温度对GH4169 合金蠕变行为及机制的影响

2023-01-21高圣勇葛树欣杨选宏王倩包燕平

工程科学学报 2023年2期

高圣勇，葛树欣，杨选宏，王倩✉，包燕平

1) 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083 2) 河北科技大学材料科学与工程学院，石家庄 050018 3) 中航上大高温合金材料股份有限公司，邢台 054800 4) 中航西安飞机工业集团股份有限公司，西安 710089

镍基高温合金是指以镍为基，且能在高温环境下应用的材料，其具有优异的性能，如强度高、良好的抗热疲劳、抗蠕变和热稳定性等，已广泛应用于制备航空发动机的涡轮盘、涡轮叶片等零件[1−3].GH4169 合金是沉淀强化型镍基高温合金，具有面心立方结构，主要由γ 相、γ″相(Ni3Nb)、γ'相(Ni3AlTi)、δ 平衡相和碳化物组成[4−5].其中，γ″相(Ni3Nb)为该合金的主要强化相，呈扁盘状在基体中析出，与基体呈共格关系，点阵错配度大，共格应力强化作用显著，但其稳定性差，在650 ℃以上长期工作，γ″相会向δ 相转变，沿界面析出，与基体失去共格关系，强化效果显著降低；γ′相(Ni3AlTi)为合金的辅助强化相，呈球状在基体中析出，与基体呈共格关系，但由于点阵常数与基体接近，共格应变小，强化作用弱，与基体的界面能较低，故其稳定性较高[6−8].γ″相和γ′相是GH4169 合金的强化相，其尺寸、数量及分布决定了材料的性能，通常在γ″相和γ′相的共同作用下，GH4169 合金在中温条件下具有良好的抗氧化、抗热疲劳和力学、蠕变及焊接性能[9−11].在高温和外加载荷的共同作用下，蠕变是材料失效的原因之一[12−13].因此，准确认识蠕变破坏过程是结构设计和材料设计的基础.GH4169 合金的高温蠕变机制非常复杂，在不同温度和应力条件下，蠕变机理也大不相同[14].

目前针对镍基高温合金的研究主要集中在合金析出相和选区激光熔化、电子束层凝固技术成型合金的组织及性能.Ruan等[15]研究了IN718 合金δ 相在1213～1283 K 温度范围内的生长行为，发现δ 相优先在晶界形核并阻碍晶界生长，可细化晶粒，且细小的晶粒加速δ 相的析出，并建立了与粒度相关的KJMA 方程.Xu等[16]研究了锻造高温合金和运用选区激光熔化技术制造的高温合金，相对于锻造高温合金，选择性激光熔化制造的高温合金由于高残余应力、大柱状组织和晶界连续的δ相，表现出较差的蠕变性能.You等[17]研究了电子束层凝固技术制造的高温合金组织与性能，发现Ti/NbC 在凝固过程中产生，并对合金的性能产生重要影响；滑移和位错堆积形成的晶界处的微孔和微裂纹是合金蠕变断裂的主要原因.

然而温度对热轧态GH4169 合金蠕变性能及组织的影响尚需进一步研究.据此，本文对热轧变形量70%的GH4169 合金采用固溶和时效处理，然后在不同温度下进行蠕变性能测试，并对其微观组织形貌进行观察，分析其在650、670 和690 ℃下的微观组织变化与蠕变断裂机理，为GH4169 合金的发展与应用提供指导.

1 实验材料与方法

实验所用材料为中航上大高温合金材料股份有限公司生产的GH4169 合金，其化学成分如表1所示，经真空感应炉熔炼及热轧工艺制成棒材，热轧变形量为70%.将GH4169 合金进行标准热处理：960 ℃固溶1 h，水冷，720 ℃保温8h，以50 ℃·h−1的冷速炉冷至620 ℃，保温8 h，空冷.将热处理后的GH4169 合金加工成蠕变试样，试样尺寸如图1 所示，试样总长为74 mm，两端加工成M12-6h(M 为普通螺纹，12 是螺纹直径，6H 是螺纹公差，H 是内螺纹常用的公差带位置)的螺纹及C2 (倒角的直角边长度为2 mm，C 为45°倒角)的倒角和R5 的圆弧 (R5 表示圆弧半径为5 mm)，且与A 同轴度为0.02 mm (A 为轴线)，根据GH145—85 标准加工B1.6/5 (B 型中心孔，中心孔直径1.6 mm，护锥孔最大直径为10 mm)的中心孔，标距为(25±0.02) mm，直径为Φ(5±0.03) mm，与A 的同轴度及圆柱度均为0.02 mm，表面粗糙度为Ra1.6 (Ra 为轮廓算术平均偏差).将样品置于RWS50 蠕变试验机中，实验应力为690 MPa，分别在650、670和690 ℃下进行实验，获得蠕变数据并绘制蠕变曲线.

