李亞微，王 莉，樓瑯洪，張 健

（1. 中國(guó)科學(xué)技術(shù)大學(xué)，沈陽 110016；2. 中國(guó)科學(xué)院金屬研究所師昌緒先進(jìn)材料創(chuàng)新中心，沈陽 110016）

單晶高溫合金是制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片的首選材料[1]。因受到離心力作用，葉片服役時(shí)往往會(huì)產(chǎn)生蠕變損傷，這是其失效的主要原因之一。因此，單晶合金的高溫蠕變行為受到人們廣泛關(guān)注，且測(cè)試溫度集中在980 ～ 1100 ℃[2–5]。為滿足發(fā)動(dòng)機(jī)效率日益提升的需求，渦輪進(jìn)口溫度不斷提高，承溫能力更高的高代次單晶合金也逐步得到應(yīng)用，因此很有必要研究高代次單晶超過1100℃的超高溫蠕變行為。

通常認(rèn)為，超位錯(cuò)切割γ′筏化結(jié)構(gòu)是導(dǎo)致合金蠕變速率不斷增加的重要原因[2–4]，尤其是在超高溫條件下，出現(xiàn)了更多類型的超位錯(cuò)，例如60°位錯(cuò)[6]和超位錯(cuò)列[7]，這些超位錯(cuò)可能導(dǎo)致蠕變抗力減小。然而，關(guān)于超高溫蠕變斷裂機(jī)制的研究卻鮮有報(bào)道。Reed 等[8]認(rèn)為，1150 ℃/100 MPa 下合金內(nèi)部的鑄孔和由拓?fù)涿芘畔?（TCP）誘發(fā)的孔洞是造成斷裂的原因。Tian 等[9]則認(rèn)為在1170 ℃蠕變后期，γ′相被超位錯(cuò)連續(xù)切割，導(dǎo)致γ/γ′兩相界面扭折，隨著扭折程度增大，微孔在相界面產(chǎn)生，而微孔不斷聯(lián)結(jié)形成裂紋后最終導(dǎo)致合金失效。顯然他們未考慮原有鑄孔對(duì)蠕變斷裂的影響。此外，氧化在蠕變斷裂中的作用也不可忽略，尤其對(duì)于薄壁樣品，表面氧化層及裂紋向內(nèi)部擴(kuò)展將會(huì)降低有效承載面積[10]，從而加速斷裂。然而，以往關(guān)于棒狀試樣蠕變斷裂機(jī)制的研究中很少考慮氧化的影響。

鑒于葉片葉身不同位置受到的離心應(yīng)力不同，本文研究了應(yīng)力對(duì)一種第3 代鎳基單晶高溫合金在1150℃下蠕變斷裂機(jī)制的影響，以期為高代別單晶合金的安全穩(wěn)定使用奠定理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)及方法

試驗(yàn)所用合金為一種第3 代鎳基單晶高溫合金DD33，其名義成分如表1 所示。采用螺旋選晶法，在中國(guó)科學(xué)院金屬研究所的中型快速凝固 （HRS）設(shè)備中定向凝固[001]取向的單晶試棒。經(jīng)電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)測(cè)定單晶試棒取向后，選取偏離[001]取向6°以內(nèi)的試棒進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理，制度如下：1335 ℃/10 h，空冷（AC）+1150 ℃/4 h，AC+870 ℃/24 h，AC。熱處理態(tài)樣品中的γ/γ′兩相組織、在枝晶間分布的鑄孔（近圓形）以及MC 碳化物形貌如圖1 所示 。熱處理后加工標(biāo)距段尺寸為φ5 mm×25 mm 的棒狀蠕變?cè)嚇?。所有的蠕變測(cè)試均在RDL–50 高溫電子式蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)上完成，蠕變條件為1150 ℃，80 MPa、120 MPa 和150 MPa。

圖1 熱處理后γ/γ′兩相組織、鑄孔及MC 碳化物形貌Fig.1 γ/γ′ microstructures, casting pore and MC carbides after heat treatment

表1 DD33 合金名義成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Normal compositions of DD33 alloy (mass fraction) %

