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单晶镍基合金的层错能及其对蠕变机制的影响

2018-10-18闫化锦田素贵朱新杰于慧臣舒德龙张宝帅

材料工程 2018年10期
关键词:单晶组态剪切

闫化锦,田素贵,, 朱新杰,于慧臣,舒德龙,张宝帅

(1贵州工程应用技术学院 机械工程学院,贵州 毕节 551700; 2 沈阳工业大学 材料科学与工程学院,沈阳110870;3 中国航发北京 航空材料研究院 航空材料检测与评价北京市重点实验室,北京 100095)

层错能是金属材料的一个重要物理性质[1-2],不同材料具有不同的层错能,而同一材料在不同温度具有不同的层错能,即:温度对金属材料的层错能有重要影响。研究表明[3-5],在变形期间,位错的运动方式与金属材料的层错能密切相关,故层错能对金属材料的力学及蠕变性能有重要影响,因而,金属材料在不同温度区间表现出不同的力学性能和变形机制。镍基单晶合金具有良好的高温力学及抗蠕变性能,已被广泛应用于制作先进航空发动机的叶片部件[6-8],且随着航空发动机功率和热效率等使用性能的提高,要求合金具有更高的承温能力。不同成分合金具有不同的层错能,因而表现出不同的蠕变性能。加入难熔元素Re,W可有效提高合金的高温力学性能[9-10],且随其含量的增加,合金的承温能力大幅度提高。尽管由单晶镍基合金制作的热端叶片部件主要在高温环境下应用,但实际上,航空发动机从启动到稳定运行,经历了中温/高应力和高温/低应力等不同环境。文献报道,在800℃中温/高应力蠕变条件下,合金中存在〈112〉超肖克莱不全位错+层错的位错组态,而在1070℃高温/低应力下,仅为〈110〉超位错切入γ′相,表明合金在不同温度区间具有不同的蠕变行为和变形机制[11-12]。但合金层错能与温度之间的关系,以及层错能对变形机制的影响,则很少有文献报道。由于层错能对合金的变形机制、蠕变寿命及部件工作的安全可靠性有重要影响,因此,了解合金在不同温度区间的层错能及对蠕变机制的影响尤为重要。

本工作对一种高合金化含Re单晶镍基合金在760℃/810MPa、980℃/300MPa和1070℃/160MPa条件下进行蠕变性能测试、组织形貌观察与位错组态分析,并采用热力学方法计算合金在不同温度的层错能,研究温度对合金层错能及层错能对合金蠕变机制的影响,为合金的工程化应用提供理论依据。

1 实验材料与方法

采用选晶法在高温度梯度真空定向凝固炉中,将成分为Ni-4Cr-9Co-9W-2Mo-6Al-7Ta-2Re的母合金制备成[001]取向的单晶试样。用劳埃背反射法测定出单晶合金试棒与[001]取向的偏差在6°以内。合金热处理工艺为:1290℃, 1h+1300℃, 2h, AC+1315℃,4h,AC+1120℃,4h,AC+870℃,3h,AC。

经完全热处理后,将合金试棒沿[001]取向的(100)晶面切割成片状拉伸蠕变样品,试样的横断面尺寸为4.5mm×2.5mm,标距长度为20mm。片状拉伸蠕变试样经表面机械研磨及抛光后,置于GWT504型高温持久/蠕变试验机中,在760℃/810MPa、980℃/300MPa和1070℃/160MPa条件下进行蠕变性能测试,绘制蠕变曲线。将蠕变断裂后的样品在TEM下进行组织形貌观察及位错组态的衍衬分析,研究合金在不同条件下的变形机制。根据各元素在γ′/γ两相中的分配比值,采用热力学方法计算合金中γ′相在不同温度的层错能,考察层错能对合金蠕变期间变形机制的影响。

2 合金的层错能

在面心立方结构的金属中,a/6〈112〉不全位错的滑移面为{111}原子密排面。当形成层错时,密排面的正常堆垛顺序被破坏,相当于在FCC原子堆垛结构中插入两层HCP堆垛结构的原子。因此,层错能可用具有两层FCC结构的γ原子与具有两层HCP结构的ε原子的Gibbs自由能之差表示。对于合金,由于元素在层错区的浓度与合金的平均成分不同。因此,层错能γSF可表示为[13]:

(1)

式(1)中由置换原子组成的体系自由能可表示为:

(2)

(3)

(4)

(5)

