舒德龍，田素貴，吳 靜，李秋陽(yáng)，蔣崇亮 (沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110870)

鎳基單晶合金的組織結(jié)構(gòu)由高體積分?jǐn)?shù)的立方γ′相以共格方式嵌鑲在基體所組成，并具有優(yōu)異的高溫力學(xué)及蠕變性能，因而，被廣泛應(yīng)用于制造先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)的葉片部件[1]。隨著發(fā)動(dòng)機(jī)工作效率的提高，要求發(fā)動(dòng)機(jī)的熱端部件具有更高的承溫能力，加入難熔元素W、Ta、Mo和Re等可提高合金的 合金化程度和承溫能力[2-5]。鄭運(yùn)榮等[6]認(rèn)為加入3%和6%的Re是第二代和第三鎳基單晶合金的主要成分特點(diǎn)。但隨著難熔元素含量的提高，合金在凝固期間的偏析程度加劇[7]，同時(shí)，熱處理期間元素的擴(kuò)散速率降低，難以獲得均勻的化學(xué)成分和組織結(jié)構(gòu)，同時(shí)，隨難熔元素W和Re含量的提高，合金在服役期間析出了TCP相[8-9]，大幅度降低合金的高溫蠕變性能。

高溫固溶處理可使合金中γ/γ′兩相共晶組織完全溶解，進(jìn)而降低難熔元素在枝晶間/臂的偏析程度，改善合金組織結(jié)構(gòu)的均勻化程度[10]。研究表明[11]，對(duì)合金在固溶線到固相線溫度區(qū)間連續(xù)加熱進(jìn)行固溶處理，可以使合金的均勻化程度提高，并避免產(chǎn)生初熔相。盡管固溶溫度對(duì)含Re單晶鎳基合金中溫蠕變行為的影響，以及含Re合金在高溫、低應(yīng)力條件下的蠕變行為已有文獻(xiàn)報(bào)道[12-14]，但高溫固溶處理時(shí)間對(duì)高Re單晶鎳基合金均勻化程度及蠕變行為的影響并不清楚。

據(jù)此，本文作者通過(guò)對(duì)一種4.5%Re鎳基單晶合金進(jìn)行不同工藝熱處理，并進(jìn)行高溫蠕變性能測(cè)試，結(jié)合SEM和TEM形貌觀察，研究高溫固溶處理時(shí)間對(duì)該4.5%Re鎳基單晶合金蠕變行為的影響，通過(guò)位錯(cuò)組態(tài)的衍襯分析，研究了合金在蠕變期間的變形機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)

采用選晶法在高溫度梯度真空定向凝固爐中，將成分為Ni-Cr-Co-W-Mo-Al-Ta-4.5%Re(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)的母合金制取[001]取向的單晶鎳基合金試棒，樣品的生長(zhǎng)方向與[001]取向的偏差在7°以內(nèi)，為考察高溫固溶處理時(shí)間對(duì)合金成分偏析及蠕變性能的影響，選用不同時(shí)間的高溫固溶處理，其選用的熱處理工藝如表1所列。

單晶鎳基合金經(jīng)不同工藝熱處理后，采用線切割將試棒加工成橫斷面為4.5 mm×2.5 mm、標(biāo)距為20 mm的片狀試樣，試樣表面經(jīng)機(jī)械研磨后，將其置入GWT504型高溫蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)中進(jìn)行不同條件的蠕變性 能測(cè)試，根據(jù)測(cè)定的蠕變曲線，計(jì)算出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的激活能及應(yīng)力指數(shù)。在SEM/ TEM下對(duì)蠕變斷裂后的試樣進(jìn)行組織形貌觀察，考察合金的組織演化規(guī)律，結(jié)合位錯(cuò)組態(tài)的衍襯分析，考察合金在蠕變期間的微觀變形機(jī)制。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱處理對(duì)成分偏析的影響