图1 GH4169 合金蠕变试样尺寸Fig.1 Dimension of the GH4169 alloy specimen for creep tests

表1 镍基高温合金GH4169 化学成分（质量分数）Table 1 Chemical compositions of the nickel-based superalloy GH4169 %

将热处理前、热处理后以及蠕变断裂后的试样用线切割设备沿轴线切取金相试样，然后进行磨金相、抛光、腐蚀，腐蚀液成分为10 mL 盐酸+5 mL 甲醇+3 g 氯化铜，用DM-i8 型徕卡金相显微镜和蔡司ULTRA 55 场发射扫描电子显微镜观察试样的微观组织形貌及蠕变断裂后的断口形貌，分析GH4169 合金在不同温度下蠕变断裂后试样的微观组织变化及蠕变断裂机理.

2 实验结果与分析

2.1 热处理前后GH4169 合金微观组织形貌

图2 为GH4169 合金热处理前、后的微观组织形貌图，由图2（a）和（c）可以看出，合金热处理前为单相奥氏体，平均晶粒尺寸约为3 μm，由于经过轧制，且轧制变形量为70%，故晶粒内存在变形孪晶，孪晶数量较多，且不同晶粒内的孪晶取向不同，如图2（c）中箭头所指，不存在δ 相.由图2（b）和（d）可以看出，热处理后晶粒尺寸较热处理前的明显增大，δ 相的析出区间为780～980 ℃，本实验固溶温度为960 ℃，已奥氏体化，故晶界上析出大量不连续的δ相，且孪晶数量减少.

图2 GH4169 合金的微观组织形貌.(a) 热处理前,低倍;(b) 热处理后,低倍;(c) 热处理前,高倍;(d) 热处理后,高倍Fig.2 Microstructure of the GH4169 alloy: (a) before heat treatment,low magnification;(b) after heat treatment,low magnification;(c) before heat treatment,high magnification;(d) after heat treatment,high magnification

图3 为热处理后GH4169 合金的扫描电子显微镜(Scanning electron microscope,SEM)（a、b）和透射电子显微镜(Transmission electron microscope,TEM)（c、d）照片，从图3（a）中可以观察到δ 相呈短棒状或长杆状沿晶界析出，图3（c）为δ 相在透射电镜下的放大图像.720 ℃时效析出γ″相，620℃时效析出γ'相，故晶内存在细小的γ″相和γ′相，球状的为γ′相，扁盘状的为γ″相，如图3（d）虚线框所示.晶界附近存在贫γ″相区，这是因为δ 相和γ″相的成分相同，均是Ni3Nb，由于晶界处析出δ 相会消耗Nb，使得晶界附近的Nb 向晶界聚集，晶界附近的Nb 减少，进而γ″相减少，故形成贫γ″区[18]，如图3(b)所示.

图3 热处理后GH4169 合金的照片.(a) 扫描电镜,低倍;(b) 扫描电镜,高倍;(c) 透射电镜,低倍;(d) 透射电镜,高倍Fig.3 Images of the GH4169 alloy after heat treatment: (a) SEM,low magnification;(b) SEM,high magnification;(c) TEM,low magnification;(d) TEM,high magnification

2.2 GH4169 合金的蠕变行为

图4 为GH4169 合金在恒定的应力(690 MPa)，不同温度 (650、670 和690 ℃)条件下测定的蠕变曲线.一般情况，蠕变曲线分为3 个阶段，即蠕变减速阶段、蠕变恒速阶段和蠕变加速阶段.从图4 可以看出，不同温度下的蠕变曲线中蠕变减速阶段都很短，可忽略不计，所以蠕变过程主要分为两个阶段，即蠕变恒速阶段和蠕变加速阶段.GH4169 合金在不同温度下的蠕变性能如表2 所示，可以发现，蠕变温度越高，稳态应变速率越高，而且合金的蠕变寿命显著降低，表明合金具有极强的温度敏感性[19].

表2 不同温度下GH4169 合金的蠕变性能Table 2 Creep properties of the GH4169 alloy at different temperatures

图4 GH4169 合金在不同温度下测定的蠕变曲线Fig.4 Creep curves of the GH4169 alloy under different temperatures

稳态应变速率可用Dorn 定律表示：

根据式（1）和已有数据，绘出GH4169 合金在稳态蠕变期间温度倒数和应变速率的关系图，如图5 所示，求出该合金的表观蠕变激活能为Q=484.6 kJ·mol−1.蠕变激活能是实现蠕变元过程所需的能量，数值大小反映元过程的难易程度，是反映合金蠕变机制的重要参数.研究表明，304 不锈钢和Ti-600 合金的蠕变激活能分别为308.8 kJ·mol−1和473.5 kJ·mol−1，与之相比，本实验所用GH4169合金具有较好的蠕变抗力[20−21].

