分享：镍基单晶高温合金DD432的持久性能各向异性

张子轩1,2, 于金江,1, 刘金来1

镍基单晶高温合金具有良好的组织稳定性和优异的力学性能，已被广泛应用于航空发动机以及工业燃气轮机中的叶片材料[1]。早在20世纪80年代初，镍基单晶高温合金就被大量使用在先进航空发动机涡轮发动机的叶片上[2,3]，随着航空工业的进一步发展，对单晶叶片的承温能力提出了更高的要求，因此必须添加更多难熔元素以满足现实需求，但是大量难熔元素的添加不仅大幅提高了单晶叶片的制造成本，也使合金的组织稳定性下降，因此众多的学者对单晶合金的各向异性进行了深入研究，希望以此来开发新合金。桂忠楼[4]研究指出，ЖС36(BHK)单晶合金<111>取向的热强性比<001>取向高10%∼15%，ЖС32合金在1000~1100℃温度范围内，<111>取向的持久强度比<001>取向高10%~15%，持久寿命高3倍左右。Rae和Reed[5]及Matan等[6]指出，在较低的温度(例如750或850℃)，偏离<001>取向20°以内，第一阶段蠕变应变强烈依赖于合金对于<001>-<011>对称边界的微小偏离。而在较高温度(例如950℃)，蠕变变形与角度偏离的关系不大。白露[7]研究了DD6合金<001>取向附近样品的蠕变变形及持久性能，发现在760℃时样品小角度偏离<001>取向对蠕变持久性能有明显影响。喻健等[8]在980℃、250 MPa条件下对不同取向的DD6合金样品进行了持久性能测试，结果表明DD6合金近<001>取向样品的持久寿命差别较小，不存在各向异性。胡斌等[9]研究了760℃、650 MPa下<111>取向小角度偏离对某单晶合金蠕变性能的影响，结果表明合金偏离<111>取向的角度越大，持久寿命越低。在实际应用中，蠕变受多方面因素影响，是晶体取向、γ'相形貌以及温度场耦合作用控制的复杂力学行为[10]，因此，材料的强度计算、寿命预测以及失效分析需要考虑蠕变过程中的各种因素。<001>取向单晶采用简便的选晶法制备，成功率高且成本较低，因此广泛应用<001>取向的单晶叶片。<111>取向单晶在持久性能方面也优于<001>取向单晶，目前国内外研究者主要针对<001>取向附近做了大量研究，而针对<111>取向研究较少，针对取向偏离角度对于性能影响的研究则更少。因此本工作以镍基单晶高温合金DD432为研究对象，测定不同条件下<001>、<011>以及<111> 3个取向的取向偏离角度在0°~25°内的持久寿命，分析微观组织对于持久寿命的影响。

1 实验方法

实验材料为第二代镍基单晶高温合金DD432，主要化学成分(质量分数，%)为：Cr 5.0，Co 9.0，Mo 1.0，W 9.0，Al 6.0，Ta 3.9，Re 4.0，C 0.15，Nb 1.5，Ni余量。采用Bridgman法生长单晶，<001>取向样品通过选晶法制备，<011>取向和<111>取向样品通过籽晶法制备，采用电子背散射衍射(EBSD)法测量所有单晶棒的取向偏离角度，筛选取向偏离角度在0°~25°的样品经过1290℃、4 h (空冷)；1280℃、4 h (空冷)固溶及1150℃、4 h (空冷)；870℃、24 h (空冷)时效处理，然后加工成标距段长度25 mm、直径5 mm的持久样品和蠕变样品，在大气条件下利用RJ-30D型蠕变机进行760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa的持久实验及蠕变实验，利用Observer Z1光学显微镜(OM)观察铸态枝晶组织，使用MIRA3型扫描电子显微镜(SEM)观察其持久断裂后的微观组织，用TalosF200透射电子显微镜(TEM)观察距离断口5~7 mm处的位错组态，以进一步研究变形和断裂机制。

