一種4.5%Re鎳基單晶合金在980℃蠕變期間的變形與損傷機制

舒德龍，田素貴，梁 爽，張寶帥

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院, 沈陽 110870)

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一種4.5%Re鎳基單晶合金在980℃蠕變期間的變形與損傷機制

舒德龍，田素貴，梁 爽，張寶帥

(沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院, 沈陽 110870)

通過蠕變性能測試和組織形貌觀察，研究了一種Re含量為4.5%Re(質(zhì)量分數(shù)，下同)的鎳基單晶合金的高溫蠕變行為、變形和損傷機制。結果表明，4.5%Re合金在980℃/300MPa的蠕變壽命為169h。蠕變初期，合金中立方γ′相轉變?yōu)榇怪庇趹S的N型筏狀結構。穩(wěn)態(tài)蠕變期間，合金的變形機制為位錯在基體中滑移和攀移越過筏狀γ′相。蠕變后期，合金的變形機制為位錯在基體中滑移和剪切進入筏狀γ′相。由于γ基體通道較窄，位錯在基體通道中滑移所需的阻力較大。剪切進入γ′相的〈110〉超位錯可由{111}面交滑移至{100}面，形成K-W鎖，從而抑制位錯的滑移和交滑移，這是合金具有較好蠕變抗力的主要原因。主/次滑移位錯的交替開動，可致使筏狀γ′相扭曲，并促使裂紋在筏狀γ/γ′兩相界面萌生；裂紋沿垂直于應力軸方向擴展，直至斷裂，這是合金的蠕變斷裂機制。

鎳基單晶合金；錸；蠕變；變形機制；K-W鎖

由于鎳基單晶合金具有良好的高溫強度和抗蠕變性能[1]，已被廣泛應用于制造先進航空發(fā)動機和燃氣輪機的渦輪葉片。但隨著航空發(fā)動機功率和工作效率的提高，需要在鎳基單晶合金中加入更多的難熔元素，以提高發(fā)動機渦輪葉片的承溫能力[2]。加入元素Re可明顯降低單晶合金中γ′相的粗化速率[3]，提高γ/γ′兩相的固溶強化程度和錯配度，細化界面位錯網(wǎng)[4]。同時元素Re具有極低的擴散系數(shù)，可抑制合金中其余元素的擴散速率，大幅度提高合金的高溫強度，改善合金的高溫蠕變抗力[5,6]，被認為是第二代、第三代單晶合金的標志性元素。

相關研究表明[7]，合金的蠕變抗力和組織結構與變形機制密切相關，單晶鎳基合金的組織結構為：高合金化程度的立方γ′相以共格方式嵌鑲在γ基體中，特別是γ′-Ni3Al相在650℃具有反常的屈服強度，致使單晶鎳基合金在高溫下仍具有良好的力學性能和蠕變抗力，是其可在高溫環(huán)境下工作的主要原因之一[8]。其中，剪切進入γ′相的超位錯可由{111}面交滑移至{100}面，形成具有非平面芯結構的 K-W位錯鎖[9, 10]，可抑制位錯的滑移和交滑移，是單晶鎳基合金具有反常屈服行為的主要原因。

對單晶鎳基合金高溫蠕變行為的研究表明[11，12]，合金在蠕變初期的變形機制是位錯在基體中滑移，使原立方γ′相沿垂直于應力軸方向轉變成N型筏狀結構；穩(wěn)態(tài)期間，合金的變形機制是位錯攀移越過筏狀γ′相。且已有文獻報道[13]，無Re單晶鎳基合金在800℃蠕變后期，剪切進入γ′相的位錯可由{111}面交滑移至{100}面，形成K-W鎖，故該無Re單晶合金在該溫度區(qū)間具有良好的蠕變抗力。其中，加入2%(質(zhì)量分數(shù)，下同)元素Re可使單晶合金出現(xiàn)反常屈服強度的峰值溫度由650℃提高到850℃，故可提高單晶合金的高溫蠕變抗力。盡管含Re合金在760℃蠕變期間可形成K-W位錯鎖[14]，但含Re單晶合金在980℃高溫蠕變期間是否可形成和保留K-W鎖及含Re合金在蠕變后期的變形與損傷特征并不清楚。

