)特征：單相γ′的屈服強度在一定范圍內(nèi)隨著溫度的升高而增大，之后隨著溫度的升高快速降低[10]。

圖1 DD483合金的鑄態(tài)和熱處理態(tài)枝晶、γ′相和碳化物形貌Fig.1 Morphologies of dendrite configuration(a), γ′ phase(b) and carbide(c) of as-cast DD483 alloy and dendrite configuration(d), γ′phase(e) and carbide(f) of as-heat treated

圖2 偏離度小于10°的合金在不同溫度下的拉伸性能Fig.2 Tensile properties of DD483 specimens at different temperatures with disorientation less than 10°

2.2 偏離度對DD483合金室溫拉伸性能的影響

偏離度對DD483合金室溫拉伸時抗拉強度、屈服強度和塑性的影響如圖3所示，合金的抗拉強度和屈服強度均隨著偏離度(θ)的增加而減小，塑性略有增加。經(jīng)過線性擬合后，抗拉強度σb≈1 190?8θ，MPa；屈服強度σ0.2≈ 1 140?10θ，MPa；伸長率δ≈9.1+0.2θ，%。如偏離度增加10°，抗拉強度約減小80 MPa，屈服強度約減小100 MPa，伸長率約提高2%。

圖3 DD483合金的室溫拉伸性能與偏離度的關(guān)系Fig.3 Relationship between tensile properties and disorientation of DD483 specimens at RT

不同偏離度試樣的室溫拉伸斷口形貌如圖4(a)～(f)所示。由圖4可知：宏觀斷口較平整，剪切唇區(qū)域非常小，準解理斷裂區(qū)由大量的斷裂小平面組成，均呈現(xiàn)類解理斷裂特征。通過對縱剖面的觀察(見圖4(g),(h), (i))，裂紋主要產(chǎn)生于樣品內(nèi)部枝晶間的碳化物所在處，樣品表面沒有明顯裂紋，斷口附近有大量變形不均勻區(qū)，導致單相γ′發(fā)生嚴重變形。不同偏離度樣品的斷口特征有所差別：隨著材料偏離度的增加，材料的塑性有所升高，解理面所占比例有所減少。由于晶格轉(zhuǎn)動的影響，隨著偏離度的增加，斷口橢圓度略有增加。這是由于在較低溫度下，熱激活作用微弱，只有一兩個滑移系開動，試樣在受力過程中發(fā)生轉(zhuǎn)動，導致試樣橫截面由圓形變?yōu)闄E圓形。

圖4 不同偏離度DD483合金樣品的室溫拉伸斷口形貌Fig.4 Macro and micro tensile fractographs of DD483 at RT with disorientation of 2°((a), (d)), 14°((b), (e)) and 25°((c), (f));vertical sections of specimen with disorientation of 2°((g), (h), (i)) (white lines indicate slid direction)

對一般單晶高溫合金而言，室溫下只有八面體滑移系{111}?110?開動[3]。通過TEM觀察可以看到(見圖5)單一方向的平行滑移帶，位錯主要產(chǎn)生在與滑移帶平行或略微有小角度的基體通道內(nèi)，主要為面心立方金屬材料中常見的a/2?110?螺型位錯，且在單相γ′顆粒內(nèi)部有大量層錯。故變形機制主要是位錯切過單相γ′，不同偏離度樣品的變形機制并未發(fā)現(xiàn)明顯差別。

隨著偏離度的增加，材料的塑性增加，主要是由于材料的彈性模量E增加。NYE[20]提出，立方晶體任一方向上的E值可以表示為

式中：θ與φ分別為角度(圖6)；S11、S12和S44為柔度系數(shù)。在偏離度小于30°的范圍內(nèi)，純鎳的彈性模量隨著θ的增加而增加，φ的影響較小[20]，在PWA1480及CMSX?4[21?22]中也有類似規(guī)律，所以忽略φ的影響，可得：

經(jīng)簡化變形可得：

圖5 DD483合金室溫拉伸斷口附近的位錯組態(tài)Fig.5 Dislocation morphology of DD483 alloy near crosssection after tension test at RT

圖6 立方晶體任一方向的取向參數(shù)θ及φ[20]Fig.6 Parameters θ and φ of depicting directions in cubical crystals[20]