由于合金中含有高濃度的Ta、Mo、W和Re等難熔元素，凝固期間在枝晶間/臂區(qū)域存在明顯的成分偏析。采用固溶處理可使合金中元素得到充分?jǐn)U散，降低元素的偏析程度。采用SEM和EDS成分分析，測(cè)定出不同狀態(tài)單晶合金在枝晶間/臂的成分分布(見表2)，并計(jì)算出偏析系數(shù)，將結(jié)果列于表3中。合金枝晶間/臂的成分偏析系數(shù)由式(1)計(jì)算：

式中：K為偏析系數(shù)；c1為枝晶臂區(qū)域的元素濃度；c2為枝晶間區(qū)域元素的濃度。

由表3可以看出，鑄態(tài)合金中各元素均有較大程度的偏析，元素Mo、Cr、Re和W富集于枝晶臂，元素Al、Ta和Co富集于枝晶間。其中，Re為最強(qiáng)負(fù)偏析元素，偏析系數(shù)達(dá)-36.38%，其次是W的偏析系數(shù)達(dá)-27.41%；最強(qiáng)正偏析元素Al的偏析系數(shù)達(dá)25.0%。單晶合金經(jīng)1325 ℃保溫10 h及兩次時(shí)效處理后，合金中Re元素的偏析系數(shù)由-36.38%降低到-25.44%，元素W的偏析系數(shù)由-27.41%降低到-18.35%，元素Al的偏析系數(shù)由25.0%降低到11.52%；當(dāng)固溶時(shí)間提高到24 h后，元素Re的偏析系數(shù)進(jìn)一步降低至-14.65%，僅為鑄態(tài)合金中元素Re偏析系數(shù)的2/5，元素W的偏析系數(shù)降低到-9.96%；元素Al的偏析系數(shù)進(jìn)一步降低到4.68%。綜上所述，在高溫延長(zhǎng)固溶處理時(shí)間可有效降低合金中難熔元素的偏析程度，大幅度提高合金的均勻化程度。

表1 4.5%Re鎳基單晶合金采用的熱處理工藝 Table1 Heat treatment regimes of 4.5%Re single crystal nickel-based alloy

表2 4.5%Re鎳基單晶合金枝晶間/臂中的元素分布 Table2 Element distribution in inter-dendrite/dendrite regions of 4.5%Re single crystal nickel-based superalloy

表2 4.5%Re鎳基單晶合金枝晶間/臂中的元素分布 Table2 Element distribution in inter-dendrite/dendrite regions of 4.5%Re single crystal nickel-based superalloy

Mass fraction/% Alloy state Area Al Ta W Cr Re Mo Co Dendrite 5.32 6.88 6.02 4.77 6.57 - 4.12 As-cast Inter-dendrite 6.65 8.54 4.37 5.41 4.18 - 4.87 Dendrite 5.64 7.22 5.61 4.85 5.66 - 4.19 Technique 1 Inter-dendrite 6.29 8.35 4.58 5.26 4.22 - 4.65 Dendrite 5.77 7.87 5.42 4.93 5.12 - 4.22 Technique 2 Inter-dendrite 6.04 8.23 4.88 5.14 4.37 - 4.47

表3 4.5%Re鎳基單晶合金枝晶間/臂中的元素偏析系數(shù) Table3 Segregation coefficients of elements in inter-dendrite/dendrite regions of 4.5%Re single crystal nickel-based superalloy

圖1 合金經(jīng)工藝2熱處理后的組織形貌 Fig.1 Morphology of alloy after heat treated by technique 2

合金經(jīng)工藝2完全熱處理后的組織形貌如圖1所示。由圖1可以看出，合金中尺寸約為0.4 μm的立方γ′相鑲嵌在基體相中，并沿 〉〈001方向規(guī)則排列，基體通道的尺寸約為50 nm。經(jīng)工藝1熱處理合金的組織結(jié)構(gòu)及γ′/γ兩相的尺寸與圖1無(wú)明顯差別。

2.2 熱處理對(duì)高溫蠕變行為的影響

圖2 經(jīng)不同熱處理合金在1100 ℃、137 MPa條件下的蠕變曲線 Fig.2 Creep properties of alloy at 1100 ℃,137 MPa after treated by different regimes