2 实验结果

2.1 铸态组织

图1为3个取向样品横截面枝晶组织OM像。可以看出，3个取向样品的一次枝晶都沿择优取向<001>生长，但是3个取向的枝晶形貌有着明显的差异，即<001>取向样品的横截面内枝晶花样呈规则的“十字花”状，一次枝晶相互平行，二次枝晶与一次枝晶垂直；<011>取向样品的横截面内一次枝晶基本沿直线定向排列；而<111>取向样品由于存在3个等效的<001>取向，凝固过程中一次枝晶沿3个择优<001>取向生长，使得<111>取向枝晶的空间结构复杂[11]。另外还可以观察到，3个取向样品枝晶间均存在一定数量的铸造缩孔，枝晶间也弥散分布着碳化物，这些缩孔可能导致裂纹在孔洞处形核，并沿着碳化物扩展，导致力学性能下降。

图1

图1   <001>、<011>和<111> 3个取向镍基单晶高温合金横截面铸态组织的OM像

Fig.1   Cross-sectional OM images of as-cast Ni base single crystal superalloy with <001> (a), <011> (b), and <111> (c) orientations

2.2 持久寿命随取向偏离角度的分布

3个取向的样品在760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa下的持久寿命分别如图2和3所示，每个标记点代表单个持久实验样品，标记点旁边的数值为样品的取向偏离角度，反极图外的数值为单个持久实验样品测得的持久寿命。从图2可以看出，在760℃、810 MPa中温条件下，3个取向的持久性能各向异性明显，即<111>取向样品的持久性能明显优于另外2个取向的样品，平均持久寿命达到293.35 h，且随取向偏离角度的增加持久寿命迅速下降；其次是<001>取向样品，平均持久寿命为221.95 h；<011>取向样品的平均持久寿命仅为4.04 h。由图3可见，在1000℃、280 MPa条件下，<111>、<001>和<011>取向样品平均持久寿命分别为109.30、95.75和55.61 h，各向异性相较于中温条件有很大提升。在1000℃、280 MPa条件下，不同取向的样品持久性能仍然存在差异，但是随着偏离度的增加，持久寿命并没有表现出简单的递减或者递增关系。

图2

图2   760℃、810 MPa条件下持久寿命随取向偏离角度变化统计图

Fig.2   Statistical diagram of the change of stress rupture life with deviation of orientation under 760oC and 810 MPa

图3

图3   1000℃、280 MPa条件下持久寿命随取向偏离角度变化统计图

Fig.3   Statistical diagram of the change of stress rupture life with deviation of orientation under 1000oC and 280 MPa

2.3 蠕变特征

表1和2分别为不同轴向晶体取向样品在760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa条件下进行蠕变实验得到的延伸率。从表1可以看出，在760℃、810 MPa的条件下，<011>取向样品的延伸率较高，随取向偏离角度的增加，延伸率也有所增加，但持久性能却表现最差；<001>取向与<111>取向样品的延伸率大致相同，随着取向偏离角度的增大，延伸率也呈上升趋势，但是<111>取向样品表现出更好的持久性能。从表2可以看出，在1000℃、280 MPa的条件下，持久各向异性有所降低但依然存在，<001>取向样品的塑性较好。为进一步分析样品的蠕变过程，分别绘制3个取向样品在760℃、810 MPa和1000℃、280 MPa条件下的蠕变曲线，如图4所示。可以看出，在760℃、810 MPa条件下，<011>取向样品初始蠕变速率低于<001>取向样品，但并未产生加工硬化，尚未进入稳态蠕变阶段便发生断裂；而<001>和<111>取向样品在完成初期蠕变后都有明显的加工硬化现象，且都有进入稳态蠕变的趋势，<111>取向样品加工硬化现象最为明显，具有最低的蠕变速率。在1000℃、280 MPa条件下，3个取向的样品都具有稳态蠕变阶段，蠕变初期<011>取向样品的蠕变速率低于<001>取向样品，进入到稳态蠕变后由于加工硬化程度不足，导致<011>取向样品的蠕变速率超过<001>取向样品，从而最先发生断裂，而<111>取向样品具有最低的稳态蠕变速率。

表1   760℃、810 MPa条件下3种取向样品拉伸蠕变的延伸率

Table 1  Tensile creep elongations of specimens with three orientations under 760oC and 810 MPa

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表2   1000℃、280 MPa条件下3种取向样品拉伸蠕变的延伸率

Table 2  Tensile creep elongations of specimens with three orientations under 1000oC and 280 MPa

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图4

图4   <001>、<011>和<111>取向样品的蠕变曲线

Fig.4   Tensile creep curves of <001>, <011>, and <111> oriented specimens under 760oC and 810 MPa (a) and 1000oC and 280 MPa (b) (Inset in Fig.4b is the magnification of initial creep curves)