據(jù)此，本工作通過對一種含4.5%Re單晶鎳基合金在980℃進行蠕變性能測試，結合SEM，TEM形貌觀察，以及位錯組態(tài)的衍襯分析，考察該合金在給定溫度蠕變期間的變形和損傷特征，為合金的開發(fā)與應用提供一定的理論支持。

1 實驗材料與方法

在高溫度梯度真空定向凝固爐中，采用選晶法將成分為Ni-Cr-Co-W-Mo-Al-Ta-4.5%Re的母合金鑄成[001]取向的單晶鎳基合金試棒，制備試棒的生長方向與[001]取向的偏差控制在7°以內(nèi)，合金采用的熱處理制度如表1所示。

將合金試棒完全熱處理后，沿平行于[001]取向線切割切取拉伸蠕變樣品，試樣的橫斷面尺寸為4.5mm×2.5mm，標距長度為20mm。試樣表面經(jīng)機械研磨后，置入GWT504型高溫蠕變試驗機中，在980℃施加不同應力進行蠕變性能測試，在不同時間終止蠕變實驗，利用SEM觀察組織形貌，考察合金蠕變期間的組織演化規(guī)律。利用雙噴電解腐蝕制取法線為[100]的薄膜試樣，在TEM下對不同狀態(tài)樣品進行微觀組織形貌觀察，用雙光束動力學條件對變形合金的位錯組態(tài)進行衍襯分析，考察合金在不同蠕變階段的變形與損傷特征，研究合金在蠕變后期的變形與損傷機制。

表1 合金采用的熱處理工藝Table 1 Heat treatment regime of the single crystal nickel-based superalloy

2 結果與分析

2.1 合金的蠕變行為

經(jīng)完全熱處理后，鎳基單晶合金試樣在980℃下施加不同應力測得的蠕變曲線如圖1所示。當施加應力為280MPa時，測定出穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應變速率為0.0087%/h，蠕變170h仍處于穩(wěn)態(tài)階段，蠕變214h發(fā)生蠕變斷裂。當施加應力提高到300MPa，測定出穩(wěn)態(tài)期間的應變速率為0.019%/h，蠕變壽命為169h；施加應力進一步提高到320MPa，穩(wěn)態(tài)期間的應變速率提高到0.030%/h，蠕變壽命降低到68h。特別是當施加應力由300MPa提高到320MPa，合金的蠕變壽命由169h降低到68h，降低幅度達59.8%。上述實驗結果表明，在980℃當施加應力大于300MPa時，合金表現(xiàn)出明顯的施加應力敏感性。根據(jù)測定的應變速率及Dorn定律，測算出合金在蠕變穩(wěn)態(tài)階段的表觀應力指數(shù)[14]n=5.4。由此推斷，該合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的主要變形機制為位錯攀移并越過筏狀γ′相。

圖1 4.5%Re鎳基單晶合金在980℃施加不同應力的蠕變曲線Fig.1 Creep curves of the 4.5%Re superalloy under different stresses at 980℃

經(jīng)完全熱處理后，合金的組織結構為立方γ′相以共格方式嵌鑲在γ基體中，經(jīng)980℃/300MPa蠕變169h斷裂后，在樣品不同區(qū)域的組織形貌如圖2所示，圖2(a)為觀察區(qū)域示意圖，圖2(b)～(d)分別為圖2(a)中A～C區(qū)域的組織形貌，施加應力軸的方向如圖中箭頭所示。從圖2(b)中可以看出，在遠離斷口的A區(qū)域，由于承受載荷的有效應力較小，合金中γ′相并未完全轉變成筏形結構，大部分γ′相仍保存類立方體形態(tài)；圖2(c)中區(qū)域B由于承受較大的有效應力，立方γ′相已完全轉變成與應力軸垂直的N型筏狀結構，且形成的筏狀γ′相較為平直，與圖2(b)相比筏狀γ，γ′兩相的尺寸略有增加，表明該區(qū)域的γ′相已經(jīng)發(fā)生粗化。而在近斷口的區(qū)域C，由于發(fā)生頸縮，橫斷面積減小，故實際承載的有效應力增大，使其筏狀γ，γ′兩相的粗化程度加劇，加之位錯的交替滑移致使筏狀γ，γ′兩相發(fā)生扭曲，如圖2(d)所示。