图5 应变速率与温度倒数之间的关系Fig.5 Relationship between the strain rate and reciprocal temperature

2.3 蠕变后GH4169 合金试样的微观组织形貌

图6 为GH4169 合金不同蠕变温度下断口近端的显微组织形貌.图6（a）和图6（d）为650 ℃下断口近端显微组织形貌，可以观察到近端的次生裂纹沿晶界δ 相处存在并扩展，且数量较多，尺寸较大，晶界处存在大量不连续的短棒状δ相，晶内的δ 相较少.当温度提高到670 ℃时，次生裂纹数量减少，尺寸有所减小，晶界处的δ 相增多，且连续，晶内存在针状细小的δ相，如图6（b）和图6（e）所示.当温度进一步提高到690 ℃时，次生裂纹的数量进一步减少，尺寸减小，晶界处的δ 相尺寸较前两者明显增大，晶内也存在短棒状δ相，如图6（c）和图6（f）所示.运用Image-Pro Plus 软件对δ 相的分布进行测定，如图7 所示，红色标记部分为δ 相.根据定量金相学中的基本公式[22]，可计算出δ 相的体积分数：

图6 GH4169 合金不同蠕变温度下断口近端显微组织形貌.(a) 650 ℃,低倍;(b) 670 ℃,低倍;(c) 690 ℃,低倍;(d) 650 ℃,高倍;(e) 670 ℃,高倍;(f) 690 ℃,高倍Fig.6 Microstructure of the GH4169 alloy near the fracture surface under different creep temperatures: (a) 650 ℃,low magnification;(b) 670 ℃,low magnification;(c) 690 ℃,low magnification;(d) 650 ℃,high magnification;(e) 670 ℃,high magnification;(f) 690 ℃,high magnification

图7 Image-Pro Plus 测定不同蠕变温度下的δ 相.(a) 蠕变前;(b) 650 ℃;(c) 670 ℃;(d) 690 ℃Fig.7 Image-Pro Plus measures the δ phase at different creep temperatures: (a) before creep;(b) 650 ℃;(c) 670 ℃;(d) 690 ℃

其中，VV为体积百分数，即单位测量体积中，测量对象所占的体积，%；AA为面积百分数，即单位测量面积中，测量对象所占的面积，%.

蠕变前，δ 相的体积分数约为2.06%；650 ℃蠕变后，δ 相的体积分数约为3.02%；温度为670 ℃时，δ 相的体积分数约为3.70%；温度为690 ℃时，δ 相的体积分数约为4.76%，故蠕变实验后，δ 相数量增加，且随着温度的提高，δ 相的比例逐渐提高.产生这一现象的原因是GH4169 合金在650 ℃以上长期工作时，亚稳态γ″相逐渐向稳定的δ 相转变，温度越高，γ″相的转变速度和转变量都会增加，导致δ 相随着温度的升高，数量和尺寸均增加，而δ 相与基体呈非共格关系，为脆性相，在蠕变过程中，容易沿δ 相形成裂纹，但晶界处的δ 相对晶界具有钉扎作用，可强化晶界并阻止晶界滑移[23−24].而晶内的γ″相在蠕变过程中减少，强化作用降低，导致基体强度下降.随着温度的提高，次生裂纹的数量降低，尺寸减小，这主要是γ″相和δ 相共同作用的结果.温度较低时，δ 相数量少且尺寸小，此时，基体内的γ″相数量较多，基体强度较高，蠕变过程中沿δ 相形成的次生裂纹尺寸小，裂纹扩展过程中，部分尺寸较大的裂纹连接在一起形成主裂纹，裂纹扩展速度慢，在裂纹扩展过程中，沿δ 相会产生新的次生裂纹，在长时间的蠕变过程中，次生裂纹逐渐扩展，吸收能量，延长蠕变断裂时间，提高蠕变寿命；温度升高至690 ℃时，δ 相的数量增多且尺寸增加，此时，基体内的γ″相数量减少，基体强度减弱，蠕变过程中沿δ 相形成的次生裂纹尺寸增加，裂纹扩展过程中，主裂纹扩展速度快，形成的新的次生裂纹数量少，且来不及扩展，材料已经断裂，故蠕变寿命降低.除此之外，图6（d）、（e）、（f）中存在少量尺寸较大的不规则四边形，而且在其周围也会出现孔洞，经能谱仪分析可知，该物质为碳化物（TiC 或NbC），这类碳化物硬而脆，容易发生与基体界面间的开裂和碳化物本身的碎裂，成为裂纹源，同时，碳化物的存在会消耗Nb 元素，促使γ″相的数量减少，从而降低合金的蠕变性能.为了进一步研究随蠕变温度的升高，晶内γ″相数量和形态的变化，在扫描电镜下对其进行了重点观察.