3 分析讨论

3.1 枝晶组织形貌

从图1可以看出，3个取向的样品横截面内枝晶形貌存在明显差异，这是由晶体学因素及凝固过程中固/液界面前沿温度场的共同作用引起的。文献[12]对DD98单晶高温合金3个主取向样品的枝晶形态分析认为，单晶高温合金DD98的一次枝晶生长方向完全由择优的<001>取向决定，与热流方向无关，但枝晶的生长形态受局部散热条件的影响。凝固过程中3个取向样品的一次枝晶均沿择优取向<001>生长。<001>取向样品在凝固过程中一次枝晶生长方向与定向凝固温度梯度最大的方向重合，因此<001>取向样品的一次枝晶轴基本平行。在垂直于一次枝晶的方向上，由于温度梯度很小，二次枝晶的形貌更多是受溶质元素扩散不均所导致的成分过冷以及重力造成的对流的影响，因此二次枝晶的方向具有一定的随机性。<011>取向样品在凝固过程中存在2个<001>取向与定向凝固最大温度梯度方向成45°角，在这2个方向上的散热条件相同，因此这2个方向上一次枝晶臂长度基本相同，且一次枝晶花样倾向于沿直线定向排列。与凝固方向垂直的<001>取向上温度梯度很小，导致枝晶生长缓慢。<111>取向样品的枝晶形貌最为复杂。就晶体学而言，<111>取向样品在凝固过程中存在3个择优<001>取向，一次枝晶沿3个<001>取向生长导致<111>取向样品的枝晶空间结构复杂。另外，由于样品很难精确地沿<111>方向生长，取向偏离一定角度使得凝固过程中局部散热条件不对称，多种因素造成<111>取向样品的枝晶花样更为复杂。

此外，凝固过程中液相逐渐冷却，导致液体黏度系数上升，流动性变差，到达末端时液体停止流动而产生铸造缩孔(图5)，因此铸造缩孔往往出现在枝晶间，在应力的作用下铸造缩孔附近容易产生应力集中而导致裂纹形核。凝固过程中往往伴随着元素偏析，导致枝晶间弥散分布着一定量的碳化物，而碳化物塑性差，在应力作用下容易导致裂纹沿碳化物边界扩展，从而降低合金的蠕变抗力。

图5

图5   1000℃、280 MPa持久样品在铸造孔洞处的裂纹扩展

Fig.5   Crack propagation at casting hole of stress rupture specimen under 1000oC and 280 MPa

3.2 组织演化

中温条件下3个取向样品的持久性能各向异性明显，有研究[13~16]认为这是由于$\frac{?}{\mathrm{3}}$ <112>或$\frac{?}{\mathrm{6}}$<112>不全位错切割γ'相引起的。也有研究[17]指出，γ'相筏化同样对蠕变各向异性产生影响。为研究筏化组织对样品持久性能的影响，对3个取向的蠕变样品断裂后纵截面组织进行分析，如图6所示。从图6a、c和e可以看出，在中温实验条件下，由于元素扩散速率较低，3个取向样品的组织均未发生明显的筏化。由于变形量较大，在<001>取向样品蠕变断裂后观察到了滑移带，这表明<001>取向样品在蠕变变形的过程中有明显的加工硬化。由表1可以看出，在760℃、810 MPa条件下，<011>取向的延伸率最大，但持久性能却表现最差，从图4a可以看出，<011>取向样品的蠕变速率在初始蠕变结束后发生小幅的降低，而后迅速上升，这表明<011>取向样品在蠕变过程中没有产生足够的加工硬化。<111>取向样品中γ'相的形貌与<001>和<011>取向的样品中γ'相形貌存在明显不同，<111>取向样品中的γ'相呈三角形或菱形，<001>以及<011>取向样品中γ'相则为立方状。可以看出，在中温条件下，<001>和<111>取向样品经历长时间的蠕变变形后γ'相仍然没有明显筏化，<011>取向样品虽然持久性能不佳，但γ'相也同样保持立方状，因此组织形貌对于中温持久性能各向异性的影响不大，持久寿命的差异更多是由于不同取向变形机制的差异所导致。

