D0I:10.13374/j.issnl001053x.2010.11.015 第32卷第11期 北京科技大学学报 Vol 32 N911 2010年11月 Journal ofUniversity of Science and Technobgy Bejjing NoY 2010 一种[001取向镍基单晶高温合金蠕变特征 水 丽1》胡壮麒) 1)沈阳理工大学机械工程学院。沈阳1101682)中国科学院金属研究所，沈阳110016 摘要研究了一种[001取向镍基单晶合金的蠕变特征和变形期间的微观组织结构.结果表明：在低温高应力和高温低应 力条件下，合金具有较长的蠕变寿命和较低的稳态蠕变速率；在700℃720MPa条件下，透射电镜(M观察显示蠕变期间的 变形特征是六1D位错在基体中运动发生反应形成大1>超肖克利(S04)不全位错，切入Y相后产生层错。在 900℃，450MP条件下，没有出现蠕变初始阶段.Y相从立方体形态演化成筏形：在加速蠕变阶段，多系滑移开动，大量位错剪 切y相是变形的主要机制.在1070℃.150MPa条件下.Y相逐渐转变成筏形组织，并在YY界面处形成致密的六边形位错 网，位错网可以阻止位错切入Y相.提高蠕变抗力：在蠕变后期.位错以位错对形式切入Y相，是合金变形的主要方式. 关键词高温合金：镍合金：单晶体；蠕变：位错 分类号T℃13232 Creep characteristics of a Ni base single crystal supera lloy along[001]direction SHJILI2 HU Zhuangq? 1)SchoolofMechanical Eng neering Shenyang Institute of Techno kgy Shenyang 110168 China 2)hstinte ofMemlResearch Chinese Academy of Sciences Shenyang 110016 China ABSTRACT An nvestgation was caducted on the ceep behavor and m icrostrucure of a Ni base single crystal superalloy with [001]oren ation durng ceep depmatpn The results show that he test samples exhbited a lower seady creep mae and a pnger creep life under the hither mperature and stress evel Under he cond ition of700C and 720MPa TEM observations indicate that l 位错切入Y相：而在950℃、 Y相尺寸较大时，位错即可以切割Y相，也可以 低应力条件下，直到蠕变进入第三阶段末期才观察 O1ow机制绕过y相.Mue等I对SRRg9合金 收稿日期：2009一10一20 作者简介：水丽(1963-，女，教授博士，Ema到hui@h四cmm
第 32卷 第 11期 2010年 11月 北 京 科 技 大 学 学 报 JournalofUniversityofScienceandTechnologyBeijing Vol.32 No.11 Nov.2010 一种 [ 001]取向镍基单晶高温合金蠕变特征 水 丽 1, 2) 胡壮麒 2) 1)沈阳理工大学机械工程学院, 沈阳 110168 2)中国科学院金属研究所, 沈阳 110016 摘 要 研究了一种[ 001]取向镍基单晶合金的蠕变特征和变形期间的微观组织结构.结果表明:在低温高应力和高温低应 力条件下, 合金具有较长的蠕变寿命和较低的稳态蠕变速率;在 700℃, 720MPa条件下, 透射电镜(TEM)观察显示蠕变期间的 变形特征是 1 2 位错在基体中运动, 发生反应形成 1 3 超肖克利(Shockley)不全位错, 切入 γ′相后产生层错.在 900℃, 450MPa条件下, 没有出现蠕变初始阶段, γ′相从立方体形态演化成筏形;在加速蠕变阶段, 多系滑移开动, 大量位错剪 切 γ′相是变形的主要机制.在 1 070℃, 150MPa条件下, γ′相逐渐转变成筏形组织 , 并在 γ/γ′界面处形成致密的六边形位错 网, 位错网可以阻止位错切入 γ′相, 提高蠕变抗力;在蠕变后期, 位错以位错对形式切入 γ′相, 是合金变形的主要方式. 关键词 高温合金;镍合金;单晶体;蠕变;位错 分类号 TG132.3 + 2 CreepcharacteristicsofaNibasesinglecrystalsuperalloyalong[ 001] direction SHUILi1, 2) , HUZhuang-qi2) 1)SchoolofMechanicalEngineering, ShenyangInstituteofTechnology, Shenyang110168, China 2)InstituteofMetalResearch, ChineseAcademyofSciences, Shenyang110016, China ABSTRACT