合金經(jīng)980℃/300MPa蠕變不同時間的微觀組織形貌，如圖3所示，施加應力的方向如圖中雙箭頭所示。合金蠕變20h時的微觀組織形貌如圖3(a)所示，此時合金處于蠕變初期，合金中γ′相并未轉化為筏狀結構。大量位錯在基體通道中滑移和交滑移，故產(chǎn)生許多具有90°折線特征的位錯，如圖3(a)中箭頭所示。此外，還可看到具有“弓形”特征的位錯在基體通道中滑移，其放大形貌如圖3(a)中左下角所示。

蠕變100h后，合金中原立方γ′相已沿垂直于應力軸方向轉變成N型筏狀結構，如圖3(b)所示，由于蠕變?nèi)蕴幱诜€(wěn)態(tài)階段，合金中筏狀γ′相較為平直，筏狀γ/γ′兩相界面處存在大量位錯網(wǎng)，如圖中箭頭所示，且γ基體通道尺寸較窄，約為0.1～0.2μm，筏狀γ′相中無位錯或僅有少量位錯的事實表明，此時合金中筏狀γ′相仍具有較好的蠕變抗力。

圖2 經(jīng)980℃/300MPa蠕變169h斷裂后，試樣不同區(qū)域的組織形貌 (a)試樣選區(qū)示意圖；(b)～(d)A～C區(qū)域形貌Fig.2 Microstructures in the different regions of specimen after creep for 169h up to fracture under the stress of 300MPa at 980℃(a)schematic diagram of observing regions in specimen;(b)-(d)morphologies corresponding to A-C regions respectively

圖3 合金經(jīng)980℃/300MPa蠕變不同時間的組織形貌 (a)蠕變20h；(b)蠕變100h；(c)蠕變169h斷裂后近斷口區(qū)域微觀形貌Fig.3 Microstructures of 4.5%Re nickel-based superalloy after creep for different time at 980℃/300MPa(a)crept for 20h;(b)crept for 100h;(c)morphology near the fracture after the sample crept for 169h up to rupture

合金蠕變169h斷裂后，近斷口區(qū)域的微觀組織形貌見圖3(c)，可以看到，合金中λ基體通道的寬度已增加到約為0.2～0.3μm，并已有大量位錯剪切進入筏狀γ′相，其中，剪切進入γ′相的〈110〉超位錯可發(fā)生分解，形成(1/2)〈110〉不全位錯+反向疇界(APB)的位錯組態(tài)，如圖中白色框選區(qū)域所示。隨剪切進入γ′相的位錯數(shù)量增加，合金中γ′相的強度逐漸降低[15]，故蠕變后期，有大量位錯剪切進入γ′相，其中，隨蠕變進行，主/次滑移位錯的交替開動，可致使筏狀γ′相發(fā)生扭曲，隨蠕變進行，筏狀γ′相的扭曲程度加劇，如區(qū)域A所示。

2.2 位錯組態(tài)的衍襯分析

合金經(jīng)980℃/300MPa蠕變169h斷裂后，在筏狀γ′/γ兩相內(nèi)的位錯組態(tài)，如圖4所示，可以看出，在筏狀γ′/γ兩相界面存在位錯網(wǎng)，如圖4(c)中短箭頭標注所示。

圖4 合金經(jīng)980℃/300MPa蠕變169h斷裂后的位錯組態(tài)Fig.4 Dislocation configurations of the alloy after creep for 169h up to fracture at 980℃/300MPa