采用日本Hitachi 公司的 S–3400 N 鎢燈絲掃描電子顯微鏡 （SEM）對(duì)斷口形貌進(jìn)行觀察。借助美國(guó)FEI公司的Inspect F50 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡 （FESEM）觀察縱截面孔洞分布和微觀組織特征，不同樣品均沿樣品軸向方向且平行于 （100）面取樣。分別利用X 射線能譜儀 （EDS）和EBSD 表征表層裂紋附近元素分布和孔洞 （裂紋）周圍取向分布，TCP 相鑒定和位錯(cuò)觀察在美國(guó)FEI公司的Tecnai G2 20 透射電子顯微鏡 （TEM）上進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 蠕變性能

合金在1150 ℃、不同應(yīng)力條件下的蠕變性能參數(shù)如表2 所示?？梢钥闯觯邷厝渥冃阅艽嬖诿黠@的應(yīng)力依賴性。80 MPa 時(shí)蠕變壽命和加速蠕變時(shí)間均最長(zhǎng)，分別約為1190 h 和114 h； 120 MPa 時(shí)蠕變壽命和加速蠕變時(shí)間均明顯降低，分別約為97 h 和20 h； 150 MPa 時(shí)蠕變壽命與加速蠕變時(shí)間則最短，分別約為21 h和9 h。這表明應(yīng)力越大，加速蠕變階段占整個(gè)蠕變過程的比例也越大，即在較高應(yīng)力下，蠕變第3 階段將提前發(fā)生。此外，斷面收縮率隨應(yīng)力增大而減小。80 MPa 時(shí)的最小蠕變速率明顯低于120 MPa 和150 MPa，后兩種應(yīng)力對(duì)應(yīng)的最小蠕變速率接近。

表2 合金在不同應(yīng)力下的蠕變性能參數(shù)（1150 ℃）Table 2 Creep properties of the alloy crept under diffe ent stresses (1150 ℃)

2.2 不同應(yīng)力斷口形貌

合金在不同加載應(yīng)力下的斷口形貌如圖2 所示?？梢钥闯觯鲬?yīng)力下的斷裂方式均為微孔聚集型斷裂，且韌窩多呈不規(guī)則形狀。此外，隨著應(yīng)力的增大，韌窩與內(nèi)部鑄孔的尺寸均表現(xiàn)出減小的趨勢(shì)。韌窩尺寸小意味著斷口表面裂紋源較多，每一處裂紋擴(kuò)展時(shí)將與相鄰的裂紋更快相遇從而加速擴(kuò)展，這可能是較高應(yīng)力下加速蠕變時(shí)間較短的直接原因。

圖2 不同應(yīng)力蠕變后合金的斷口形貌Fig.2 Fracture morphologies of the alloy ruptured under diffe ent stresses

2.3 不同應(yīng)力斷口截面損傷特征

圖3 所示為不同應(yīng)力對(duì)應(yīng)的斷口縱截面形貌?？梢钥闯?，隨著加載應(yīng)力的增大，縱截面上的微孔數(shù)量增多。其中在80 MPa 應(yīng)力下可觀察到少量區(qū)別于其他應(yīng)力條件樣品中的大尺寸孔洞，這是因?yàn)楫?dāng)加載應(yīng)力較低時(shí)，位錯(cuò)攀移釋放的空位有充足時(shí)間沿γ/γ′兩相界面擴(kuò)散至原有鑄孔使其長(zhǎng)大[11]。此外，圖3 中不同應(yīng)力對(duì)應(yīng)的縱截面表層形貌也有區(qū)別。在80 MPa 應(yīng)力下，盡管部分氧化層可能在制樣時(shí)發(fā)生脫落，但仍可看出樣品外側(cè)存在較厚的氧化層，這與該應(yīng)力較長(zhǎng)的蠕變時(shí)間有關(guān)。表面氧化層內(nèi)可觀察到較寬的楔形橫向裂紋，但這些裂紋未深入到合金基體。而120 MPa 和150 MPa 下，表面氧化層均較薄，且能看到深入基體的裂紋。特別是在150 MPa 應(yīng)力下，裂紋數(shù)量明顯增多，越靠近斷口裂紋長(zhǎng)度越長(zhǎng)。接下來將進(jìn)一步分析不同應(yīng)力斷口縱截面上的孔洞、表層形貌以及其他損傷特征。