式中:ΔGchm为铃木偏聚引起的化学自由能;ΔGsur为基体和层错区元素浓度不同引起的表面自由能;ΔGels为原子尺寸不同引起的弹性自由能,后者在热力学计算中忽略不计。

根据Chou模型[14]计算出三元合金的置换原子和偏聚原子引起的自由能变化,并利用公式(1)~(5)计算Ni-Al-M三元合金的层错能,其中,晶格稳定化参数取自文献[15],利用文献[16-17]中的方法,计算出过渡族金属和非过渡族金属之间形成固溶体、化合物时的混合生成焓ΔHmix,计算时使用的参数P= 14.1V-1cm-2(d.u.)-1/3,R= 0,α=0.04。

Ni-Al-W三元合金中不同温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温度的计算值Table 1 Calculated values of free energies in Ni-Al-W ternary alloy at different temperatures

由于合金在蠕变期间的激活位错主要在γ′相中发生分解及形成层错,因此,可用γ′相的层错能表示合金的层错能。计算中把合金视为固溶体,根据合金中元素Cr,Co,W,Mo,Al,Ta和Re在γ′/γ两相中的分配比值[18],计算出Ni-6%Al-1%M(M=Cr, Co, Ta, Mo, Re)及Ni-6%Al-1%W三元合金中γ′相在不同温度的层错能,如图1所示。可以看出,相对于元素W,元素Ta,Cr,Co,Mo和Re均可降低Ni-6%Al-1%M三元合金的层错能,而元素Re降低合金层错能的幅度最大。这里定义Ni-6%Al-1%M和Ni-6%Al-1%W三元合金层错能的比值为各元素的当量换算系数,其比值列于表2。可以看出,三元合金中各元素在不同温度具有不同的当量换算系数。

图1 Ni-6%Al-1%M合金系中γ′相在不同温度的层错能Fig.1 Stacking fault energies of the γ′ phase in Ni-6%Al-1%M alloys at different temperatures

表2 合金组成元素M在不同温度的当量换算系数Table 2 Equivalent conversion coefficients of components Mat different temperatures

对各元素在不同温度的当量换算系数与质量分数的乘积求和,得到Ni-6%Al-x%M(M=Cr,Co,W,Ta,Mo,Re)多元合金中元素在不同温度γ′相中的总浓度ZT为:

ZT=∑A(T)i·[C%]i

(6)

将多元合金中元素在γ′相中的总浓度ZT代入公式(1),求出Ni-6%Al-x%M多元合金中γ′相在760,980,1070℃的层错能分别为128.11,281.21,349.1mJ/m2。

3 合金在不同温度的蠕变行为

3.1 不同温度的蠕变行为与变形机制

在760℃/810MPa、980℃/300MPa和1070℃/160MPa条件下,分别测定出[001]取向单晶镍基合金的蠕变曲线,如图2所示。可以看出,合金在760℃/810MPa具有较短的初始蠕变阶段,而稳态蠕变期间持续的时间较长,约为200h,稳态蠕变期间的最低应变速率为1.58×10-6h-1。测定出合金的蠕变寿命长达241h,蠕变断裂后的应变量为12.06%。

图2 合金在不同条件测定的蠕变曲线Fig.2 Creep curves of the alloy at different conditions

合金在980℃/300MPa稳态蠕变期间的最低应变速率为1.98×10-6h-1,蠕变寿命为155h,蠕变应变量为13.18%。而合金在1070℃/160MPa稳态期间的最低应变速率为2.26×10-6h-1,蠕变寿命为132h,蠕变应变量为10.54%。表明,合金在不同条件下均表现出较好的蠕变抗力。

合金经不同条件蠕变断裂后,近断口区域的微观组织形貌(膜面平行于(100)晶面)如图3所示。经760℃/810MPa蠕变241h断裂后,合金的微观形貌示于图3(a),可以看出,合金中的γ′相仍为立方体形貌,在立方γ′相边界的黑色区域为γ基体通道,在γ′/γ两相界面存在高密度位错缠结,并有超位错剪切进入立方γ′相,如箭头标注所示,其中,剪切进入γ′相的位错发生分解,可形成不全位错+层错的位错组态,如字母M标注所示,由于层错条纹具有对称特征,且外侧显示暗色衬度,故可确定该层错为超点阵内禀层错(super-lattice intrinsic stacking fault,SISF),其中,另一层错的条纹衬度与层错M方向垂直,如字母N标注所示。