图8 为GH4169 合金不同蠕变温度下的γ″相和γ′相形貌图，蠕变前，基体内均匀分布着细小的γ″相和γ′相，当温度为650 ℃时，晶粒内的部分γ″相开始长大并聚集，形成尺寸较大的颗粒，长大后的γ″相的直径约为100 nm，如图8（b）箭头所指，晶粒内仍存在大量γ″相和γ′相；当温度为670 ℃时，γ″相的尺寸均有所增加，部分γ″相在粗化过程中会发生“相遇”现象，彼此相互连接的 γ″相导致尺寸异常增大[25]，如图8（c）中短箭头所指，当γ″相的尺寸长大到一定程度时，与基体失去共格关系，以δ 相的形式析出，如图8（c）中长箭头所指；当温度为690 ℃时，晶内的γ″相数量骤减，晶内剩余少量γ″相和球状的γ′相，如图8（d）中白色虚线框所示，并出现一定数量的短棒状δ相，如图8（d）中箭头所指.结合图4 的蠕变曲线，可知GH4169 合金的蠕变寿命对温度具有极强的敏感性，从650 ℃到690 ℃，蠕变寿命由117 h 下降到13 h，这与其微观组织有很大的关系.正如图8 所示，温度为690 ℃时，一方面GH4169 合金的主要强化相γ″相大部分转变为δ相，基体强度下降；另一方面，脆性相δ 相的数量和尺寸增加，导致裂纹更易沿δ 相萌生并向晶内扩展，迅速发生蠕变断裂[26-27].

图8 GH4169 合金蠕变前和不同蠕变温度下的γ″相和γ'相形貌.(a) 蠕变前;(b) 650 ℃;(c) 670 ℃;(d) 690 ℃Fig.8 Morphology of the γ″ phase and γ' phase of the GH4169 alloy before creep and at different creep temperatures: (a) before creep;(b) 650 ℃;(c) 670 ℃;(d) 690 ℃

图9 为在650℃条件下，GH4169 合金蠕变断裂后的TEM 微观组织形貌，可以看出，与蠕变前（图3（c）～（d））相比，蠕变后出现了一定数量的位错线和孪晶，且δ 相附近和部分孪晶内堆积着大量位错，蠕变过程中，位错在晶粒内迁移，随着蠕变的进行，位错密度增加，位错运动到γ″相、γ′相、孪晶和δ 相附近时受阻，在δ 相边界和孪晶内堆积，从而减缓因位错在晶界上聚集产生的应力集中，故这些“障碍物”可有效提高蠕变抗性[28].除此之外，孪晶的数量较蠕变前明显增多，尺寸和取向各异，且多以平行束的形式存在，故合金在蠕变期间以孪晶的形式进行变形.

图9 在650 ℃条件下，GH4169 合金蠕变断裂后的TEM 微观组织形貌 Fig.9 TEM microstructure of the GH4169 alloy after creep fracture at 650 ℃

图10 为GH4169 合金在不同蠕变温度下的蠕变断口形貌，三种蠕变温度下，断口形貌均为穿晶+沿晶的混合型断裂.由图10（a）可以看出，当温度为650 ℃时，断口表面凹凸不平，韧窝尺寸大小不一，亮白色撕裂棱数量较多，析出物δ 相数量较少，尺寸较小；由图10（b）可以看出，当温度升高到670 ℃时，韧窝以浅韧窝为主，撕裂棱数量减少，δ 相数量略微增加，且出现了一定数量的解理面；如图10（c）所示，随着温度进一步提高到690 ℃，韧窝数量减少，δ 相数量增多，存在尺寸较大的碳化物，解理面增多，并出现解理台阶，断裂方式倾向于解理断裂或准解理断裂.蠕变过程中γ″相长大聚集并向δ 相转变，γ″相平均尺寸增加，临界剪切应力提高，位错滑移抗力降低，蠕变性能降低[29]；δ 相和碳化物均是脆性相，容易产生应力集中，成为裂纹源，随着蠕变温度的提高，δ 相数量增加，强化相γ″相数量减少，故蠕变寿命降低.

图10 GH4169 合金不同蠕变温度下的蠕变断口形貌.(a) 650 ℃;(b) 670 ℃;(c) 690 ℃Fig.10 Creep fracture morphology of the GH4169 alloy at different creep temperatures: (a) 650 ℃;(b) 670 ℃;(c) 690 ℃