圖3 1150 ℃下施加不同應(yīng)力后的斷口截面形貌Fig.3 Longitudinal sections of specimens ruptured under diffe ent stresses at 1150 ℃

圖4 給出了不同應(yīng)力下典型的孔洞形貌及孔洞處產(chǎn)生的裂紋。相較于圖1（b）所示的近圓形鑄孔，蠕變后鑄孔發(fā)生了多面體化，這表現(xiàn)在鑄孔邊緣多與外應(yīng)力方向（[001]）垂直或平行，表明孔洞表面多為{100}面，且在端角處產(chǎn)生橫向裂紋，如圖4（a）～（c）所示。產(chǎn)生該現(xiàn)象的原因是，在較高的蠕變溫度下，不同取向晶面的表面能表現(xiàn)出各向異性，即空位易在某些特殊晶面上聚集，而使某些晶面消失。例如，空位更傾向于在{111}面聚集，所以{100}面可被保留下來[11]?？锥炊嗝骟w化后，其端角因應(yīng)力集中而發(fā)生開裂。與較低應(yīng)力條件相比，150 MPa 近斷口位置除了鑄孔還存在較多如圖4（d）和 （e）所示的蠕變孔及其誘導(dǎo)產(chǎn)生的裂紋，它們均沿γ/γ′兩相界面分布，且尺寸明顯小于鑄孔及其產(chǎn)生的裂紋。蠕變孔形成通常在蠕變后期，特別是蠕變第3 階段。關(guān)于其形成機(jī)制，有人認(rèn)為當(dāng)加載應(yīng)力較高時(shí)，較多空位沿相界面擴(kuò)散過程相遇后便可能產(chǎn)生新的微孔[12]；也有研究者認(rèn)為蠕變孔的出現(xiàn)與頸縮區(qū)大量超位錯(cuò)切割γ′相導(dǎo)致兩相界面扭折有關(guān)[9]。兩種機(jī)制均表明，蠕變孔的增多是由應(yīng)力誘導(dǎo)產(chǎn)生的。圖5 給出了150 MPa 下截面微孔 （裂紋）附近的取向分布?？梢钥闯?，尺寸較大的鑄孔裂紋 （A、B和C）附近存在明顯取向變化，即發(fā)生了偏離<001>取向的晶體轉(zhuǎn)動(dòng)，其中紫色和藍(lán)色區(qū)域表示向<111>方向偏離，黃色和綠色區(qū)域表示向<101>方向偏離。尺寸較小的裂紋 （D和E分別為蠕變孔裂紋和鑄孔裂紋）附近取向變化較小，而未多面體化且未開裂的孔洞 （F）周圍幾乎無取向變化。這些表明孔洞裂紋附近存在應(yīng)力集中，且裂紋越大應(yīng)力集中程度越大。

圖4 不同應(yīng)力下截面孔洞形貌及開裂行為Fig.4 Pores and crack initiation in longitudinal section of specimens ruptured under diffe ent stresses

圖5 1150 ℃/150 MPa 下截面孔洞（裂紋）附近取向分布Fig.5 Orientation distribution around pores(cracks) in specimen ruptured at 1150 ℃/150 MPa

圖6 和7 分別為80 MPa 和150 MPa 下的近斷口表層形貌及其附近元素分布。分析可知，80 MPa 時(shí)表層由外到內(nèi)可大致分為6 個(gè)區(qū)域，即（Ni，Co） O（1 區(qū)）、（Al，Co，Cr） O（2區(qū)）、Al2O3（3 區(qū)）、（Ni，Co，Cr）O（4區(qū)）、γ′貧化層 （5 區(qū)）和γ/γ′基體組織 （6 區(qū)），如圖6（a）所示。其中氧化層和γ′貧化層也可被稱為氧化影響區(qū)[13]（1～5 區(qū)），其平均厚度約為255 μm。值得注意的是，氧化層內(nèi)還分布有較多微裂紋及少量貫穿氧化層的裂紋，它們并未深入基體。而在150 MPa 應(yīng)力下，因蠕變時(shí)間很短，外層氧化產(chǎn)物較為單一，主要由（Ni、Co、 Cr）O（Ⅰ區(qū)）和Al2O3（Ⅱ區(qū)）構(gòu)成，而γ′貧化層（Ⅲ區(qū)）厚度也較80 MPa 時(shí)明顯要薄。該應(yīng)力下氧化影響區(qū)厚度約為35 μm。觀察深入基體的橫向裂紋可發(fā)現(xiàn)，裂紋擴(kuò)展多與鑄孔相關(guān)，裂紋尖端也與鑄孔相連，如圖7（a）所示。另外，該裂紋邊緣包括尖端已被氧化，氧化產(chǎn)物與樣品表面氧化層類似。