切入筏狀γ′相內(nèi)的位錯線如圖中B～D所示。同一位錯在不同衍射條件下，顯示不同的襯度，分別示于圖4(a)～(d)，其中，切入筏狀γ′相的位錯可發(fā)生分解，位錯B，C發(fā)生分解的放大形貌分別如圖4(b)，(c)中右上角所示。

分析認為，單晶合金中γ′和γ兩相均具有FCC結構，易滑移面為{111}面，因此，高溫蠕變期間，合金中激活的位錯首先在{111}面滑移。但隨蠕變的進行，激活位錯的數(shù)量增加，位錯線應力場的作用可增加位錯運動的阻力，致使蠕變位錯由{111}面交滑移至{100}面。一旦位錯由{111}面交滑移至{100}面，則可形成具有非平面芯結構的K-W位錯鎖，該位錯鎖是不動位錯，可有效抑制位錯的滑移和交滑移，提高合金的蠕變抗力。此外，在剪切進入筏狀γ′相{100}面的超位錯可發(fā)生分解，形成不全位錯加反相疇界(APB)的組態(tài)[16]，該組態(tài)可抑制位錯的交滑移，有利于該位錯保留在{100}面，抑制K-W鎖中位錯的釋放，是合金具有較好蠕變抗力的另一重要原因。

2.3 蠕變期間的損傷特征

單晶合金經(jīng)980℃/300MPa蠕變169h斷裂后，在近斷口區(qū)域出現(xiàn)裂紋萌生與擴展的形貌，如圖5所示，施加應力軸的方向，如圖中雙箭頭所示。蠕變后期，已有大量位錯剪切進入γ′相，隨主/次滑移位錯的交替開動，致使筏狀γ/γ′兩相發(fā)生扭曲，并在筏狀γ/γ′兩相界面出現(xiàn)尺寸較小的微孔洞[17]。隨蠕變進行，發(fā)生孔洞的聚集和長大，使多個孔洞相互連接，可致使其在筏狀γ′/γ兩相界面發(fā)生裂紋的萌生，如圖5(a)中區(qū)域E所示。隨蠕變進一步進行，裂紋在筏狀γ′/γ兩相界面沿垂直于應力軸的方向擴展，如圖5(b)中區(qū)域F1和F2所示。隨蠕變進行，在裂紋尖端區(qū)域F1，F(xiàn)2處的應力集中值增大[18]，可致使該裂紋進一步沿兩相界面擴展，形成大尺寸裂紋，如圖5(c)所示，此時，合金已失去蠕變抗力。當不同橫截面多個大尺寸裂紋繼續(xù)擴展，并通過撕裂棱相連接時，合金發(fā)生蠕變斷裂。由此認為，蠕變后期，主/次滑移位錯的交替開動，致使筏狀γ′/γ兩相扭曲，并在扭曲的筏狀γ′/γ兩相界面發(fā)生裂紋的萌生與擴展，直至蠕變斷裂，是合金在該溫度蠕變后期的損傷與斷裂機制。

圖5 合金在980℃/300MPa蠕變169h斷裂后近斷口區(qū)域裂紋的萌生與擴展(a)裂紋萌生；(b)裂紋擴展；(c)尺寸較大的裂紋Fig.5 Initiation and propagation of crack along the interfaces of rafted γ′/γ phases after creep for 169h up to fracture at 980℃/300MPa (a)initiation of crack;(b)propagation of crack;(c)crack with bigger size

3 討論

3.1 位錯在基體中運動的理論分析

蠕變初期，合金的變形機制是位錯在基體中滑移；穩(wěn)態(tài)蠕變期間，合金中的γ′相已沿垂直于應力軸方向形成了N型筏狀結構[11]，該筏狀γ′相可阻礙位錯的滑移，降低合金的應變速率，其合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機制是位錯在基體中滑移和攀移越過筏狀γ′相。此時，在筏狀γ′/γ兩相界面已形成位錯網(wǎng)，如圖3(a)中的短箭頭所示。其中，合金在蠕變初始及穩(wěn)態(tài)蠕變期間，位錯在基體中滑移、交滑移和攀移越過筏狀γ′相的過程，如圖6所示，圖中白色區(qū)域為γ基體通道，上/下部暗色區(qū)域為筏狀γ′相，上部筏狀γ′相之間的淺色區(qū)域為γ基體相，圖中界面區(qū)域的水平線段及兩相界面處的交叉細線為位錯網(wǎng)，水平線段之間的距離(h)為位錯網(wǎng)中割階的高度，刃型位錯可通過割階沿位錯線運動而實現(xiàn)攀移。