图6

图6   3种取向样品在不同条件下蠕变断裂后显微组织的SEM像

Fig.6   SEM images of <001> (a, b), <011> (c, d), and <111> (e, f) oriented specimens after creep rupture under 760oC, 810 MPa (a, c, e) and 1000oC, 280 MPa (b, d, f)

在1000℃、280 MPa条件下，3个取向的变形机制均以位错的绕越和攀移为主，由于变形机制趋于相同，使得持久各向异性有所降低。根据Caron等[18]和Sass等[19]的观点，高温下γ'相筏化会降低单晶高温合金的各向异性，但实验结果表明高温下各取向的持久性能仍然存在差异。如图3所示，<111>取向样品的持久寿命较<001>取向样品略高，而<001>取向样品的塑性明显更好。在高温条件下，由于元素扩散系数增大，位错运动方式增多，使得元素的扩散变得更加容易，因此γ'相的筏化更加明显。<001>取向样品筏化组织纵向粗化，厚度不断增加，形状变得扭曲，纵横交错的γ'相的尖端容易产生裂纹(图7)，在裂纹尖端由于应力集中，使得裂纹的扩展速率增加。Feller-Kniepmeier和Kuttner[20]研究认为，<011>取向样品与应力轴成±45°的屋顶γ通道(roof channel)所受应力更高，导致60°界面位错与螺位错优先在不同的屋顶γ通道中发生滑移，位错的滑移也加速元素的定向扩散，因此<011>取向样品的筏化组织具有与应力轴成±45°的特征。此外，<011>取向样品的γ'相筏化方向沿平直界面发生规则的转折，表明在<011>取向样品中有孪晶(图6d)形成，一般来说fcc金属不易出现孪晶，但是由于<011>取向滑移系数量少，因此孪晶成为变形的一种必要的辅助手段[21,22]，因此加工硬化不足是导致<011>取向样品在高温下持久性能较差的根本原因。<111>取向组织虽然筏化明显，但是由于筏化组织取向单一，且γ/γ'两相界面平滑规整，因此裂纹形核以及扩展更为困难。另外由于<111>取向滑移系众多，变形协调能力强，通过图4b中<111>取向样品的蠕变曲线可以看出，不同滑移系位错的开动能够在变形过程中产生良好的加工硬化，因此<111>取向的样品表现出良好的高温持久性能。

图7

图7   <001>取向1000℃、280 MPa持久样品微裂纹形貌的SEM像

Fig.7   Low (a) and high (b) magnified SEM images of microcracks of <001> oriented specimens under 1000oC and 280 MPa

3.3 位错组态

图8为<011>取向和<111>取向样品在不同条件下蠕变断裂位错组态的TEM像。从图8a和b可以看出，在中温蠕变断裂后，<011>取向和<111>取向样品的γ基体通道中塞积了大量的位错，两相界面未观察到位错网，因此在γ/γ'两相界面上累积了较高的应力，当微观应力达到切割机制启动的门槛应力，大量$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>不全位错切入γ'相后形成层错。Mackay和Maier[23]认为到达“双滑移边界”是蠕变由初始阶段过渡到稳态阶段的标志，从图4a中<011>取向样品的蠕变曲线可以看出，在760℃、810 MPa条件下，<011>取向样品还未进入稳态蠕变就发生了断裂。从图8a和b中可以看到，<011>和<111>取向样品中均有层错产生，<011>取向样品的层错数量明显更多，且方向互相平行，而<111>取向样品中层错数量较少，方向不唯一，由此可以判断，<011>取向样品中$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>不全位错切割γ'相更为频繁，且变形机制为单系滑移，由Schmid定律可以计算出此滑移系($\overline{\mathrm{1}}$11)[211]的Schmid因子为0.47，较高的Schmid因子使得位错增殖驱动力较大，两相界面处大量的不全位错连续切割γ'相，导致沉淀强化作用大幅下降而发生断裂。<111>取向样品的变形方式为多系滑移，因此γ'相中观察到的层错方向是多个方向的，经计算<111>取向Schmid因子为0.31，较小的Schmid因子使得<111>取向样品中位错增殖速率更低，达到切割机制的门槛应力所需的外加载荷更大，因此大幅降低了两相界面$\frac{?}{\mathrm{3}}$<112>不全位错的密度，且不同滑移系的位错在滑移过程中能够产生割阶，从而起到强化作用[24]，因此，<111>取向样品在中温下具有最佳的蠕变抗力和持久寿命。