图3 不同条件下合金蠕变断裂后的微观组织 (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

合金经980℃/300MPa蠕变155h断裂后,近断口区域的组织形貌如图3(b)所示,施加应力的方向如箭头所示。可以看出,γ′相已经沿垂直于应力轴方向转变成筏状结构,并有大量不同迹线方向的位错切入筏状γ′相。分析认为,大量不同方向的位错发生交替滑移,可促使筏状γ′相发生扭曲,其筏状γ′相的扭曲形态,如字母S标注所示。经1070℃/160MPa蠕变132h断裂后,在近断口区域的组织形貌如图3(c)所示。此处γ′相已形成较粗大的筏状结构,在筏状γ′/γ两相界面存在规则的位错网,如区域H所示,在照片下部仅有少量位错剪切进入筏状γ′相,如水平箭头标注所示。在上方有大量位错切入γ′相,如倾斜箭头标注所示,并有位错列切入γ′相内,如字母J标注所示。与图3(b)相比,筏状γ′相厚度增加,这是因为蠕变后期该区域发生缩颈,形变量较大,使其承载的有效应力增大。

3.2 位错组态的衍衬分析

(7)

图4 760℃/810MPa蠕变241h断裂后合金γ′相内的位错组态Fig.4 Dislocation configuration within the γ′ phase after alloy crept for 241h up to fracture at 760℃/810MPa

图5 980℃/300MPa蠕变155h断裂后筏状γ′相内的位错组态Fig.5 Dislocation configuration within the rafted γ′ phase after alloy crept for 155h up to fracture at 980℃/300MPa

(8)

图6 1070℃/160MPa蠕变132h断裂后合金γ′相内的位错组态Fig.6 Dislocation configuration within the γ′ phase after alloy crept for 132h up to fracture at 1070℃/160MPa

4 讨论

4.1 层错能对变形机制的影响

计算表明,相同成分合金在不同温度具有不同的层错能。实验用单晶合金在760℃的层错能为128.11mJ/m2,随温度的提高合金的层错能增大,因此,合金在不同温度表现出不同的变形机制(图4~6)。表明层错能对合金的变形机制有重要影响。

位错组态衍衬分析表明,760℃/810MPa蠕变期间,较低层错能合金中γ′相的变形机制是〈011〉超位错剪切进入γ′相,并可分解形成(1/3)〈112〉超肖克莱不全位错+SISF的位错组态。在980℃/300MPa蠕变期间,γ′相的层错能提高到281.21mJ/m2,位错分解的阻力增大,故〈110〉超位错沿{111}面切入γ′相分解时,形成(1/2)〈110〉+APB的位错组态,如图5中位错G所示。而1070℃/160MPa蠕变期间,合金中γ′相的层错能进一步提高到349.1mJ/m2,故合金在蠕变期间仅发生螺、刃或混合超位错剪切γ′相,而不发生位错的分解(图6)。

以上结果表明,蠕变期间位错的运动方式与合金的层错能密切相关[3-4]。在低层错能合金中分解的位错易于扩展,可形成肖克莱不全位错+SISF的位错组态,且位错扩展的宽度较大(图3(a))。由于扩展的位错不易束集,难以进行交滑移,因而可增加位错运动的阻力,提高合金的蠕变抗力。随温度的提高,合金的层错能增加,位错分解的阻力增大,致使合金在980℃/300MPa蠕变期间切入γ′相的〈110〉超位错仅有少量分解,并形成(1/2)〈110〉不全位错+APB的位错组态。随蠕变温度及层错能的进一步提高,剪切进入γ′相的位错不发生分解(图6)。由此可以认为,合金在不同温度蠕变期间的变形机制均为〈110〉超位错剪切γ′相,而超位错剪切进入γ′相的分解方式取决于合金的层错能,随合金的层错能由低至高逐渐增加,位错分解可形成不全位错加SISF或APB的位错组态,其中,位错分解形成的SISF或APB均可阻碍位错运动,提高合金的蠕变抗力。

4.2 位错分解的理论分析

图7为γ′相中{111}面的原子排列方式及位错分解示意图。合金中γ′相为面心立方的Ll2有序结构,易滑移系是{111}〈110〉,由于合金中γ′相层错能及变形条件的不同,当剪切进入γ′相的〈110〉超位错分解时,根据{111}面原子迁移的位移矢量,在位错分解形成的不全位错之间,分别可形成超点阵内禀层错、反向畴界和复杂层错(complex stacking fault,CSF)等面缺陷[19],其原子可迁移的位移矢量如图7(a)所示。合金在760℃具有较低的层错能,蠕变期间当剪切进入γ′相的位错发生分解,使原子在{111}面相对于另一层原子发生矢量为fSF的位移时,可形成肖克莱不全位错+SISF的位错组态(图4)。随温度提高到980℃,合金的层错能提高至281.21mJ/m2,剪切进入γ′相的超位错可分解形成(1/2)〈110〉不全位错,使原子在{111}面发生矢量为fA的位移,并在不全位错之间形成反相畴界,故可形成不全位错+反相畴界的位错组态(图5)。若位错分解期间原子的位移矢量为fC,形成CSF,则需要更高的能量。