單晶鎳基合金的組織結構是立方γ′相以共格方式嵌鑲在γ基體中，且與γ基體相比，立方γ′相有較小的晶格常數(shù)。蠕變初期，當大量蠕變位錯在合金基體的{111}面沿〈011〉方向滑移至γ′/γ兩相界面時，其界面區(qū)域的晶格錯配應力可阻礙位錯剪切進入γ′相，使其發(fā)生位錯的交滑移，如圖6基體通道中具有90°折線特征的滑移跡線所示。其中，促使位錯在基體中滑移必須克服局部區(qū)域的Orowan阻力，其位錯在{111}面沿〈110〉方向滑移所需的臨界剪應力(τor)可表示為：

(1)

式中：G為合金的剪切模量；b為柏氏矢量；L為基體通道的寬度。因此，隨合金化程度提高，合金的剪切模量增大，隨合金中γ基體通道尺寸(L)減小，位錯滑移所需的臨界剪切應力增大，可提高合金的蠕變抗力。隨蠕變進行，合金基體通道中的位錯密度增加，位錯線之間的應力場作用可增加位錯運動的阻力，其形變硬化作用致使合金的應變速率降低直至進入穩(wěn)態(tài)蠕變階段，如圖1蠕變曲線的初始階段所示。隨蠕變進入穩(wěn)態(tài)階段，合金中立方γ′相已轉變成筏狀結構，并在筏狀γ/γ′兩相界面出現(xiàn)位錯網(wǎng)，如圖6中兩相界面處的交叉細線所示。當蠕變位錯滑移至筏狀γ/γ′兩相界面，部分滑移位錯與位錯網(wǎng)發(fā)生反應，其分解的分量可改變原來位錯的運動方向，促使位錯沿位錯網(wǎng)的割階攀移至另一滑移面，并逐漸沿割階滑移和攀移越過筏狀γ′相，如圖6中Q→R所示。因此，合金中位錯網(wǎng)的存在對蠕變期間產(chǎn)生的形變硬化與回復軟化效應具有協(xié)調(diào)作用。

圖6 蠕變期間，位錯在γ基體中滑移、交滑移和攀移越過筏狀γ′相的示意圖Fig.6 Schematic diagram of dislocation slipping, cross-slipping in γmatrix and climbing over the rafted γ′ phase during creep

另一方面，蠕變期間在基體中的刃型位錯運動到筏狀γ′相界面(基體中的刃型位錯用“⊥”表示)或發(fā)生反應形成的刃型位錯分量運動至兩相界面，在熱激活的作用下，刃型位錯也可通過割階沿位錯線運動而攀移，越過筏狀γ′相，如圖6中P→Q→R所示。合金在高溫低應力穩(wěn)態(tài)蠕變階段，位錯在基體中的滑移、交滑移及位錯的攀移同時進行[19]，其中，促使位錯攀移越過筏狀γ′相所需的臨界拉應力(σ)可表示為[20]：

(2)

式中：ν為泊松比；h為位錯網(wǎng)間距(位錯攀移的距離)或割階的高度；k為Boltzmann常數(shù)；T為溫度。從式中可以看出，位錯攀移所需的臨界拉應力與蠕變溫度T及位錯攀移的距離h有關。當蠕變溫度一定時，隨位錯網(wǎng)的間距減小，位錯攀移的高度h減小，促使位錯攀移的臨界拉應力值增大；加之，隨合金中筏狀γ′相厚度尺寸增加，位錯攀移的高度增加，所需的臨界拉應力值增大，合金在穩(wěn)態(tài)期間的應變速率降低，蠕變抗力增加。