圖6 1150 ℃/80 MPa 下近斷口表層形貌及元素分布Fig.6 Surface layer and corresponding EDS maps nearby the fracture at 1150 ℃/80 MPa

圖7 1150 ℃/150 MPa 下近斷口表層裂紋及元素分布Fig.7 Surface crack and the corresponding EDS maps nearby the fracture at 1150 ℃/150 MPa

圖8 所示為不同應(yīng)力條件下斷裂樣品近斷口處縱截面的碳化物形貌。與圖1（c）中的碳化物相比，80 MPa 蠕變后，少量碳化物與γ/γ′筏排組織之間的界面處出現(xiàn)微孔，這可能與較多空位在界面附近聚集有關(guān)；在120 MPa 時(shí)，部分碳化物和筏排組織界面也存在微孔，但少量碳化物已發(fā)生開裂；而在150 MPa 時(shí)，大部分碳化物存在開裂現(xiàn)象，且在碳化物與筏排界面處出現(xiàn)裂紋?？梢姡S著加載應(yīng)力的提高，碳化物周圍的應(yīng)力集中程度也隨之增加。

圖8 不同應(yīng)力下近斷口碳化物形貌Fig.8 Morphologies of carbide nearby the fracture under diffe ent stresses

除上述損傷特征外，在80 MPa下，近斷口局部區(qū)域還可觀察到針狀和塊狀TCP 相，其中塊狀TCP 相與γ′相之間的界面處存在孔洞和裂紋，而針狀TCP 相周圍未發(fā)現(xiàn)，如圖9（a）所示。在TEM 下，這些析出相被鑒定為μ 相，且塊狀相周圍可觀察到位錯(cuò)塞積現(xiàn)象，針狀相周圍則不明顯，如圖9（b）所示。當(dāng)位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的應(yīng)力場(chǎng)達(dá)到一定程度時(shí)，裂紋將會(huì)在TCP 相/γ′相界面萌生，從而削弱蠕變抗力。王澤宇等[14]的研究顯示蠕變應(yīng)力可促進(jìn)TCP 相的析出，而本研究在120 MPa 和150 MPa 下并未觀察到TCP 相，這表明TCP 相析出可能受蠕變時(shí)間的影響更大。

圖9 1150 ℃/80 MPa 下近斷口處局部析出的TCP 相形貌Fig.9 Morphologies of TCP phase in local area nearby the fracture at 1150 ℃/80 MPa

2.4 應(yīng)力對(duì)超高溫蠕變斷裂機(jī)制的影響

基于不同應(yīng)力下斷口表面的韌窩特征及樣品縱截面孔洞特征可知，超高溫蠕變斷裂與大量孔洞 （包括鑄孔和蠕變孔）的開裂、裂紋相互聯(lián)結(jié)密切相關(guān)，這也是典型的高溫蠕變斷裂機(jī)制[15–16]。需要指出的是，相較于小尺寸裂紋，大尺寸裂紋附近應(yīng)力集中程度更大，因而其擴(kuò)展速度也將加快。此外，氧化影響區(qū)、碳化物以及TCP 相在蠕變斷裂中的作用也需要考慮。

在80 MPa 下，盡管氧化層內(nèi)存在尺寸較大的垂直于外加應(yīng)力方向的橫向裂紋，但它們未深入γ/γ′相基體組織，這可能是由于在較低應(yīng)力條件下，裂紋前沿應(yīng)力強(qiáng)度因子未能達(dá)到基體的裂紋擴(kuò)展門檻值。該應(yīng)力下氧化影響區(qū)即表面氧化層和γ′貧化層較厚，為了考察該區(qū)對(duì)棒狀試樣有效應(yīng)力σ′的影響，引入有效應(yīng)力σ′和名義應(yīng)力σ的比值δ[13]。