式中：A和B均為大于零的常數(shù)，亦即E(θ)∝θ。可以看出：在θ＜30°時，E隨著θ的增加而增大，因此，隨著偏離度的增加，材料塑性有所增加。

抗拉強度和屈服強度隨偏離度的增加而減小主要是由不同方向Schmid因子不同所致。在室溫下，單晶高溫合金通過{111}?110?八面體滑移而變形，材料強度決定于開動的滑移系的臨界剪切強度。在?001?方向附近，可根據(jù)Schmid定律計算材料的臨界剪切強度：

式中：τ為臨界剪切應力；σy為屈服強度；?為Schmid因子；φ為加力軸與滑移面法線方向的夾角；λ為加力軸與滑移方向的夾角。根據(jù)Schmid因子與晶體取向的關(guān)系[13]，在θ＜30°范圍內(nèi)，{111}?110?滑移系中?001?方向的Schmid因子可近似為(1/)+0.006θ。而材料的臨界剪切強度與取向無關(guān)，所以，在晶體標準投影圖中?001?方向附近，屈服強度隨著偏離度的增加而減小。材料的屈服強度與臨界剪切強度的關(guān)系可近似表示為

即：

結(jié)果與圖3吻合較好。所以，隨著偏離度增加，材料強度下降的主要原因在于Schmid因子不同造成滑移面上的分切應力不同，進而影響屈服強度和抗拉強度。

2.3 偏離度對DD483合金950 ℃拉伸性能的影響

偏離度對DD483合金950 ℃拉伸性能的影響如圖7所示。950 ℃時抗拉強度和屈服強度均隨著偏離度的增加而減小，經(jīng)過線性擬合，抗拉強度σb≈793?4.5θ，屈服強度σ0.2≈502?1.3θ，下降趨勢較室溫時的緩和很多；塑性增加，伸長率δ≈23.7+0.45θ，比室溫時增加更明顯。如偏離度增加10°，抗拉強度約減小45 MPa，屈服強度約減小13 MPa，伸長率約提高4.5%。

圖7 950 ℃時拉伸性能與偏離度的關(guān)系Fig.7 Relationship between tensile properties and disorientation at 950 ℃

不同偏離度樣品950 ℃拉伸變形后的斷口形貌如圖8(a)～(f)所示，樣品出現(xiàn)明顯縮頸，斷口較粗糙。放大觀察，斷口表面有許多大小和深淺不一的孔洞、韌窩和撕裂棱，斷口表面有氧化膜存在，其斷裂方式為微孔聚集型斷裂。圖8(g)～(i)所示為斷口的縱剖面，在斷口附近及表面有大量裂紋產(chǎn)生，除了碳化物，共晶也成為裂紋源，不同偏離度的樣品中共晶處均萌生裂紋，且不同偏離度的樣品的裂紋萌生方式并無明顯差別。在斷口附近依然有大量的變形不均勻區(qū)，單相γ′發(fā)生嚴重變形。

950 ℃時，樣品的斷裂方式為微孔聚集型斷裂，微孔的形成主要有兩個來源：一是合金在凝固過程中形成的顯微疏松；二是拉伸過程中碳化物和共晶與基體變形不協(xié)調(diào)而產(chǎn)生孔洞。同時，高溫時表面產(chǎn)生的氧化皮一般為脆性相，較容易產(chǎn)生裂紋。這些顯微裂紋長大使有效承載面積減小，直至彼此連接導致斷裂，形成韌窩型斷口形貌。

拉伸試樣遠離斷口區(qū)域的典型位錯形貌如圖9所示?；w中分布著大量的位錯纏結(jié)，單相γ′內(nèi)部觀察到位錯切割形成的層錯或反向疇界。故材料的變形主要由位錯切割機制控制，且不同偏離度樣品的變形機制并未發(fā)現(xiàn)明顯差別。

圖8 DD483合金950 ℃拉伸后的宏觀和微觀形貌Fig.8 Macro and micro tensile fractographs of DD483 at 950 ℃ with disorientation of 5°((a), (d)), 14°((b), (e)) and 29°((c), (f));vertical section of specimen with disorientation of 5°((g), (h), (i))

950 ℃時，由于溫度較高，其他滑移系開動所需激活能降低，啟動的滑移系數(shù)目增加，在圖9中觀察到沿不同滑移方向切過γ′形成的層錯，如圖中A和B所示。多個滑移系相互作用導致材料對取向的敏感程度降低，材料更趨于各向同性，所以，不同偏離度樣品的拉伸性能差別較室溫時減小。