單晶合金分別經(jīng)1325 ℃保溫不同時(shí)間固溶及兩級(jí)時(shí)效處理后，在1100 ℃、137 MPa測(cè)定的蠕變曲線如圖2所示。由經(jīng)工藝1熱處理合金的蠕變曲線(見圖2中曲線1)可以看出，合金蠕變約10 h進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段，測(cè)定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變階段的應(yīng)變速率為6.4× 10-4h-1，持續(xù)約70 h后進(jìn)入蠕變加速階段，直至 101 h發(fā)生蠕變斷裂。由經(jīng)工藝2熱處理合金在相同條件下的蠕變曲線(見如圖2中的曲線2)可以看出，合金經(jīng)蠕變25 h進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段，在穩(wěn)態(tài)蠕變期間，應(yīng)變速率為4.6×10-4h-1，蠕變壽命為164 h。這表明經(jīng)工藝2熱處理的合金具有較好的高溫蠕變性能，與工藝1熱處理合金相比，經(jīng)工藝2熱處理合金蠕變壽命提高的幅度達(dá)62.4%，這歸因于合金經(jīng)高溫長(zhǎng)時(shí)間固溶處理，提高了合金成分的均勻化程度。

經(jīng)工藝2處理合金在高溫不同條件下的蠕變曲線如圖3所示。其中，合金在不同溫度時(shí)施加137 MPa的蠕變曲線如圖3(a)所示?？梢钥闯?，合金具有較短的初始蠕變階段，測(cè)定出合金在1070 ℃穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為1.6×10-4h-1，穩(wěn)態(tài)期間持續(xù)的時(shí)間約為220 h，蠕變壽命為320 h。隨溫度提高到1085 ℃，測(cè)定出合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率為2.9×10-4h-1，蠕變壽命為230 h。隨溫度進(jìn)一步提高到1100 ℃，合金在穩(wěn)態(tài)期間的應(yīng)變速率為4.5×10-4h-1，蠕變壽命為164 h。

經(jīng)工藝2處理的合金在1070 ℃施加不同應(yīng)力時(shí)的蠕變曲線如圖3(b)所示。其中，當(dāng)施加160 MPa應(yīng)力時(shí)，測(cè)得合金在穩(wěn)態(tài)階段的應(yīng)變速率為3.5×10-4h-1，蠕變壽命約為206 h，蠕變壽命降低幅度為55.3%。當(dāng)施加應(yīng)力提高到180 MPa，測(cè)定出合金在穩(wěn)態(tài)期間的應(yīng)變速率為4.3×10-4h-1，蠕變壽命約163 h。表明，該合金在1070 ℃施加應(yīng)力大于137 MPa時(shí)，表現(xiàn)出 較強(qiáng)的施加應(yīng)力敏感性。

圖3 經(jīng)工藝2完全熱處理合金在不同條件下的蠕變曲線 Fig.3 Creep curves of alloy treated by technology 2 at different conditions: (a) Applied stress of 137 MPa at different temperatures; (b) At 1070 ℃ and different applied stresses

在高溫施加載荷的瞬間，產(chǎn)生瞬間應(yīng)變，并激活大量位錯(cuò)在基體中滑移，隨時(shí)間延長(zhǎng)，合金中的位錯(cuò)密度增加，由此產(chǎn)生應(yīng)變硬化效應(yīng)，致使合金的應(yīng)變速率降低。同時(shí)，熱激活促使位錯(cuò)在基體中滑移和攀移，發(fā)生回復(fù)軟化，可減緩局部區(qū)域的應(yīng)力集中，當(dāng)應(yīng)變硬化與回復(fù)軟化達(dá)到平衡時(shí)，合金的蠕變進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段，此時(shí)，合金的應(yīng)變速率可用Dorn定律表示：

式中：A為與材料相關(guān)的常數(shù)；R為摩爾氣體常數(shù)；n為表觀應(yīng)力指數(shù)； σa為施加應(yīng)力；T為絕對(duì)溫度；Q為表觀蠕變激活能。

