鎳基單晶高溫合金力學(xué)性能各向異性研究進展

王 駿， 郭飛強

(1. 無錫職業(yè)技術(shù)學(xué)院機械技術(shù)學(xué)院， 江蘇無錫 214121； 2. 中國礦業(yè)大學(xué)電氣工程學(xué)院， 江蘇徐州 221116)

隨著新一代航空發(fā)動機對推重比以及燃油效率等的要求不斷提高，航空發(fā)動機熱端部件的使用溫度要求越來越高，對材料的高溫力學(xué)性能也提出了更高的要求[1-3]。鎳基單晶高溫合金具有優(yōu)異的高溫性能，廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機的熱端部件[4-8]。通常，單晶高溫合金的力學(xué)性能均表現(xiàn)出明顯的各向異性[9-10]，而各向異性造成的性能差異是單晶高溫合金研究的重點之一，因此，開展單晶高溫合金力學(xué)性能各向異性研究，探究不同取向單晶高合金性能差異的機理，對鎳基單晶高溫合金的工程化應(yīng)用具有重要意義。本文中綜述了鎳基單晶高溫合金拉伸、 蠕變、疲勞性能各向異性的研究進展，并對各向異性研究進行展望，以期為航空發(fā)動機部件的材料研發(fā)與制造提供參考。

1 拉伸性能各向異性

許多研究表明， 單晶高溫合金的拉伸性能具有明顯的各向異性。 國內(nèi)外研究人員對單晶高溫合金拉伸性能的各向異性開展了大量的研究。 研究表明， 在室溫和760 ℃時， DD6合金[111]取向的抗拉強度大于[001]取向的[11]。 在760 ℃時， DD407合金的屈服強度按[001]、 [011]、 [111]取向的順序減小， 抗拉強度則按[001]、 [111]、 [011]取向的順序減小[12]。 針對DD9合金的研究[13]表明， 在1 100 ℃時， [011]取向的合金屈服強度大于[001]取向的，但在760 ℃時，[011]、[111]取向的屈服強度小于[001]取向的。對不同取向合金試樣斷口的觀察分析表明，[001]、[011]取向試樣斷口呈橢圓形，表面存在河流花樣，且[011]取向試樣發(fā)生了較大頸縮現(xiàn)象，原因是該取向下的等價滑移系的數(shù)量較少，不同晶體之間不能有效地協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致合金在斷裂時會發(fā)生較大變形。[111]取向合金斷口則由多個斷面構(gòu)成，相互之間形成一定的角度。

上述合金均為第一、 二、 三代單晶高溫合金，通常前3代單晶合金拉伸性能最好的取向為[001]取向。從一種第四代單晶合金不同取向的拉伸性能的研究結(jié)果(見圖1[14])可以看出：在不同的實驗溫度下，[111]取向的屈服強度和抗拉強度始終保持最大，[001]取向的次之，[011]取向的最??；在室溫和900 ℃時，[011]取向的斷面收縮率和伸長率大于其他2個取向的，但是在800 ℃時[111]取向的斷面收縮率和伸長率最大。第四代單晶高溫合金與前3代單晶高溫合金成分的最顯著的差別在于其中加入了一定的釕(Ru)元素，因此，研究人員認(rèn)為其拉伸性能的各向異性可能與加入Ru等難熔元素后原子之間更容易結(jié)合，導(dǎo)致擴散激活能增大，滑移系的位錯交截概率或變形協(xié)調(diào)性不同于其他代次的單晶高溫合金有關(guān)[14]。

(a)屈服強度(b)極限抗拉強度圖1 不同取向第四代單晶合金的拉伸性能[14]

