單晶鎳基合金的層錯能及其對蠕變機制的影響

閆化錦，田素貴,, 朱新杰，于慧臣，舒德龍，張寶帥

(1貴州工程應用技術學院 機械工程學院，貴州 畢節 551700; 2 沈陽工業大學 材料科學與工程學院，沈陽110870;3 中國航發北京 航空材料研究院 航空材料檢測與評價北京市重點實驗室,北京 100095)

層錯能是金屬材料的一個重要物理性質[1-2]，不同材料具有不同的層錯能，而同一材料在不同溫度具有不同的層錯能，即：溫度對金屬材料的層錯能有重要影響。研究表明[3-5]，在變形期間，位錯的運動方式與金屬材料的層錯能密切相關，故層錯能對金屬材料的力學及蠕變性能有重要影響，因而，金屬材料在不同溫度區間表現出不同的力學性能和變形機制。鎳基單晶合金具有良好的高溫力學及抗蠕變性能，已被廣泛應用于制作先進航空發動機的葉片部件[6-8]，且隨著航空發動機功率和熱效率等使用性能的提高，要求合金具有更高的承溫能力。不同成分合金具有不同的層錯能，因而表現出不同的蠕變性能。加入難熔元素Re，W可有效提高合金的高溫力學性能[9-10]，且隨其含量的增加，合金的承溫能力大幅度提高。盡管由單晶鎳基合金制作的熱端葉片部件主要在高溫環境下應用，但實際上，航空發動機從啟動到穩定運行，經歷了中溫/高應力和高溫/低應力等不同環境。文獻報道，在800℃中溫/高應力蠕變條件下，合金中存在〈112〉超肖克萊不全位錯+層錯的位錯組態，而在1070℃高溫/低應力下，僅為〈110〉超位錯切入γ′相，表明合金在不同溫度區間具有不同的蠕變行為和變形機制[11-12]。但合金層錯能與溫度之間的關系，以及層錯能對變形機制的影響，則很少有文獻報道。由于層錯能對合金的變形機制、蠕變壽命及部件工作的安全可靠性有重要影響，因此，了解合金在不同溫度區間的層錯能及對蠕變機制的影響尤為重要。

本工作對一種高合金化含Re單晶鎳基合金在760℃/810MPa、980℃/300MPa和1070℃/160MPa條件下進行蠕變性能測試、組織形貌觀察與位錯組態分析，并采用熱力學方法計算合金在不同溫度的層錯能，研究溫度對合金層錯能及層錯能對合金蠕變機制的影響，為合金的工程化應用提供理論依據。

1 實驗材料與方法

采用選晶法在高溫度梯度真空定向凝固爐中，將成分為Ni-4Cr-9Co-9W-2Mo-6Al-7Ta-2Re的母合金制備成[001]取向的單晶試樣。用勞埃背反射法測定出單晶合金試棒與[001]取向的偏差在6°以內。合金熱處理工藝為：1290℃, 1h+1300℃, 2h, AC+1315℃,4h,AC+1120℃,4h,AC+870℃,3h,AC。

經完全熱處理后，將合金試棒沿[001]取向的(100)晶面切割成片狀拉伸蠕變樣品，試樣的橫斷面尺寸為4.5mm×2.5mm，標距長度為20mm。片狀拉伸蠕變試樣經表面機械研磨及拋光后，置于GWT504型高溫持久/蠕變試驗機中，在760℃/810MPa、980℃/300MPa和1070℃/160MPa條件下進行蠕變性能測試，繪制蠕變曲線。將蠕變斷裂后的樣品在TEM下進行組織形貌觀察及位錯組態的衍襯分析，研究合金在不同條件下的變形機制。根據各元素在γ′/γ兩相中的分配比值，采用熱力學方法計算合金中γ′相在不同溫度的層錯能，考察層錯能對合金蠕變期間變形機制的影響。