根據(jù)圖3蠕變曲線數(shù)據(jù)，在1070~1100 ℃和 137~180 MPa施加溫度和應(yīng)力范圍內(nèi)，測(cè)算出不同工藝熱處理合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)變速率(經(jīng)工藝1熱處理合金的蠕變曲線略去)，進(jìn)一步根據(jù)式(2)，合金在穩(wěn)態(tài)期間的應(yīng)變速率與溫度倒數(shù)和施加應(yīng)力之間服從關(guān)系式和，其結(jié)果如圖4(a)和(b)。由此，計(jì)算出經(jīng)工藝1和2熱處理合金在穩(wěn)態(tài)期間的表觀蠕變激活能分別為Q1=452.5 kJ/mol和Q2=530.7 kJ/mol；表觀應(yīng)力指數(shù)分別為n1=5.14和n2=3.78。根據(jù)測(cè)定的應(yīng)力指數(shù)，可推斷出該合金在高溫/低應(yīng)力穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中滑移和攀移越過(guò)筏狀γ′相。

2.3 高溫蠕變期間的組織演化

經(jīng)工藝1熱處理合金在1100 ℃、137 MPa蠕變101 h斷裂后，在不同區(qū)域的組織形貌如圖5所示。施加應(yīng)力方向如圖5(a)中雙箭頭所示?？梢钥闯觯捎谌渥儨囟容^高，在無(wú)應(yīng)力的區(qū)域A中γ′相僅轉(zhuǎn)變成類球形結(jié)構(gòu)，未形成完整筏形結(jié)構(gòu)，但在合金中已有細(xì)小針狀TCP相析出，且橫穿若干γ′相，析出的針狀相與應(yīng)力軸呈約45o夾角，如圖5(b)中箭頭所示。在遠(yuǎn)離斷口的區(qū)域B承受較大的拉應(yīng)力，故γ′相已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變成筏形結(jié)構(gòu)[15]，其筏形化的取向與應(yīng)力軸垂直，如圖5(c)所示。同時(shí)，有較多針狀TCP相至基體中析出。SEM和EDS能譜分析結(jié)果表明，該針狀TCP相中富含Cr、W、Ta和Re等難熔元素。在近斷口的區(qū)域C蠕變期間發(fā)生較大的塑性變形，故筏狀γ′相扭曲及粗化程度加劇，如圖5(d)所示，其中，析出的針狀TCP相已轉(zhuǎn)變成球形結(jié)構(gòu)。

圖4 經(jīng)不同工藝處理后穩(wěn)態(tài)蠕變期間應(yīng)變速率與溫度和應(yīng)力之間的關(guān)系 Fig.4 Dependence of strain rates of alloy during steady state creep on applied temperature and stress after heat-treated by various regimes: (a) Strain rate-temperature; (b) Strain rate-applied stress

經(jīng)工藝2熱處理合金在1100 ℃、137 MPa蠕變164 h斷裂后的組織形貌如圖6所示。圖6(a)所示為試 樣觀察區(qū)域。合金中γ′相僅發(fā)生球形化轉(zhuǎn)變，未形成完整的筏狀組織(見圖6(b))。在承受拉應(yīng)力的區(qū)域B，γ′相已沿垂直于應(yīng)力軸方向形成了完整的筏形結(jié)構(gòu)(見圖6(c))。近斷口區(qū)域C的組織形貌如圖6(d)所示，該區(qū)域的γ′相已經(jīng)粗化至約0.7 μm，其曲折程度進(jìn)一步加劇，筏狀γ′相取向已不與應(yīng)力軸垂直，其夾角約為70°，并出現(xiàn)筏狀γ′相折斷的特征。

2.4 TCP相對(duì)4.5%Re鎳基單晶合金高溫蠕變行為的影響

在1100 ℃、137 MPa條件下，經(jīng)10 h高溫固溶處理的4.5%Re合金在蠕變期間，其中TCP相沿與應(yīng)力軸呈約30°方向雙向析出(見圖5)，其蠕變壽命為101 h；而當(dāng)固溶時(shí)間延長(zhǎng)到24 h后，合金在蠕變期間無(wú)TCP相析出(見圖6)，并且蠕變壽命提高至164 h，提高幅度達(dá)到62.4%。結(jié)果表明，TCP相可明顯縮短4.5%Re鎳基單晶合金的高溫蠕變壽命。