图8

图8   <011>和<111>取向样品在不同条件下蠕变断裂位错组态的TEM像

Fig.8   TEM images of <011> (a, c) and <111> (b, d) oriented specimens after creep rupture under 760℃, 810 MPa (a, b) and 1000oC, 280 MPa (c, d)

闫化锦等[25]认为，随着温度的升高，层错能也逐渐增大。从图8c和d中可以看出，在高温蠕变条件下，由于层错能升高以及绕越、攀移机制的启动，<011>取向及<111>取向样品中的γ'相均没有观察到层错的产生。由表2可以看出，在1000℃、280 MPa条件下，<011>取向样品的延伸率相较于中温时有明显的降低，从图4b所示的<011>取向样品的蠕变曲线也可以发现，高温时<011>取向样品存在明显的稳态蠕变阶段，表明由于绕越以及攀移机制的启动，<011>取向的变形机制由中温时的单系滑移转变为多系滑移。在图8c中可以观察到不同方向的位错线，根据Schmid定律计算另一个滑移系为(111)[2$\overline{\mathrm{1}}\overline{\mathrm{1}}$]，双滑移系导致<011>取向样品存在一定程度的加工硬化，从而导致延伸率降低，在刚进入稳态蠕变阶段时具有较低的蠕变速率，然而由于加工硬化能力不足，使得蠕变速率上升，最终超过<001>取向样品，最先发生断裂。<111>取向Schmid因子低，导致位错增殖缓慢，且拥有更多的滑移系，具有良好的变形协调能力以及加工硬化能力，因此在3个取向样品中具有最低的蠕变速率。从图8c和d可以看出，通过节点反应和局部调整2个取向样品在γ/γ'两相界面处都形成了界面位错网[26,27]，由于<011>取向样品的持久寿命较短，界面位错网较为稀疏，<111>取向样品的界面位错网则更加规整密集。界面位错网的形成有助于释放两相界面的错配应力，减轻了由于位错塞积产生的局部应力，因此<111>取向样品在高温下表现出更好的蠕变抗力。

4 结论

(1) 在760℃、810 MPa条件下，<001>、<011>和<111> 3种取向的镍基单晶高温合金DD432的持久性能各向异性明显，<111>取向样品的持久性能最好，随着取向偏离角度的增加，持久寿命逐渐降低；<001>取向样品的持久寿命较低，随着取向偏离角度的增加持久寿命有所增长；而<011>取向样品的持久性能最低，随着取向偏离角度的增加持久性能也有所提升。

(2) 在760℃、810 MPa条件下，3个取向样品中的γ'相均未发生明显筏化，造成不同取向持久蠕变性能差异的主要因素是变形机制的不同。<001>和<111>取向样品均为多系滑移，<111>取向的Schmid因子最低，在同等载荷下位错增殖驱动力更小，因而持久寿命最长。而<011>取向样品的变形机制为单滑移，在蠕变过程中难以产生加工硬化，且大量$\frac{?}{\mathrm{3}}$ <112>不全位错连续切割γ'相，导致<011>取向样品的蠕变抗力不足，很快发生断裂。

(3) 在1000℃、280 MPa条件下，<001>、<011>和<111> 3种取向样品的持久各向异性有所下降但仍然存在，<111>取向样品持久性能较<001>取向样品略高，<011>取向样品的持久性能虽然有所提升但依然最低。随取向偏离角度的增加持久寿命并没有表现出简单的递减或者递增关系。

(4) 在1000℃、280 MPa条件下，3种取向样品中的γ'相均发生了明显筏化，<001>取向样品中的γ'相纵向连接，不利于裂纹钝化；<011>取向样品中的γ'相与应力轴成±45°筏化，存在孪晶；<111>取向样品中的γ'相筏化方向单一，两相界面平整，有利于阻碍裂纹的扩展。在<111>取向样品的γ'相中发现大量位错，能起到强化γ'相的作用，两相界面处致密规整的位错网能够有效释放错配应力，因此该取向样品具有最低的稳态蠕变速率以及延伸率；<011>取向样品的γ'相中观察到少量位错，存在一定程度的加工硬化，热激活使得<011>取向样品的变形机制由单滑移转变成多滑移，但滑移系数量少，孪生机制成为变形的辅助手段，因此，该取向样品仍然最先发生断裂。

来源：金属学报