2 合金的層錯能

在面心立方結構的金屬中，a/6〈112〉不全位錯的滑移面為{111}原子密排面。當形成層錯時，密排面的正常堆垛順序被破壞，相當于在FCC原子堆垛結構中插入兩層HCP堆垛結構的原子。因此，層錯能可用具有兩層FCC結構的γ原子與具有兩層HCP結構的ε原子的Gibbs自由能之差表示。對于合金，由于元素在層錯區的濃度與合金的平均成分不同。因此，層錯能γSF可表示為[13]：

(1)

式(1)中由置換原子組成的體系自由能可表示為：

(2)

(3)

(4)

(5)

式中：ΔGchm為鈴木偏聚引起的化學自由能；ΔGsur為基體和層錯區元素濃度不同引起的表面自由能；ΔGels為原子尺寸不同引起的彈性自由能，后者在熱力學計算中忽略不計。

根據Chou模型[14]計算出三元合金的置換原子和偏聚原子引起的自由能變化，并利用公式(1)～(5)計算Ni-Al-M三元合金的層錯能，其中，晶格穩定化參數取自文獻[15]，利用文獻[16-17]中的方法，計算出過渡族金屬和非過渡族金屬之間形成固溶體、化合物時的混合生成焓ΔHmix，計算時使用的參數P= 14.1V-1cm-2(d.u.)-1/3，R= 0，α=0.04。

Ni-Al-W三元合金中不同溫度的自由能值列于表1。

表1 Ni-Al-W三元合金中自由能在不同溫度的計算值Table 1 Calculated values of free energies in Ni-Al-W ternary alloy at different temperatures

由于合金在蠕變期間的激活位錯主要在γ′相中發生分解及形成層錯，因此，可用γ′相的層錯能表示合金的層錯能。計算中把合金視為固溶體，根據合金中元素Cr，Co，W，Mo，Al，Ta和Re在γ′/γ兩相中的分配比值[18]，計算出Ni-6%Al-1%M(M=Cr, Co, Ta, Mo, Re)及Ni-6%Al-1%W三元合金中γ′相在不同溫度的層錯能，如圖1所示。可以看出，相對于元素W，元素Ta，Cr，Co，Mo和Re均可降低Ni-6%Al-1%M三元合金的層錯能，而元素Re降低合金層錯能的幅度最大。這里定義Ni-6%Al-1%M和Ni-6%Al-1%W三元合金層錯能的比值為各元素的當量換算系數，其比值列于表2?？梢钥闯觯辖鹬懈髟卦诓煌瑴囟染哂胁煌漠斄繐Q算系數。

圖1 Ni-6%Al-1%M合金系中γ′相在不同溫度的層錯能Fig.1 Stacking fault energies of the γ′ phase in Ni-6%Al-1%M alloys at different temperatures

表2 合金組成元素M在不同溫度的當量換算系數Table 2 Equivalent conversion coefficients of components Mat different temperatures

對各元素在不同溫度的當量換算系數與質量分數的乘積求和，得到Ni-6%Al-x%M(M=Cr,Co,W,Ta,Mo,Re)多元合金中元素在不同溫度γ′相中的總濃度ZT為：

ZT=∑A(T)i·[C%]i

(6)

將多元合金中元素在γ′相中的總濃度ZT代入公式(1)，求出Ni-6%Al-x%M多元合金中γ′相在760，980,1070℃的層錯能分別為128.11，281.21,349.1mJ/m2。

3 合金在不同溫度的蠕變行為

3.1 不同溫度的蠕變行為與變形機制

在760℃/810MPa、980℃/300MPa和1070℃/160MPa條件下，分別測定出[001]取向單晶鎳基合金的蠕變曲線，如圖2所示。可以看出，合金在760℃/810MPa具有較短的初始蠕變階段，而穩態蠕變期間持續的時間較長，約為200h，穩態蠕變期間的最低應變速率為1.58×10-6h-1。測定出合金的蠕變壽命長達241h，蠕變斷裂后的應變量為12.06%。

