史振學(xué), 劉世忠, 李嘉榮

（中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室，北京 100095）

單晶高溫合金因其優(yōu)異的高溫綜合性能，已廣泛用于制備先進(jìn)軍用、民用航空發(fā)動機(jī)渦輪葉片[1-3]。各向異性為單晶金屬材料的本征特性，因此單晶高溫合金的拉伸、持久、蠕變、疲勞等力學(xué)性能均表現(xiàn)出明顯的各向異性[4-7]。單晶高溫合金葉片主要受力為[001]取向的離心力，但由于其形狀復(fù)雜，還承受熱應(yīng)力及彎扭載荷，產(chǎn)生局部多軸復(fù)雜應(yīng)力，因此有必要研究單晶高溫合金不同取向的力學(xué)性能。拉伸性能作為單晶高溫合金的一個重要性能指標(biāo)，對溫度和晶體取向較為敏感[8]。不同溫度下，單晶高溫合金拉伸變形機(jī)制不同。在室溫或較低溫度范圍內(nèi)，屈服變形受到γ′相剪切機(jī)制的控制；在高溫變形時，合金的塑性變形主要受位錯繞過機(jī)制控制，即在熱激活作用下的位錯攀移和交滑移過程成為影響塑性流變的主要變形機(jī)制，中溫變形則為由剪切機(jī)制向繞過機(jī)制轉(zhuǎn)變[9]。而且，不同成分的單晶高溫合金拉伸各向異性的規(guī)律也存在差異。DD6合金在850 ℃以上，[001]取向DD6單晶高溫合金的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度高于[011]，[111]取向的合金[10]。DD407 合金 760 ℃ 的 [001]取向具有最高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，[011]取向表現(xiàn)出了最低的抗拉強(qiáng)度和伸長率，[111]取向表現(xiàn)出了最高的斷后伸長率[11]。PWA1480合金760 ℃的拉伸屈服強(qiáng)度按[001]、[011]和[111]的取向順序依次降低[12]，而SC7-14-6合金卻按[001]、[111]和 [011]的順序下降[13]。DD9 合金除 1100 ℃ 下[001]取向屈服強(qiáng)度略低于[011]取向，[001]取向DD9合金抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度分別高于[011]和[111]取向合金[14]。目前對第四代單晶高溫合金還未見拉伸性能各向異性研究的報道。本工作研究了一種第四代單晶高溫合金不同溫度拉伸各向異性，揭示了合金在室溫、中溫和高溫的拉伸各向異性規(guī)律及其斷裂機(jī)制，為第四代單晶渦輪葉片的設(shè)計和合金應(yīng)用提供數(shù)據(jù)和理論依據(jù)。

1 實驗材料與方法

實驗所用材料為Ni-Cr-Co-Mo-W-Ta-Nb-Re-Ru-Al-Hf-C第四代單晶高溫合金。在高溫度梯度真空定向凝固爐中采用籽晶法分別制成[001]、[011]和[111] 3種取向的單晶高溫合金試棒。用勞埃X射線背反射法確定單晶試棒的結(jié)晶取向，試棒的[001]、[011]和[111]結(jié)晶取向與主應(yīng)力軸方向的偏差在7°以內(nèi)。所有試棒按以下工藝進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理：1300 ℃/1 h +1310 ℃/2 h + 1320 ℃/3 h+1330 ℃/4 h +1340 ℃/6 h，AC+1120 ℃/4 h，AC+870 ℃/32 h，AC。試棒熱處理后加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸性能試樣，分別在 23 ℃，800 ℃ 和 980 ℃ 測試不同取向合金的拉伸性能。利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡研究不同取向、不同溫度的合金組織、斷口形貌和斷裂組織。