此外，溫度對高溫合金的各向異性也會造成影響。Sieb?rger等[15]研究了不同溫度時CMSX-4合金剪切模量、楊氏模量和泊松比等彈性力學(xué)性能的變化情況，發(fā)現(xiàn)其彈性力學(xué)性能隨溫度表現(xiàn)出不同的變化規(guī)律。劉金來等[16]對合金彈性模量的研究發(fā)現(xiàn)，隨著溫度的升高，彈性常數(shù)C11(下標(biāo)分別為彈性常數(shù)矩陣中元素的行標(biāo)和列標(biāo)，以下同)和C44顯著減小，但是彈性常數(shù)C12減小的趨勢變緩。根據(jù)彈性常數(shù)繪制了800 ℃時合金的楊氏模量三維取向分布圖，可以看出楊氏模量按[100]、[011]、[111]取向的順序增大，如圖2所示。此外，他們對計算和實驗所得的剪切模量進行了對比，發(fā)現(xiàn)在室溫到熱力學(xué)溫度為1 373 K的范圍內(nèi)， 二者吻合較好。 Shah等[17]對PWA1480合金拉伸性能進行了研究， 發(fā)現(xiàn)在593 ℃時， [011]取向合金的拉伸性能小于[001]取向的， 760 ℃時的拉伸屈服強度按[001]、 [011]和[111]取向的順序依次減小。 對DD9合金的研究[18]表明， 在760、 850 ℃時， [100]取向的屈服強度和抗拉強度均大于[120]、 [110]取向的， 但是當(dāng)溫度高于980 ℃時， 所有取向的屈服強度和抗拉強度差異不大。 Dalal等[19]的研究也指出，高溫合金不同取向在室溫下具有拉伸各向異性， 但是隨著溫度的升高至熱力學(xué)溫度1 255 K后， 拉伸性能各向異性消失。 原因主要是在低溫時合金變形開動的滑移系的數(shù)量較少， 晶體取向的影響較大， 而高溫時合金變形開動的滑移系增多， 晶體取向的影響較小[20]。

圖2 單晶高溫合金在800 ℃時的 楊氏模量三維取向分布[16]

綜上所述，鎳基單晶高溫合金的拉伸性能具有明顯的各向異性，且受到合金成分與測試溫度的影響，這主要與合金中原子擴散能力、開動的滑移系的數(shù)量等有關(guān)，而對于不同的實驗溫度和不同代次的合金來說，這些因素的影響也會發(fā)生變化。

2 蠕變性能各向異性

認(rèn)識單晶高溫合金不同取向下蠕變性能變化的規(guī)律及變形機理，對于單晶高溫合金蠕變性能的研究具有非常重要的意義。

對DD407合金在溫度為980 ℃、應(yīng)力為260 MPa時持久性能的研究[21]發(fā)現(xiàn)，[111]取向合金的持久壽命約為90 h，而[001]、[011]取向的持久壽命相近，均短于[111]取向的。王開國等[22]對DD6合金在980 ℃、不同應(yīng)力時的蠕變性能各向異性進行了研究，發(fā)現(xiàn)[001]取向合金的蠕變強度最高，而[111]、[011]取向的蠕變強度接近。Wen等[23]也對DD6合金的高溫蠕變性能進行了研究，在溫度為980℃、應(yīng)力為400 MPa時，合金的蠕變壽命按[111]、[011]、[001]取向的順序遞減，與文獻[22]中的結(jié)論有所不同。Sass等[24]的研究卻發(fā)現(xiàn)，在熱力學(xué)溫度為1 123 K時，CMSX-4合金[111]取向的蠕變強度小于[001]、[011]取向的，而在1 253 K時，[001]、[011]取向的蠕變性能各向異性不明顯，且[111]取向的蠕變強度仍然很小。對DD499單晶合金的研究[25]表明，在溫度760 ℃、應(yīng)力790 MPa時，[001]取向的持久壽命明顯長于[011]、[111]取向的，而溫度為1 040 ℃、 應(yīng)力為165 MPa時，按合金持久壽命由長到短的順序為[111]、[001]、[011]取向，原因是高溫條件下不同取向合金γ′相的粗化程度不同，最終導(dǎo)致合金的持久壽命有所差異。此外，多項研究均表明，隨著溫度的升高，不同取向合金的各向異性減弱[25-27]。夏永發(fā)等[28]研究了單晶高溫合金蠕變性能的各向異性與γ相基體通道應(yīng)力之間的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)在蠕變應(yīng)力的作用下，γ相基體通道的演變具有明顯的各向異性，Mises應(yīng)力大的通道發(fā)生寬化，而Mises應(yīng)力小的通道寬度減小。