圖2 合金在不同條件測定的蠕變曲線Fig.2 Creep curves of the alloy at different conditions

合金在980℃/300MPa穩態蠕變期間的最低應變速率為1.98×10-6h-1，蠕變壽命為155h，蠕變應變量為13.18%。而合金在1070℃/160MPa穩態期間的最低應變速率為2.26×10-6h-1，蠕變壽命為132h，蠕變應變量為10.54%。表明，合金在不同條件下均表現出較好的蠕變抗力。

合金經不同條件蠕變斷裂后，近斷口區域的微觀組織形貌(膜面平行于(100)晶面)如圖3所示。經760℃/810MPa蠕變241h斷裂后，合金的微觀形貌示于圖3(a)，可以看出，合金中的γ′相仍為立方體形貌，在立方γ′相邊界的黑色區域為γ基體通道，在γ′/γ兩相界面存在高密度位錯纏結，并有超位錯剪切進入立方γ′相，如箭頭標注所示，其中，剪切進入γ′相的位錯發生分解，可形成不全位錯+層錯的位錯組態，如字母M標注所示，由于層錯條紋具有對稱特征，且外側顯示暗色襯度，故可確定該層錯為超點陣內稟層錯(super-lattice intrinsic stacking fault，SISF)，其中，另一層錯的條紋襯度與層錯M方向垂直，如字母N標注所示。

圖3 不同條件下合金蠕變斷裂后的微觀組織 (a)760℃/810MPa;(b)980℃/300MPa;(c)1070℃/160MPaFig.3 Microstructures after the alloy crept up to fracture under different conditions (a)760℃/810MPa;(b)980℃/300MPa;(c)1070℃/160MPa

合金經980℃/300MPa蠕變155h斷裂后，近斷口區域的組織形貌如圖3(b)所示，施加應力的方向如箭頭所示。可以看出，γ′相已經沿垂直于應力軸方向轉變成筏狀結構，并有大量不同跡線方向的位錯切入筏狀γ′相。分析認為，大量不同方向的位錯發生交替滑移，可促使筏狀γ′相發生扭曲，其筏狀γ′相的扭曲形態，如字母S標注所示。經1070℃/160MPa蠕變132h斷裂后，在近斷口區域的組織形貌如圖3(c)所示。此處γ′相已形成較粗大的筏狀結構，在筏狀γ′/γ兩相界面存在規則的位錯網，如區域H所示，在照片下部僅有少量位錯剪切進入筏狀γ′相，如水平箭頭標注所示。在上方有大量位錯切入γ′相，如傾斜箭頭標注所示，并有位錯列切入γ′相內，如字母J標注所示。與圖3(b)相比，筏狀γ′相厚度增加，這是因為蠕變后期該區域發生縮頸，形變量較大，使其承載的有效應力增大。

3.2 位錯組態的衍襯分析

(7)

圖4 760℃/810MPa蠕變241h斷裂后合金γ′相內的位錯組態Fig.4 Dislocation configuration within the γ′ phase after alloy crept for 241h up to fracture at 760℃/810MPa

圖5 980℃/300MPa蠕變155h斷裂后筏狀γ′相內的位錯組態Fig.5 Dislocation configuration within the rafted γ′ phase after alloy crept for 155h up to fracture at 980℃/300MPa

(8)

圖6 1070℃/160MPa蠕變132h斷裂后合金γ′相內的位錯組態Fig.6 Dislocation configuration within the γ′ phase after alloy crept for 132h up to fracture at 1070℃/160MPa

4 討論

4.1 層錯能對變形機制的影響

計算表明，相同成分合金在不同溫度具有不同的層錯能。實驗用單晶合金在760℃的層錯能為128.11mJ/m2，隨溫度的提高合金的層錯能增大，因此，合金在不同溫度表現出不同的變形機制(圖4～6)。表明層錯能對合金的變形機制有重要影響。