圖9 DD483合金950 ℃拉伸斷口附近的位錯組態(tài)Fig.9 Dislocation morphology of DD483 alloy after tension test at 950 ℃

3 結(jié)論

1) DD483合金經(jīng)過熱處理后，組織更加均勻，單相γ′呈規(guī)則立方狀，面積分數(shù)約為55%，平均尺寸約為0.4 μm，碳化物主要為MC型，所占面積分數(shù)約為0.3%，試棒在750 ℃拉伸時抗拉強度達到峰值1 300 MPa，屈服強度達到1 105 MPa，而后隨著溫度增加強度下降。

2) 室溫時DD483合金的抗拉強度和屈服強度均隨偏離度增大而下降，塑性隨偏離度的增加而增加，其關(guān)系分別為：σb≈1 190?8θ、σ0.2≈1 140?10θ和δ≈9.1+0.2θ。偏離度在0～30°范圍內(nèi)樣品的變形機制均為單一滑移系位錯剪切單相γ′，斷裂機制為類解理斷裂，不同偏離度樣品拉伸性能的差異主要是由于晶體在不同方向上Schmid因子與彈性模量的不同。

3) 950 ℃時合金抗拉強度、屈服強度和伸長率與偏離度的關(guān)系分別如下：σb≈793?4.5θ，MPa；σ0.2≈502?1.3θ，MPa；和δ≈23.7+0.45θ，%。不同偏離度樣品變形機制為多系滑移位錯剪切單相γ′，斷裂機制為微孔聚集型斷裂，由于多個滑移系的開動，偏離度對拉伸強度的影響相對室溫時減小。

REFERENCES

[1] NAZMY M, EPISHIN A, LINK T, STAUBLI M. Degradation in single crystal nickel-base superalloys[C]// Superalloys. Liege,2006: 205?216.

[2] 郭建亭. 高溫合金材料學(上冊)[M]. 北京: 科學出版社, 2008:3?13.GUO Jian-ting. Material science of superalloy (Ⅰ)[M]. Beijing:Science Press, 2008: 3?13.

[3] GOLDSCHMID D. Single-crystal blades[C]// COUTSOUNXLIS D. Materials for Advanced Power Engineering 1994 (PartⅠ).Nether lands: Kluwer Academic Publisher, 1994: 661?674.

[4] 胡壯麒, 劉麗榮, 金 濤, 孫曉峰. 鎳基單晶高溫的發(fā)展[J].航空發(fā)動機, 2005, 31(3): 1?7.HU Zhuang-qi, LIU Li-rong, JIN Tao, SUN Xiao-feng.Development of the Ni-Base single crystal superalloys[J].Aeroengine, 2005, 31(3): 1?7.

[5] CARON P, KHAN T. Evolution of Ni-based superalloys for single crystal gas turbine blade applications[J]. Aerosp Sci Technol, 1999, 3: 513?523.

[6] 郭建亭. 抗熱腐蝕高溫合金的研究與發(fā)展[C]// 現(xiàn)代化工、冶金與材料技術(shù)前沿. 北京: 化學工業(yè)出版社, 2009:1458?1465.GUO Jian-ting. Research and development of hot-corrosion resistant superalloys[C]// Frontiers of Modern Chemical Engineering, Metallurgy and Material Technologies. Beijing:Chemical Industry Press, 2009: 1458?1465.

[7] 楊素玲, 鄭運榮. 電廠燃氣渦輪用單晶高溫合金的進展[J].機械工程材料, 2002, 26(4): 6?10.YANG Su-ling, ZHENG Yun-rong. Progress of single crystal superalloys for the utility gas turbine[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2002, 26(4): 6?10.

[8] KAKEHI K. Effect of plastic anisotropy on tensile strength of single crystals of a Ni-based superalloy[J]. Scripta Mater, 2000,4: 2197?202.

[9] SHAH D M, DUHL D N. The effect of orientation, temperature and gamma prime size on the yield strength of a single crystal nickel base superalloy[C]// Superalloys, Warrendale, PA: TMS,1984: 105?114.

[10] MINER R V, VOIGT R C, GAYDA J, GABB T P. Orientation and temperature dependence of some mechanical properties of the single-crystal nickel-base superalloy René N4: PartⅠ.Tensile behavior[J]. Metallurgical Transactions A, 1986, 17:491?496.