對(duì)TCP相影響4.5%Re合金蠕變壽命的原因分析認(rèn)為：4.5%Re合金中析出的TCP相會(huì)消耗合金中γ/γ′兩相的固溶強(qiáng)化元素，使固溶強(qiáng)化效果減弱[16]，并且會(huì)使高溫蠕變過(guò)程中的筏狀γ′相中斷，降低了合金在蠕變過(guò)程中筏狀γ′相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力。合金中的針狀TCP相在性能測(cè)試期間易產(chǎn)生應(yīng)力集中，促使其在應(yīng)力集中區(qū)域發(fā)生裂紋萌生和擴(kuò)展，加速合金的恒載應(yīng)力斷裂[17]，這是使該合金較大幅度降低持久壽命的另一主要原因。

2.5 蠕變期間的位錯(cuò)組態(tài)分析

合金經(jīng)工藝2處理后，在1100 ℃、137 MPa蠕變不同時(shí)間的組織形貌如圖7所示。圖7(a)所示為蠕變100 h的組織形貌，施加應(yīng)力軸方向如圖中雙箭頭所示。可以看出，該區(qū)域的γ′相已完全轉(zhuǎn)變成N型筏形結(jié)構(gòu)，且筏狀γ′相內(nèi)無(wú)位錯(cuò)的事實(shí)表明，合金在穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)攀移越過(guò)γ′相。另一方面，筏狀γ/γ′兩相界面存在位錯(cuò)網(wǎng)，如圖7(a)中箭頭所示，且位錯(cuò)網(wǎng)具有較小的間距，由此，可以推斷，合金具有較大的晶格錯(cuò)配度[18-19]。

分析認(rèn)為，蠕變穩(wěn)態(tài)階段，在基體中的蠕變位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到γ/γ′兩相界面，與位錯(cuò)網(wǎng)反應(yīng)，可改變?cè)瓉?lái)的運(yùn)動(dòng)方向，促進(jìn)位錯(cuò)攀移越過(guò)筏狀γ′相。因而，位錯(cuò)網(wǎng)的存在可延緩應(yīng)力集中，延遲位錯(cuò)剪切筏狀γ′相。

合金蠕變164 h斷裂后，由近斷口區(qū)域的微觀組織形貌(見圖7(b))可以看出，在兩相界面的位錯(cuò)網(wǎng)已被損壞(見圖7(b)中箭頭)。并有大量位錯(cuò)切入筏狀γ′相。分析認(rèn)為，蠕變后期，應(yīng)力集中致使合金中主/次滑移 系的交替開動(dòng)，損壞兩相界面的位錯(cuò)網(wǎng)，可使大量位錯(cuò)切入γ′相，是合金在蠕變后期的變形機(jī)制。

圖7 合金在1100 ℃、137 MPa下蠕變不同時(shí)間的顯微組織 Fig.7 Microstructures of alloy crept at 1100 ℃ and 137 MPa for different times: (a) Crept for 100 h; (b) Crept for 164 h up to fracture

工藝2熱處理合金經(jīng)1100 ℃、137 MPa蠕變164 h斷裂后，筏狀γ′相內(nèi)的位錯(cuò)分別標(biāo)注為A1、A2、B和C，如圖8所示?？梢钥闯?，衍射矢量及時(shí)，互相平行的位錯(cuò)A1、A2顯示襯度；當(dāng)衍射矢量g=002時(shí)，A1、A2顯示弱襯度，根據(jù)b·g=0位錯(cuò)不可見判據(jù)，確定出位錯(cuò)A1、A2的柏氏矢量