位錯組態衍襯分析表明，760℃/810MPa蠕變期間，較低層錯能合金中γ′相的變形機制是〈011〉超位錯剪切進入γ′相，并可分解形成(1/3)〈112〉超肖克萊不全位錯+SISF的位錯組態。在980℃/300MPa蠕變期間，γ′相的層錯能提高到281.21mJ/m2，位錯分解的阻力增大，故〈110〉超位錯沿{111}面切入γ′相分解時，形成(1/2)〈110〉+APB的位錯組態，如圖5中位錯G所示。而1070℃/160MPa蠕變期間，合金中γ′相的層錯能進一步提高到349.1mJ/m2，故合金在蠕變期間僅發生螺、刃或混合超位錯剪切γ′相，而不發生位錯的分解(圖6)。

以上結果表明，蠕變期間位錯的運動方式與合金的層錯能密切相關[3-4]。在低層錯能合金中分解的位錯易于擴展，可形成肖克萊不全位錯+SISF的位錯組態，且位錯擴展的寬度較大(圖3(a))。由于擴展的位錯不易束集，難以進行交滑移，因而可增加位錯運動的阻力，提高合金的蠕變抗力。隨溫度的提高，合金的層錯能增加，位錯分解的阻力增大，致使合金在980℃/300MPa蠕變期間切入γ′相的〈110〉超位錯僅有少量分解，并形成(1/2)〈110〉不全位錯+APB的位錯組態。隨蠕變溫度及層錯能的進一步提高，剪切進入γ′相的位錯不發生分解(圖6)。由此可以認為，合金在不同溫度蠕變期間的變形機制均為〈110〉超位錯剪切γ′相，而超位錯剪切進入γ′相的分解方式取決于合金的層錯能，隨合金的層錯能由低至高逐漸增加，位錯分解可形成不全位錯加SISF或APB的位錯組態，其中，位錯分解形成的SISF或APB均可阻礙位錯運動，提高合金的蠕變抗力。

4.2 位錯分解的理論分析

圖7為γ′相中{111}面的原子排列方式及位錯分解示意圖。合金中γ′相為面心立方的Ll2有序結構，易滑移系是{111}〈110〉，由于合金中γ′相層錯能及變形條件的不同，當剪切進入γ′相的〈110〉超位錯分解時，根據{111}面原子遷移的位移矢量，在位錯分解形成的不全位錯之間，分別可形成超點陣內稟層錯、反向疇界和復雜層錯(complex stacking fault,CSF)等面缺陷[19]，其原子可遷移的位移矢量如圖7(a)所示。合金在760℃具有較低的層錯能，蠕變期間當剪切進入γ′相的位錯發生分解，使原子在{111}面相對于另一層原子發生矢量為fSF的位移時，可形成肖克萊不全位錯+SISF的位錯組態(圖4)。隨溫度提高到980℃，合金的層錯能提高至281.21mJ/m2，剪切進入γ′相的超位錯可分解形成(1/2)〈110〉不全位錯，使原子在{111}面發生矢量為fA的位移，并在不全位錯之間形成反相疇界，故可形成不全位錯+反相疇界的位錯組態(圖5)。若位錯分解期間原子的位移矢量為fC，形成CSF，則需要更高的能量。

圖7 γ′相中{111}面的原子排列方式及位錯分解示意圖 (a)原子排列方式；(b)平面位錯芯；(c)非平面位錯芯Fig.7 Schematic diagrams of the atoms arranged on {111} plane and dislocation decomposed (a)atoms arranging mode;(b)plane core of dislocation;(c)non-plane core of dislocation