2 實驗結(jié)果

2.1 不同取向合金的顯微組織

圖1為不同取向合金垂直生長方向截面的鑄態(tài)枝晶組織。由圖l可以看出，[001]取向合金的枝晶組織呈十字形排列，一次枝晶軸沿[001]方向生長，2個二次枝晶均勻分布，分別沿[100]和[010]方向生長。[011]取向合金的枝晶組織傾向于沿直線排列，2個二次枝晶長度不同。[111]取向合金的枝晶組織不規(guī)則，2個二次枝晶間的夾角為60°。

不同取向枝晶形態(tài)差異是由于生長方向與熱流方向不同造成的。合金以枝晶界面生長時，其生長方向為[001]擇優(yōu)取向。[001]取向合金的生長方向平行于熱流方向，沿[001]取向形成平行排列的一次枝晶。由于二次枝晶與凝固方向垂直，凝固潛熱散失緩慢，且受到枝晶間的高溶質(zhì)濃度的影響，導(dǎo)致二次枝晶臂較短且端部粗大。[011]取向合金枝晶生長方向與熱流方向夾角為45°，2個二次枝晶都有可能生長成為一次枝晶，呈現(xiàn)相互交錯的枝晶形態(tài)[14]。[111]取向合金枝晶生長方向與熱流方向也一致，[001]、[011]和[111]取向上的枝晶與凝固方向的夾角相同，都有可能生長成為一次枝晶，形成了六面體形的“籠狀”枝晶結(jié)構(gòu)[15]。

圖 1 不同取向合金的枝晶組織Fig. 1 Dendrite structures of alloy with different orientations （a）[001]； （b）[011]； （c）[111]

圖2 為不同取向合金垂直生長方向截面的熱處理組織。由圖2可以看出，[001]取向合金的γ′相為規(guī)則的正方形，[011]取向合金的γ′相為矩形，[111]取向合金的γ′相為多邊形。不同取向合金的γ′相形貌與截面取向有關(guān)。[001]取向合金垂直生長方向截面為（001）面，[011]取向垂直生長方向截面為（011）面，[111]取向垂直生長方向截面為（111）面，截面不同從而形貌不同。

2.2 拉伸性能

圖3為不同取向合金的拉伸性能。由圖3可以看出，合金的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度隨著溫度的升高而降低，伸長率和斷面收縮率在中溫時最低。在不同的溫度下，合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨取向的變化趨勢相同，即[111]取向屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度最高，其次為[001]取向，最小為[011]取向。在不同的溫度下，合金的伸長率和斷面收縮率隨取向的變化稍有不同。在23 ℃時，[011]取向合金的伸長率與斷面收縮率最大。在800 ℃時，合金的伸長率與斷面收縮率按[111]、[001]和[011]的順序降低。在980 ℃時，合金的伸長率與斷面收縮率按[011]、[001]和[111]的順序降低。

在 23 ℃ 和 800 ℃ 條件下，[001]，[011]，[111]取向具有面心立方晶格的單晶高溫合金可開動的滑移系均為八面體滑移{111}〈110〉，滑移系的數(shù)量分別為 8，4，6[11]。[001]和 [011]取向滑移系的Schmid因子都為 0.41，而 [111]取向滑移系的Schmid因子0.27。980 ℃條件下，單晶高溫合金可開動的滑移系除了八面體滑移{111}〈110〉，還有六面體滑移{111}〈112〉，不同取向滑移系的數(shù)量分別為12，6，9，而且[111]滑移系Schmid因子比[001]和[011]取向低[16]。

圖 2 不同取向合金的熱處理組織Fig. 2 Microstructure of heat treatment of alloy with different orientations （a）[001]； （b）[011]； （c）[111]

圖 3 不同取向合金的拉伸性能Fig. 3 Tensile properties of alloy with different orientations （a）yield strength； （b）ultimate tensile strength；（c）elongation； （d）contraction of area