單晶高溫合金的代次劃分主要以蠕變壽命為依據(jù)，向合金中添加了更多錸(Re)、 Ru元素的第三、四代單晶高溫合金承溫能力得到了提升。對Re元素?fù)搅枯^少的第二代單晶高溫合金LEK94的研究表明，當(dāng)應(yīng)變大于2%時，合金[110]取向γ′相被位錯剪切的次數(shù)更多，超位錯的遷移率更高，導(dǎo)致其熱力學(xué)溫度為1 293 K、 應(yīng)力為160 MPa時蠕變強度小于[001]取向的，如圖3[29]所示。一種第三代單晶合金的蠕變各向異性的研究[26, 30]發(fā)現(xiàn)，在溫度為850 ℃、 應(yīng)力為650 MPa時，按合金蠕變壽命由長到短的順序為[111]、[001]、[011]取向，而且差異顯著，而在溫度1 100 ℃、應(yīng)力150 MPa時，蠕變壽命由長到短的順序為[001]、[011]、[111]取向，蠕變性能略有差異。 合金中溫蠕變性能顯著的各向異性主要與合金中Re元素含量的增加導(dǎo)致層錯能降低，

(a)[110]取向

(b)[100]取向 b—Burgers矢量； a—晶格常數(shù)； APB—反向疇界。圖3 不同取向合金位錯切割γ′相示意圖[29]

促進[011]取向合金中層錯的形成及[111]取向多個滑移系的開動有關(guān)，如圖4[26]所示。史振學(xué)等[31]對第四代單晶合金DD15的研究表明，在溫度為980 ℃、應(yīng)力為300 MPa時，[111]取向的持久壽命長于[001]取向的，[011]取向的最短。合金的斷裂特征呈現(xiàn)各向異性，在[111]、[001]取向合金的斷口中觀察到韌窩斷裂的特征，而在[011]取向斷口中觀察到類解理與韌窩斷裂的混合斷裂特征。此外，蠕變后的γ′相的形貌或筏排化程度也具有明顯的各向異性， 如圖5所示。 從圖中可以看出，[111]取向的γ′相的筏排化程度大于[001]取向的，[011]取向的最小。

(a)位錯弓出(b)層錯切割γ′相g—操作矢量; SF—層錯。圖4 [111]取向DD33合金在溫度為850 ℃、 應(yīng)力為500 MPa時蠕變30 h后的位錯組態(tài)[26]

(a)[001]取向, 980 ℃, 300 MPa(b)[011]取向, 980 ℃, 300 MPa(c)[111]取向, 980 ℃, 300 MPa(d)[001]取向, 1 150℃, 120 MPa(e)[011]取向, 1 150 ℃, 120 MPa(f)[111]取向, 1 150 ℃, 120 MPa圖5 不同取向合金在不同溫度、應(yīng)力時的持久斷裂組織[31]

綜上所述，在中溫、大應(yīng)力條件下，鎳基單晶高溫合金的蠕變性能存在明顯的各向異性，成分等對合金蠕變性能的各向異性具有一定的影響。隨著溫度的升高，合金的蠕變各向異性減弱，這主要與不同取向滑移系的開動、 層錯形成的難易程度有關(guān)。

3 疲勞性能各向異性

3.1 低周疲勞性能的各向異性

鎳基單晶高溫合金的低周疲勞壽命具有顯著的各向異性。陳吉平等[32]對DD3合金的研究表明，合金在中溫下的非對稱循環(huán)載荷應(yīng)變疲勞壽命按[001]、 [011]、 [111]取向的順序縮短。馬顯鋒[33]研究發(fā)現(xiàn)，某大型燃?xì)廨啓C用單晶合金600 ℃時的低周疲勞壽命按照[001]、 [011]、 [111]取向的順序縮短，如圖6所示。Klingelh?ffer等[34]研究發(fā)現(xiàn)，在中溫條件下CMSX-4合金的低周疲勞壽命與取向密切相關(guān)，并且與γ、γ′相的筏排化有關(guān)，[001]取向的低周疲勞性能最佳，[011]取向的次之，[111]取向的最差。有學(xué)者針對單晶合金的高溫低周疲勞性能也展開了大量的研究。劉柳[35]研究發(fā)現(xiàn)，一種二代鎳基單晶高溫合金在980 ℃下疲勞壽命具有各向異性，在相同的條件下疲勞壽命按[001]、 [011]、 [111]取向的順序縮短，并且疲勞性能主要與彈性變形有關(guān)，因此合金不同取向之間彈性模量的差異造成是導(dǎo)致合金低周疲勞壽命差異的主要原因。Gabb等[36]對Rene N4合金的低周疲勞性能的研究也表明，合金疲勞壽命的各向異性同樣與彈性模量的差異有關(guān)，當(dāng)合金的彈性模量較小時其疲勞壽命更長。

圖6 合金不同晶體取向和溫度時的應(yīng)變-壽命曲線[33]