4.3 形成與釋放K-W鎖的理論分析

位錯組態的衍襯分析表明，合金在760℃和980℃蠕變期間均存在位錯在γ′相的{100}面滑移，如圖4的位錯C和圖5的位錯E。對其形成原因的分析認為，γ′相的易滑移面為{111}面，因此，蠕變期間剪切進入γ′相的位錯C和E首先沿{111}面滑移，隨蠕變進行，剪切進入γ′相的位錯可由{111}面交滑移至{100}面，形成(1/2)〈110〉+APB的位錯組態，該組態是具有非平面芯結構的不動位錯，稱為K-W位錯鎖。該位錯鎖具有與引起Ni3Al相發生反常屈服行為相同的位錯組態，故可抑制位錯的滑移和交滑移，阻礙位錯運動，因此，蠕變期間形成的K-W鎖可以提高合金的蠕變抗力。

但隨蠕變溫度的提高，可使K-W鎖中的位錯重新被激活，使其在{111}面滑移[22]。由于K-W鎖的消失與原子的充分熱擴散有關，因此，溫度對合金的蠕變行為及變形機制具有決定性作用[23-26]。此外，添加難熔元素Re可以降低合金的層錯能，提高合金的固溶強化程度，且元素之間的相互作用可進一步降低其他元素的擴散速率[27-28]，故可以使含Re單晶合金出現反常屈服強度的峰值溫度由650℃提高到850℃[29]，因此，元素Re可以大幅度提高合金的高溫蠕變抗力。加之，元素Re在Ni基合金的基體中形成短程有序的原子團簇[30-31]，也可阻礙位錯運動，降低其他元素的擴散速率，是含Re合金在提高溫度變形期間使K-W鎖得以保留的另一主要原因。

另一方面，與瞬時拉伸變形相比，含Re合金蠕變期間形成K-W鎖的溫度由850℃提高到980℃，這與合金的應變速率有關。含Re合金在大于850℃的瞬時拉伸變形期間形變量較大，可激活高密度位錯，并釋放出大量的形變熱，進一步熱激活可促使K-W鎖中的位錯重新沿{111}面滑移，釋放K-W鎖。與瞬時拉伸變形相比，含Re合金在980℃蠕變期間具有較低的應變速率，當蠕變位錯由{111}面交滑移至{100}面，形成K-W鎖時，激活少量的蠕變位錯僅釋放少量的形變熱，故該形變熱不足以激活K-W鎖中的位錯，使其重新沿{111}面滑移。因此，含Re合金在980℃蠕變期間形成的K-W鎖能夠得以保留。但當蠕變溫度進一步提高到1070℃，盡管〈110〉超位錯也可由{111}面交滑移至{100}面，形成K-W位錯鎖，但由于蠕變溫度較高，熱激活可促使K-W鎖中的位錯重新在{111}面滑移和交滑移，使K-W鎖中的位錯得以釋放，故合金在1070℃蠕變期間未發現K-W鎖。

5 結論

(1)合金在760℃具有較低的層錯能，其蠕變期間的變形機制是〈110〉超位錯剪切進入γ′相，其中，剪切進入γ′相的〈110〉超位錯發生分解，可形成(1/3)〈112〉超肖克萊不全位錯+(SISF)層錯的位錯組態；隨蠕變溫度提高到1070℃，合金的層錯能提高，其蠕變機制是〈110〉螺、刃超位錯切入γ′相，且剪切進入γ′相的超位錯不發生分解。

(2)合金在980℃的層錯能介于760℃和1070℃之間，蠕變期間的變形機制是〈110〉螺、刃超位錯剪切進入γ′相，少量〈110〉超位錯由{111}面交滑移至{100}面，可分解形成(1/2)〈110〉不全位錯+反相疇界(APB)的位錯組態，該位錯組態是具有非平面芯結構的K-W鎖，可抑制位錯的滑移和交滑移，提高合金的高溫蠕變抗力。

(3)高合金化的含Re合金在980℃蠕變期間仍可保留具有非平面芯結構K-W位錯鎖，其中，蠕變期間較低的應變速率僅釋放較少的形變熱，不足以激活K-W鎖中的位錯重新在{111}面滑移，是使其保留K-W鎖的主要原因。