圖8 單晶合金在1100 ℃、137 MPa蠕變斷裂后γ′相內(nèi)的位錯(cuò)組態(tài) Fig.8 Dislocation configuration in γ′ phase after alloy crept up to fracture at 1100 ℃ and 137 MPa: (a) g=22 0; (b) g=133; (c) g=002; (d) g=1 3 1

合金在1100 ℃蠕變后期的變形機(jī)制是位錯(cuò)剪切進(jìn)入筏狀γ′相，其中，切入γ′相內(nèi)的位錯(cuò)均在{111}面滑移。分析認(rèn)為，雖然合金中含有較高濃度的Re元素，可有效提高合金中γ′/γ兩相界面的穩(wěn)定性[20]，但由于在1100 ℃高溫蠕變期間，合金的變形機(jī)制主要是位錯(cuò)在γ′相的{111}面滑移，即使有位錯(cuò)由{111}面交滑移至{100}面，形成K-W鎖，但其熱激活作用也可使在{100}面滑移的位錯(cuò)重新交滑移至{111}面，釋放K-W鎖。故該合金在1100 ℃蠕變期間，僅發(fā)生位錯(cuò)在{111}面滑移。

2.6 蠕變期間的斷裂特征

單晶合金在1100 ℃、137 MPa蠕變164 h斷裂后，在近斷口區(qū)域的裂紋萌生與擴(kuò)展形貌如圖9所示，施加應(yīng)力的方向如圖中雙箭頭標(biāo)注所示。

圖9 經(jīng)1100 ℃蠕變斷裂后近斷口區(qū)域裂紋萌生與擴(kuò)展 Fig.9 Initiation and propagation of crack along interface of γ′/γ phases of alloy crept up to fracture at 1100 ℃ and 137 MPa: (a) Crack initiation; (b) Crack growth; (c) Propagation of crack along interface of rafted γ/γ′ phases

蠕變后期，合金中的γ′相已沿垂直于應(yīng)力軸方向 形成N-型筏狀結(jié)構(gòu)，由于大量位錯(cuò)剪切進(jìn)入γ′相，導(dǎo)致筏狀γ′/γ兩相發(fā)生扭折，并在γ/γ′兩相界面產(chǎn)生尺寸較小的微型孔洞，當(dāng)多個(gè)微孔洞相互連接，致使其在筏狀γ′兩相界面發(fā)生裂紋的萌生，示于圖9(a)中的區(qū)域A。隨蠕變進(jìn)行，裂紋在筏狀γ′相界面沿垂直于應(yīng)力軸方向發(fā)生裂紋的擴(kuò)展，如圖9(b)中區(qū)域B1和B2所示。隨蠕變繼續(xù)進(jìn)行，裂紋尖端的區(qū)域B1、B2再次產(chǎn)生應(yīng)力集中，故致使筏狀γ′/γ兩相界面沿垂直于應(yīng)力軸的方向發(fā)生裂紋擴(kuò)展，如圖9(c)所示。由此認(rèn)為，蠕變后期，隨蠕變進(jìn)行，裂紋在筏狀γ′/γ兩相界面萌生及沿垂直于應(yīng)力軸方向發(fā)生擴(kuò)展，直至蠕變斷裂，是合金在高溫蠕變期間的斷裂機(jī)制。