Chieragatti等[37]對Mar-M200合金的研究表明，在650 ℃時合金的循環(huán)應(yīng)力-應(yīng)變行為具有很強的取向依賴性，[001]取向產(chǎn)生的平均應(yīng)力為拉伸應(yīng)力，[213]、 [111]取向產(chǎn)生的平均應(yīng)力為壓縮應(yīng)力。對滑移帶及剪切應(yīng)變方向的分析表明，{111}〈110〉滑移在所有取向中占主導(dǎo)地位，而在[111]取向中發(fā)生了交滑移。

Gabb等[38]對PWA1480合金的研究表明，在650 ℃時不同取向合金的初始屈服均由位錯對剪切γ′相有關(guān)，當(dāng)合金發(fā)生八面體滑移時，合金中的位錯對通過交滑移過程切入γ′相中，從而導(dǎo)致初始屈服強度存在拉壓各向異性。

3.2 高周疲勞性能的各向異性

目前對單晶合金的高周疲勞性能的各向異性研究相對較少。Yu等[39]對3個取向的SRR99單晶高溫合金進行了700 ℃高周疲勞性能試驗，[011]取向的疲勞強度最大，[111]取向的疲勞強度也明顯大于[001]取向的。[001]、 [111]取向的疲勞臺階沿不同的{111}滑移面擴展，如圖7所示，意味著[111]取向的滑移比[011]取向的滑移更容易實現(xiàn)。根據(jù)《高溫合金手冊》[40]，DD6合金800 ℃時的高周疲勞極限為[111]取向的最大，[001]、 [011]取向的相差不大。史振學(xué)等[41]研究發(fā)現(xiàn)，DD15合金800 ℃時的高周疲勞性能存在各向異性，疲勞極限按[111]、 [001]、 [011]取向的順序減小，不同取向合金的高周疲勞都是沿平面斷裂，斷裂平面與試樣中心應(yīng)力軸線的角度不同，角度按[011]、 [001]、 [111]取向的順序逐漸減小，但斷口特征基本相同。不同取向合金的疲勞極限主要取決于變形協(xié)調(diào)性、各滑移系交截可能性、滑移系開動所需的較小的分切應(yīng)力等。

綜上所述，鎳基單晶高溫合金的低周、高周疲勞性能均具有明顯的各向異性。通常情況下，低周疲勞性能按[001]、 [011]、 [111]取向的順序減小，而高周疲勞性能按[111]、 [001]、 [011]取向的順序逐漸減小。低周疲勞各向異性主要與彈性模量有關(guān)，高周疲勞各向異性則主要與滑移系開動的數(shù)量及臨界分切應(yīng)力有關(guān)。

4 結(jié)語

鎳基單晶高溫合金的拉伸、蠕變、疲勞等力學(xué)性能均呈現(xiàn)出不同取向的各向異性特性，不同取向間性能的差異主要與合金彈性模量、原子擴散能力及可開動的滑移系的數(shù)量等有關(guān)，同時受到合金的化學(xué)成分、力學(xué)性能測試的條件等的影響。隨著航空發(fā)動機服役要求的不斷提高，如何充分、有效地利用單晶合金的各向異性特點，提高發(fā)動機的壽命，是材料研發(fā)與結(jié)構(gòu)設(shè)計的重要任務(wù)。

(a)[001]取向

(b)[011]取向

(c)[111]取向圖7 不同取向合金疲勞試樣斷口形貌[39]

本文中提到的DD6、 PWA1480、 SRR99等合金都廣泛地應(yīng)用于國內(nèi)外先進航空發(fā)動機中，然而實際工程應(yīng)用中許多單晶渦輪葉片的主要受力方向均以[001]為最佳取向，但是，對于不同的單晶高溫合金，在不同條件下合金的[001]取向并不一定具有最佳的高溫性能，能否選用其他取向(如[111]取向)，充分發(fā)揮單晶合金的性能優(yōu)勢，還需要進一步展開研究。此外，通過選晶法只能對單晶合金的一次取向進行控制，目前多數(shù)研究關(guān)注了合金的一次取向?qū)π阅艿挠绊?，單晶高溫合金葉片具有復(fù)雜薄壁結(jié)構(gòu)，其二次取向與葉片型面成一定的幾何關(guān)系，葉片的二次取向是否會對其高溫性能產(chǎn)生影響，目前還缺乏這方面的研究，因此，通過籽晶法精確控制合金二次取向，深入研究二次取向?qū)辖鹦阅艿挠绊?，也是未來研究的重點方向之一。