[11] LALL C, CHIN S, POPE D P. The orientation and temperature dependence of the yield stress of Ni3(Al, Nb) single crystals[J].Metallurgical Transactions A, 1979, 17: 1323?1332.

[12] DALAL R P, THOMAS C R, DARDI L E. The effect of crystallographic orientation on the physical and mechanical properties of an investment cast single crystal nickel-base superalloy[C]// Superalloys. Warrendale, PA: TMS, 1984:185?196.

[13] MACKAY R A, DRESHFIELD R L, MAIER R D. Anisotropy of nickel-base single crystals[C]// Superalloys 1980. US:American Society for Metals Editions, 1980: 385?394.

[14] NITZ A, NEMBACH E. Anisotropy of the critical resolved shear stress of a γ'(47vol.%)-hardened nickel-base superalloy and its constituent γ- and γ'-single-phases[J]. Materials Science and Engineering A, 1997, 234/236: 684?686.

[15] MINER R V, VOIGT R C, GAYDA J, GABB T P. Orientation and temperature dependence of some mechanical properties of the single-crystal nickel-base superalloy René N4: Part Ⅲ.Tension-compression anisotropy[J]. Metallurgical Transactions A,1986, 17: 507?512.

[16] MACKAY R A, MAIER R D. The influence of orientation on the stress rupture properties of nickel-base superalloy single crystals[J]. Metallurgical Transactions A, 1982, 13: 1747?1754.

[17] HAN G M, YU J J, SUN Y L, SUN X F, HU Z Q. Anisotropic stress rupture properties of the nickel-base single crystal superalloy SRR99[J]. Materials Science and Engineering A,2010, 527(21/22): 5383?5390.

[18] 劉金來, 金 濤, 張靜華, 胡壯麒. 晶體取向?qū)︽嚮鶈尉Ц邷睾辖痂T態(tài)組織和偏析的影響[J]. 有色金屬學報, 2002, 12(4):764?768.LIU Jin-lai, JIN Tao, ZHANG Jing-hua, HU Zhuang-qi.Influence of crystal orientation on microstructure and segregation of Ni base single crystal superalloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metal, 2002, 12(4): 764?768.

[19] SHAH D M, CETEL A. Evaluation of PWA1483 for large single crystal IGT blade applications[C]// POLLOCK T M,KISSINGER R D, BOWMAN R R, GREEN K A, MCLEAN M,OLSON S, SCHIRRA J J. Superalloys 2000. TMS, 2000:295?304.

[20] NYE J F. Physical properties of crystals[M]. London: Oxford University Press, 1957.

[21] DUHL D N. Directionally solidified superalloys[C]// SIMS C T,STOLOFF N S, HAGEL W C. Superalloy Ⅱ. New York: John Wiley & Sons. Inc., 1987: 189?214.

[22] SIEBORGER D, KNAKE H, GLATZEL U. Temperature dependence of the elastic moduli of the nickel-base superalloy CMSX-4 and its isolated phases[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 298: 26?33.

Effects of disorientation on tensile properties of hot corrosion resistant single crystal superalloy DD483

CONG Pei-juan1, HOU Jie-shan1, ZHOU Lan-zhang1, REN Zhong-ming2, GUO Jian-ting1
(1. Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China;2. School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200444, China)

A hot corrosion resistant single crystal superalloy DD483 made by helix selector method was tested in tension from room temperature (RT) to 1 000 ℃ with disorientation less than 10° and the effects of disorientation within 0?30°on tensile properties at RT and 950 ℃ were researched, respectively. The results show that for the reason of abnormal yield behavior of γ′ single phase, the yield strength and ultimate tensile strength reach the peak values at 750 ℃, after which the yield strength and ultimate tensile strength drop sharply with the increase of temperature; within the disorientation of 0?30°, the yield strength and ultimate tensile strength of DD483 alloy decrease and the plasticity increases at both RT and 950 ℃ with the increase of disorientation; the difference of tensile properties at RT is mainly caused by different Schmid factors in the corresponding direction; the effect of disorientation on tensile properties at 950℃ is not as obvious as that at RT for activation of additional slip systems.

Ni-based single crystal superalloy; DD483 alloy; hot corrosion resistance; tensile properties; disorientation

TG132.3

A

1004-0609(2011)04-0747-07

自然科學基金資助項目(50801060)

2010-07-10；

2010-11-20

郭建亭，研究員；電話：024-23971917；E-mail: jtguo@imr.ac.cn

(編輯 龍懷中)