3 討論

難熔元素W、Mo和Re是先進(jìn)單晶合金的重要強(qiáng)化元素，隨其含量提高，可明顯提高合金的高溫強(qiáng)度和蠕變抗力，但當(dāng)難熔元素發(fā)生偏聚使其超過(guò)臨界值時(shí)，合金中可析出TCP相。試驗(yàn)選用的4.5%Re單晶合金中含有高濃度的難熔元素，且難熔元素W、Mo和Re主要偏聚在枝晶干區(qū)域。盡管鑄態(tài)合金中各元素在枝晶間/臂區(qū)域存在較大的偏析程度，但隨高溫固溶處理時(shí)間延長(zhǎng)，各元素的偏析程度明顯減小，如表2所列。經(jīng)1325 ℃保溫4 h固溶處理，合金中Re元素的偏析系數(shù)由-36.38%降低到-25.44%，元素W的偏析系數(shù)由-27.41%降低到-18.35%，隨著固溶處理時(shí)間延長(zhǎng)到24 h時(shí)，元素Re的偏析系數(shù)進(jìn)一步降低至-14.65%，元素W的偏析系數(shù)降低到-9.96%。尤其是經(jīng)工藝2處理合金在高溫蠕變期間無(wú)TCP相析出，因此合金有良好的高溫蠕變性能；而經(jīng)工藝1處理的合金在高溫蠕變期間，有TCP相自基體中析出(見圖2)，可大幅度降低合金的蠕變性能。這表明，元素的偏析程度對(duì)合金中析出TCP相及高溫蠕變性能有重要影響。如果認(rèn)為元素Re、W偏析系數(shù)大于-14.6%和-9.96%是合金在高溫蠕變過(guò)程中析出TCP相的臨界條件，而其他成分相同的含4.5%Re合金經(jīng)1325 ℃固溶處理10 h后，元素W的偏析系數(shù)仍高達(dá)-18.35%，這表明元素Re及與W的相互作用可明顯降低其他元素的擴(kuò)散速率，增大元素的偏析程度。

與其他元素相比，元素Re、W在鎳基合金中具有較小的擴(kuò)散系數(shù)和較大的擴(kuò)散激活能，因此，可用元素Re、W的擴(kuò)散系數(shù)分別表示Ni-W-Me和Ni-Re-Me(Me = Mo,Cr,Ta,Al)合金在T溫度下熱處理期間元素Re、W的擴(kuò)散速率。當(dāng)合金中同時(shí)含有元素Re、W時(shí)，元素之間的相互作用，可進(jìn)一步降低Re或W原子的擴(kuò)散系數(shù)，其擴(kuò)散系數(shù)的表達(dá)式可由式(3)表示：

式中：D0為常數(shù)；QRe和QW分別為元素Re和W在鎳中的擴(kuò)散激活能。

式(3)表明，隨溫度提高元素的擴(kuò)散系數(shù)增大，元素之間的相互作用可進(jìn)一步提高元素的擴(kuò)散激活能，降低元素的擴(kuò)散系數(shù)。

設(shè)熱處理期間合金中化學(xué)成分的均勻化過(guò)程服從菲克第二定律，難熔元素由枝晶干區(qū)域擴(kuò)散至枝晶間區(qū)域，單位面積內(nèi)的擴(kuò)散通量為 txcD d)/( ?? ，在dt時(shí)間內(nèi)，原子由枝晶干區(qū)域向枝晶間區(qū)域擴(kuò)散的距離為dx，元素Re和W在枝晶干區(qū)域的濃度之和為c1(t)，在枝晶間區(qū)域的濃度之和為c2(t)，則

對(duì)式(4)求解，獲得枝晶間/干難熔元素濃度差Δc與擴(kuò)散時(shí)間t和距離x的關(guān)系式：

4 結(jié)論

1) 鑄態(tài)4.5%Re合金中元素Al、Ta、Co富集于枝晶間區(qū)域，W、Mo、Cr、Re富集在枝晶干區(qū)域；經(jīng)高溫固溶處理，各元素在枝晶間/臂的偏析程度明顯降低；隨著固溶時(shí)間的增加，元素在枝晶間/臂的偏析程度降低。

2) 與固溶處理10 h相比，高溫長(zhǎng)時(shí)間固溶處理合金在1100 ℃、137 MPa的蠕變壽命由101 h提高至164 h；其中，固溶處理10h合金中存在較大程度的元素偏析，致使蠕變期間析出針狀TCP相，是使合金具有較短蠕變壽命的主要原因。

3) 合金在高溫蠕變期間的變形機(jī)制是位錯(cuò)在基體中滑移和剪切筏狀γ′相，蠕變后期，大量位錯(cuò)剪切筏狀γ′相，致使近斷口區(qū)域的筏狀γ′相扭曲，并在兩相界面發(fā)生裂紋的萌生，并沿垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展，直至發(fā)生蠕變斷裂，是合金在高溫蠕變期間的斷裂機(jī)制。

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