[001]取向合金的滑移系最多，試樣容易通過多滑移的方式進(jìn)行變形，因此具有較高的抗變形能力，但其Schmid因子較高，開動滑移系的分切應(yīng)力較高，從而表現(xiàn)出了較高的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度，較高的伸長率和斷面收縮率。[011]取向合金滑移系最少，而且其Schmid因子較高，不同滑移系的位錯交截概率小，變形阻力及變形協(xié)調(diào)能力都低，從而表現(xiàn)出了較低的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度，最高的伸長率和斷面收縮率。[111]取向合金滑移系較多，變形協(xié)調(diào)性較好，各滑移系間的位錯交截概率較高，同時其Schmid因子較低，開動滑移系的分切應(yīng)力較低，因此該取向具有最高的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度，最低的伸長率和斷面收縮率。

由上述分析看出，第四代單晶高溫合金在不同溫度下均存在拉伸性能各向異性，由于與文獻(xiàn)中其他代次的單晶高溫合金的實驗溫度不同[10-14]，無法在同一溫度下進(jìn)行各向異性變化規(guī)律的對比，但是從接近溫度看出，第四代單晶高溫合金拉伸各向異性規(guī)律不同于上述其他代次單晶高溫合金。與其他代次的單晶高溫合金一樣，第四代單晶高溫合金的γ基體具有面心立方結(jié)構(gòu)，而γ′相同屬面心立方超結(jié)構(gòu)，它們在相同高溫拉伸條件下的有效滑移系沒有本質(zhì)區(qū)別，其拉伸各向異性規(guī)律不同可能與合金中合金元素含量與種類有關(guān)。大量的Re、Ru、W等難熔元素添加到第四代單晶高溫合金中，對合金進(jìn)行固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化，顯著提高原子間結(jié)合力和擴(kuò)散激活能，使其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，因而表現(xiàn)出稍有不同的拉伸各向異性。

2.3 拉伸斷口

圖 4 不同取向不同溫度的合金拉伸斷口Fig. 4 Tensile fracture surface of alloy with different orientations at different temperature （a）[001]，23 ℃； （b）[011]，23 ℃； （c）[111]，23 ℃； （d）[001]，800 ℃； （e）[011]，800 ℃； （f）[111]，800 ℃； （g）， （h）[001]，980 ℃；（i）， （j）[011]，980 ℃； （k）， （l）[111]，980 ℃

圖4 和圖5分別為不同取向合金的拉伸截面斷口和側(cè)面形貌。由圖可以看出，23 ℃下[001]與[011]取向合金斷口呈橢圓形，表面可見河流花樣特征，斷口整體上較平整；[111]取向試樣斷口呈圓形，斷口由不同取向的解理面組成。800 ℃時不同取向合金的斷口特征基本相同，斷口基本上由一個大平面組成，斷裂面與應(yīng)力方向的夾角按[001]，[011]，[111]的順序減?。籟001]與[111]取向合金斷口呈圓形，而 [011]取向合金斷口呈橢圓形。980 ℃時，[001]合金斷口呈圓形，有明顯的縮頸特征，斷口上分布大量的方形韌窩。方向韌窩底部為正方形小平面，小平面通過撕裂棱或者位于方形小平面四周的相互垂直的斜面相連，每個正方形小平面的邊幾乎全部平行，中間可見合金顯微疏松或微孔。[011]取向合金斷口呈橢圓形，斷口由不同解理面和解理臺階組成，解理面上分布有長方形的韌窩，韌窩中心也顯微疏松或微孔。[111]合金斷口呈圓形，無明顯的縮頸特征，斷口上分布大量的三角形韌窩。在其他單晶高溫合金中，[011]取向斷口上未發(fā)現(xiàn)橢圓形韌窩，[111]取向斷口上未發(fā)現(xiàn)三角形韌窩。

圖 5 不同取向合金拉伸斷裂試樣縱向形貌Fig. 5 Longitudinal morphology of tensile fracture specimens with different orientations （a）[001]，23 ℃； （b）[011]，23 ℃；（c）[111]，23 ℃； （d）[001]，800 ℃； （e）[011]，800 ℃； （f）[111]，800 ℃； （g）[001]，980 ℃； （h）[011]，980 ℃；（i）[111]，980 ℃