式中，S和S′分別為名義承載面積和有效承載面積；r為標(biāo)距段半徑，2.5mm；t為氧化影響區(qū)厚度，mm。δ值越大，則氧化影響區(qū)對(duì)有效應(yīng)力的影響越大，促進(jìn)蠕變斷裂更明顯。在80 MPa 下，近斷口氧化影響區(qū)平均厚度t約為255 μm，計(jì)算可知δ值為1.26?？紤]到試樣的斷后收縮率為39.8%，則斷裂前名義應(yīng)力在133 MPa 左右，疊加氧化影響區(qū)后有效應(yīng)力約為168 MPa。顯然這將進(jìn)一步增大孔洞周圍的應(yīng)力集中程度，促進(jìn)裂紋萌生。另外，該應(yīng)力下局部析出的TCP相也是裂紋易于萌生的位置，且TCP 相在γ 基體析出時(shí)需要消耗大量W、Ta、Re 等元素，影響基體的固溶強(qiáng)化效果，這些都將加快蠕變斷裂進(jìn)程。結(jié)合以上損傷特征，內(nèi)部孔洞、氧化影響區(qū)和TCP 相共同造成了試樣的最終斷裂。

在120 MPa 下，測(cè)得近斷口氧化影響區(qū)平均厚度t約為44 μm，δ約為1.04，因此可忽略氧化影響區(qū)在頸縮階段對(duì)有效應(yīng)力的影響。此外，表層裂紋以及內(nèi)部碳化物開裂現(xiàn)象均不明顯。綜合來看，該應(yīng)力下的蠕變斷裂機(jī)制仍為不同位置孔洞裂紋的萌生與擴(kuò)展。

在150 MPa 時(shí)，鑄孔和蠕變孔對(duì)蠕變斷裂起主要作用。而近斷口氧化影響區(qū)平均厚度t僅35 μm 左右，δ為1.03，所以氧化影響區(qū)在頸縮階段對(duì)蠕變斷裂的影響可以忽略。但表層存在較多于氧化層萌生并深入基體的橫向裂紋，這些裂紋在擴(kuò)展過程中遇到鑄孔裂紋或蠕變孔裂紋后可迅速聯(lián)結(jié)。同時(shí)，在如此高的溫度條件下，裂紋前沿不斷被氧化也會(huì)促進(jìn)裂紋貫穿。另外，該應(yīng)力下大部分碳化物存在開裂現(xiàn)象，且在碳化物附近存在不少裂紋，這些都將加速蠕變斷裂。

3 結(jié)論

（1）隨著應(yīng)力的增大，DD33 合金的蠕變壽命、加速蠕變時(shí)間和斷面收縮率均減小。此外，合金的最小蠕變速率在80 MPa 時(shí)最低，而在120 MPa 和150 MPa 時(shí)較為接近。

（2）不同應(yīng)力條件下試樣的斷裂形式均為微孔聚集型斷裂，且隨著應(yīng)力的增加，韌窩和鑄孔尺寸呈減小趨勢(shì)。近斷口處的鑄孔發(fā)生多面體化并沿端角開裂。與較低應(yīng)力條件相比，在150 MPa 下近斷口區(qū)域有較多蠕變孔及其誘發(fā)的裂紋出現(xiàn)。試樣在不同應(yīng)力下最終斷裂，與內(nèi)部孔洞開裂、相互聯(lián)結(jié)直接相關(guān)。

（3）在80 MPa 條件下，蠕變?cè)嚇颖砻娴难趸绊憛^(qū)較厚，使γ/γ′基體斷前有效應(yīng)力增加約35 MPa。同時(shí)，在近斷口局部區(qū)域可見TCP 相析出，TCP/γ′界面存在較多孔洞和裂紋。隨著應(yīng)力的增加，深入基體的表層裂紋增多，碳化物開裂現(xiàn)象也更明顯。除了內(nèi)部孔洞裂紋，上述4 種損傷特征即氧化影響區(qū)、深入基體的表層裂紋、TCP/γ′界面裂紋和開裂的碳化物在不同應(yīng)力超高溫蠕變斷裂中的貢獻(xiàn)也應(yīng)該被考慮。