图7 γ′相中{111}面的原子排列方式及位错分解示意图 (a)原子排列方式;(b)平面位错芯;(c)非平面位错芯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 形成与释放K-W锁的理论分析

位错组态的衍衬分析表明,合金在760℃和980℃蠕变期间均存在位错在γ′相的{100}面滑移,如图4的位错C和图5的位错E。对其形成原因的分析认为,γ′相的易滑移面为{111}面,因此,蠕变期间剪切进入γ′相的位错C和E首先沿{111}面滑移,随蠕变进行,剪切进入γ′相的位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成(1/2)〈110〉+APB的位错组态,该组态是具有非平面芯结构的不动位错,称为K-W位错锁。该位错锁具有与引起Ni3Al相发生反常屈服行为相同的位错组态,故可抑制位错的滑移和交滑移,阻碍位错运动,因此,蠕变期间形成的K-W锁可以提高合金的蠕变抗力。

但随蠕变温度的提高,可使K-W锁中的位错重新被激活,使其在{111}面滑移[22]。由于K-W锁的消失与原子的充分热扩散有关,因此,温度对合金的蠕变行为及变形机制具有决定性作用[23-26]。此外,添加难熔元素Re可以降低合金的层错能,提高合金的固溶强化程度,且元素之间的相互作用可进一步降低其他元素的扩散速率[27-28],故可以使含Re单晶合金出现反常屈服强度的峰值温度由650℃提高到850℃[29],因此,元素Re可以大幅度提高合金的高温蠕变抗力。加之,元素Re在Ni基合金的基体中形成短程有序的原子团簇[30-31],也可阻碍位错运动,降低其他元素的扩散速率,是含Re合金在提高温度变形期间使K-W锁得以保留的另一主要原因。

另一方面,与瞬时拉伸变形相比,含Re合金蠕变期间形成K-W锁的温度由850℃提高到980℃,这与合金的应变速率有关。含Re合金在大于850℃的瞬时拉伸变形期间形变量较大,可激活高密度位错,并释放出大量的形变热,进一步热激活可促使K-W锁中的位错重新沿{111}面滑移,释放K-W锁。与瞬时拉伸变形相比,含Re合金在980℃蠕变期间具有较低的应变速率,当蠕变位错由{111}面交滑移至{100}面,形成K-W锁时,激活少量的蠕变位错仅释放少量的形变热,故该形变热不足以激活K-W锁中的位错,使其重新沿{111}面滑移。因此,含Re合金在980℃蠕变期间形成的K-W锁能够得以保留。但当蠕变温度进一步提高到1070℃,尽管〈110〉超位错也可由{111}面交滑移至{100}面,形成K-W位错锁,但由于蠕变温度较高,热激活可促使K-W锁中的位错重新在{111}面滑移和交滑移,使K-W锁中的位错得以释放,故合金在1070℃蠕变期间未发现K-W锁。

5 结论

(1)合金在760℃具有较低的层错能,其蠕变期间的变形机制是〈110〉超位错剪切进入γ′相,其中,剪切进入γ′相的〈110〉超位错发生分解,可形成(1/3)〈112〉超肖克莱不全位错+(SISF)层错的位错组态;随蠕变温度提高到1070℃,合金的层错能提高,其蠕变机制是〈110〉螺、刃超位错切入γ′相,且剪切进入γ′相的超位错不发生分解。

(2)合金在980℃的层错能介于760℃和1070℃之间,蠕变期间的变形机制是〈110〉螺、刃超位错剪切进入γ′相,少量〈110〉超位错由{111}面交滑移至{100}面,可分解形成(1/2)〈110〉不全位错+反相畴界(APB)的位错组态,该位错组态是具有非平面芯结构的K-W锁,可抑制位错的滑移和交滑移,提高合金的高温蠕变抗力。

(3)高合金化的含Re合金在980℃蠕变期间仍可保留具有非平面芯结构K-W位错锁,其中,蠕变期间较低的应变速率仅释放较少的形变热,不足以激活K-W锁中的位错重新在{111}面滑移,是使其保留K-W锁的主要原因。

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