在23 ℃和800 ℃條件下，合金中原子擴(kuò)散較弱，位錯運動以切割γ′相為主，位錯運動阻力較大，合金形變強(qiáng)化能力強(qiáng)，開動滑移系少，合金拉伸強(qiáng)度高、塑性低，其斷裂機(jī)制為類解理斷裂[17]。980 ℃條件下，原子擴(kuò)散能力增強(qiáng)，位錯運動以繞過γ′相相為主，位錯運動阻力小，由于熱激活作用加強(qiáng)，開動滑移系增多，拉伸強(qiáng)度低、塑性高，其斷裂機(jī)制為韌窩斷裂[18]。由圖4看出，980 ℃條件下，不同取向合金斷口表面都存在韌窩，均表現(xiàn)為微孔聚集型斷裂，但[011]取向合金斷口同時存在解理斷裂特征，表現(xiàn)為一定的切變特點，這與[011]取向有效滑移系少有關(guān)。

對于[001]和[111]取向合金，滑移系較多，具有充分加工硬化能力，變形較均勻，因而斷口基本呈圓形，而[011]取向合金，滑移系少且分切應(yīng)力高，其變形阻力及變形協(xié)調(diào)能力都較低，位錯平行排列不同滑移系的位錯交截概率低，加工硬化能力不足，變形不均勻，因而斷口呈橢圓形。

2.4 拉伸斷裂組織

圖6為不同取向合金的拉伸斷裂組織。由圖可以看出，23 ℃和800 ℃時不同取向合金的γ′相仍為立方形狀，980 ℃時，[001]取向合金沿應(yīng)力方向γ′相變長，基體通道變寬；[111]取向合金的γ′相變成平行四邊形，而[011]取向合金的γ′相被單一密集滑移帶剪切，已經(jīng)看不出原來的立方形狀。在高溫條件下，熱激活作用加強(qiáng)，變形過程中較多的滑移系啟動，八面體滑移系和立方六面體滑移系同時開動，且高溫下塑性變形的回復(fù)過程加快，因而塑性變形均勻，故一般情況看不見滑移帶[19]。但由于[011]方向合金滑移系少，不同滑移系的位錯交截概率小，變形阻力及變形協(xié)調(diào)能力都低，因此變形不均勻，可見密集滑移帶。

圖 6 不同取向合金拉伸斷裂組織Fig. 6 Tensile fracture microstructure of alloy with different orientations （a）[001]，23 ℃； （b）[011]，23 ℃； （c）[111]，23 ℃； （d）[001]，800 ℃； （e）[011]，800 ℃； （f）[111]，800 ℃； （g）[001]，980 ℃； （h）[011]，980 ℃；（i）[111]，980 ℃

3 結(jié)論

（1）[001]，[011]和 [111]取向合金在垂直于晶體生長方向的截面上具有明顯不同的鑄態(tài)枝晶和熱處理組織形貌。

（2）不同溫度合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度按[111]、[001]、[011]取向的順序降低。合金的伸長率與斷面收縮率在室溫和980 ℃時[011]取向最大，而800 ℃時[111]取向最大。

（3）23 ℃和 800 ℃不同取向合金拉伸為類解理斷裂，980 ℃ [001]、[111]合金拉伸為韌窩斷裂，而[011]取向合金拉伸為類解理和韌窩混合斷裂。（4）拉伸斷裂后，23 ℃ 和 800 ℃ 時不同取向合金的 γ′相仍為立方體形狀，980 ℃ 時 [001]取向合金沿應(yīng)力方向γ′相變長，[111]取向合金的γ′相變成平行四邊形，而[011]取向合金的γ′相被單一密集滑移帶剪切。