此外，隨蠕變時間延長，合金中筏狀γ/γ′兩相發(fā)生粗化，一方面，筏狀γ′相的粗化使其厚度尺寸增加，可降低位錯的攀移速率，但另一方面，可使合金中γ基體通道尺寸由0.1～0.2μm增加至0.2～0.3μm，使其位錯在基體中滑移的阻力減小，蠕變抗力降低。因此，隨蠕變進入穩(wěn)態(tài)階段的后期，當大量在基體中滑移的位錯不能通過攀移越過筏狀γ′相，而在兩相界面塞積時，可產(chǎn)生應力集中，當應力集中值超過γ′相的屈服強度時，位錯可剪切進入筏狀γ′相，使蠕變進入加速階段。

隨蠕變進行，筏狀γ，γ′兩相粗化程度提高[21]，位錯在基體中滑移、交滑移及攀移越過筏狀γ′相所需克服的阻力降低，蠕變后期，由于大量位錯發(fā)生滑移和攀移，導致合金的蠕變應變速率提高，可加速合金發(fā)生蠕變斷裂。

3.2 位錯交滑移和分解的理論分析

在980℃/300MPa條件下蠕變至后期，合金的主要變形機制是位錯在基體中滑移和剪切進入筏狀γ′相，如圖3和圖4所示。位錯組態(tài)的衍襯分析表明，圖4中B～D為剪切進入γ′相的位錯，其滑移面均為立方體的{100}面。分析認為，具有FCC結構的γ′相，其易滑移面均為{111}面，蠕變期間，位錯B～D首先沿{111}面剪切進入γ′相，但隨蠕變進行，該位錯可由{111}面交滑移至{100}面，其交滑移過程可由圖7表示。其中，圖4中的超位錯D由{111}交滑移至{100}面，如圖7(a)所示；而圖4中超位錯B和C由{111}面交滑移至{100}面的示意圖，如圖7(b)所示，特別是超位錯B，C均為由{111}面交滑移至{100}面后，可發(fā)生分解，形成不全位錯加反相疇界(APB)的位錯組態(tài)，其分解反應式可表示為：

a〈110〉B/D→(a/2)〈110〉B/D1+
APB+(a/2)〈110〉B/D2

(3)

一旦超位錯由{111}面交滑移至{100}面，即可形成K-W位錯鎖，其中，剪切進入γ′相的超位錯，在{100}面分解可形成兩(a/2)〈110〉不全位錯，兩不全位錯之間存在反相疇界(APB)。由圖7可以看出，超位錯剪切進入γ′相發(fā)生交滑移形成的K-W鎖及K-W鎖+(APB)的位錯組態(tài)均具有非平面芯結構，該具有非平面芯結構的位錯組態(tài)，均可抑制位錯的滑移和交滑移，提高合金的蠕變抗力。

圖7 位錯交滑移和分解的示意圖 (a)位錯由面交滑移至 (001)面；(b)交滑移至(010)面的位錯在該面分解Fig.7 Schematic diagrams of the dislocation cross-slipping and decomposing on different planes (a)dislocation cross-slipping from

但隨著蠕變溫度提高，熱激活可促使K-W鎖中位錯被重新由{100}面交滑移至{111}面[22]，使合金中的K-W鎖消失，因此，高溫蠕變期間合金中無K-W鎖。即：溫度對變形合金的位錯組態(tài)及蠕變機制具有重要影響。但隨合金中添加了大量的Re，W和Ta等難熔元素，降低了其他元素的擴散系數(shù)，同時降低了合金的層錯能[23]，可提高合金的蠕變抗力。此外，加入的Re元素在合金基體中形成了短程有序的原子團[24,25]，也可提高位錯在基體通道中運動的阻力，降低其余元素的擴散速率。因此，加入的元素Re可提高K-W鎖被重新熱激活的臨界溫度，使合金具有反常屈服行為的峰值溫度由650℃提高至850℃[26]，并將合金在蠕變期間形成K-W位錯鎖的溫度由850℃提高至980℃(或更高)，如圖4所示。

與瞬時拉伸相比，4.5%Re鎳基單晶合金在980℃/300MPa穩(wěn)態(tài)蠕變期間具有較低的應變速率(約為0.019%/h)，且穩(wěn)態(tài)蠕變期間激活的位錯數(shù)量較少(合金的應變較小，如圖1所示)，激活的少量蠕變位錯，其釋放的熱量不足以使K-W鎖中位錯重新交滑移至{111}面，是合金在980℃蠕變期間形成和保留K-W鎖的另一重要原因。

4 結論

(1)4.5%Re鎳基單晶合金在980℃/300MPa的蠕變壽命為169h，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機制是位錯在基體中的滑移和攀移越過筏狀γ′相；其中，基體通道較窄，位錯在較窄基體中滑移的阻力較大，是合金在該溫度區(qū)間具有較高蠕變抗力的原因之一。

(2)蠕變后期，剪切進入γ′相的〈110〉超位錯可由{111}面交滑移至{100}面，形成K-W鎖，或交滑移至{100}面的超位錯發(fā)生分解，形成K-W鎖 + APB的位錯組態(tài)；其中，K-W鎖及K-W鎖+APB的位錯組態(tài)均具有非平面芯結構，可抑制位錯的滑移和交滑移，是該合金具有較高蠕變抗力的另一主要原因。

(3)蠕變的較后階段，主/次滑移位錯的交替開動，致使筏狀γ/γ′兩相發(fā)生扭曲，并在扭曲的兩相界面發(fā)生裂紋的萌生與擴展，直至蠕變斷裂，是合金在該溫度區(qū)間蠕變的斷裂機制。

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(本文責編：齊書涵)

Deformation and Damage Mechanism of a 4.5%Re-containing Nickel-based Single Crystal Superalloy During Creep at 980℃

SHU De-long,TIAN Su-gui,LIANG Shuang,ZHANG Bao-shuai

(School of Material Science and Engineering,Shenyang University of Technology,Shenyang 110870,China)

By means of creep property measurements and microstructure observations, an investigation has been made into creep behaviors, deformation and damage mechanism of a 4.5% (mass fraction, the same below) Re-containing, nickel-based single crystal superalloy at 980℃. Results show that, under the condition of 980℃/300MPa, the creep life of 4.5% Re alloy is 169h. In the initial stage of creep, the cubical γ′ phase in alloy is transformed into the N-type rafted structure perpendicular to the stress axis. During the steady stage creep, the deformation mechanism of the alloy is dislocations slipping in γ matrix and climbing over the rafted γ′ phase. In the last stage of creep, the deformation mechanism of alloy is dislocations slipping in γ matrix and shearing into the rafted γ′ phase. On the one hand, the γ matrix channels with narrower feature increases the resistance of dislocations slipping; on the other hand, the super-dislocations shearing into the rafted γ′ phase may cross-slip from {111} plane to {100} plane to form the dislocation configuration of K-W locks, which may restrain the slipping and cross-slipping of dislocations to improve the creep resistance of alloy. Moreover, the alternate activation of the primary/secondary slipping dislocations results in the twisting of the rafted γ′ phase to promote the initiation of the cracks on the γ′/γ interfaces, and as the creep goes on, the cracks propagate along the direction perpendicular to the direction of stress axis, up to creep fracture, which is thought to be the fracture mechanism of the alloy during creep.

nickel-based single crystal superalloy;rhenium;creep;deformation mechanism;K-W lock

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.000599

TG146.1+5

A

1001-4381(2017)01-0093-08

國家自然科學基金(51271125)

2015-12-29；

2016-10-12

田素貴(1952-)，男，教授，博士，從事高溫材料組織與性能研究，聯(lián)系地址：遼寧省沈陽市經(jīng)濟技術開發(fā)區(qū)沈遼西路111號，沈陽工業(yè)大學中央校區(qū)(110870)，E-mail:tiansugui2003@163.com