AninvestigationwasconductedonthecreepbehaviorandmicrostructureofaNibasesinglecrystalsuperalloywith [ 001] orientationduringcreepdeformation.Theresultsshowthatthetestsamplesexhibitedalowersteadycreeprateandalonger creeplifeunderthehighertemperatureandstresslevel.Undertheconditionof700℃ and720MPaTEMobservationsindicatethat 1 2 dislocationsmoveinthematrixandreacttoformtheShockleysegmentsof 1 3 dislocations, whichcutintotheγ′ phaseandformstackingfaultsintheprecipitates.Undertheconditionof900℃ and450MPa, theprimarycreepstagedoesnotappear.Themorphologicalevaluationoftheγ′phasedevelopsfromoriginalcubictoraftmicrostructure.Multipleslipoperatesanddislocationsshearingtheγ′phaseisthemaindeformationmechanismduringthecreepaccelerationstage.Undertheconditionof1 070℃ and150MPa, itisfoundthattheγ′phasegraduallychangesintoraftmicrostructure, hexagonaldislocationnetworksappearontheγ/ γ′interface, andtheregularanddensedislocationnetworkscaninhibitdislocationscuttingintotheγ′phaseandenhancethecreepresistance.Inthelatercreepstage, themaindeformationcharacteristicisthattheγ′phaseisshearedbydislocationpairs. KEYWORDS superalloys;nickelalloys;singlecrystals;creep;dislocations 收稿日期:2009-10-20 作者简介:水 丽(1963— ), 女, 教授, 博士, E-mail:shuilisy@yahoo.com.cn MacLachlan等 [ 1] 研究了 CMSX-4单晶合金的 拉伸蠕变行为, 认为 :在低温、高应力下, 位错切割 γ′相是合金变形的主要机理 ,即使在蠕变初期, 也观 察到有 {111}位错切入 γ′相;而在 950 ℃、 低应力条件下,直到蠕变进入第三阶段末期才观察 到有 超点 阵 位错 切入 γ′相 .Sherry和 Blavette 等 [ 2 -3]认为:在单晶合金的高温蠕变过程中 , 当 γ′ 相尺寸较小时 ,位错攀移是合金的主要变形机制 ;当 γ′相尺寸较大时, 位错即可以切割 γ′相 , 也可以 Orowan机制绕过 γ′相 .Muller等 [ 4] 对 SRR99 合金 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2010.11.015
。1460 北京科技大学学报 第32卷 在980○时的蠕变行为的研究表明：蠕变初期是螺 4hAC空冷)+1100℃，4hAC+870℃16h 位错在Y基体中滑移，在稳态阶段，Y相内无位错， AC热处理后将单晶试棒加工成标准蠕变试样，晶 在变形末期位错切入Y相.许多研究显示一， 体取向偏差在4°以内.分别在700℃720MP 位错切入Y相极大地削弱了合金的蠕变抗力.Ca 900℃，450MPa和1070℃、150MPa条件下进行单 ron和Kha的研究了CMSX一2单晶合金组织形 轴恒载拉伸蠕变性能测试，将拉伸蠕变断裂后的样 貌，认为Y相的尺寸和形貌对位错通过Y相的方 品和部分中断试验的样品沿拉伸轴向切取样品，利 式有明显影响.Caon等9的另一项研究结果表 用双倾台在EOI一2010型透射电镜(TEM)上观察 明，Y相的尺寸对单晶合金在中温条件下的蠕变机 变形合金的位错组态，将不同条件蠕变断裂后的样 理有显著影响，而对高温蠕变条件下的位错运动 品进行长时间超声波清洗后，在扫描电镜(SM上 方式影响很小，可见，受合金成分、温度、应力及 观察断口形貌. Y相尺寸和形貌的影响，各种合金的蠕变变形机理 差异较大1- 2试验结果与分析 本文对新近研制的一种镍基单晶合金进行了蠕 2.1蠕变特征 变性能测试，研究合金在不同蠕变条件下的组织形 在700℃、720MP900℃、450MP和1070℃ 貌和位错组态，对合金在不同温度和应力水平下的 l50MPa条件下进行拉伸蠕变性能测试，测定的蠕 蠕变变形机理进行了系统的研究. 变曲线如图1所示.在700℃720MPa和1070℃ 150MP蠕变条件下，蠕变曲线的特征相似，曲线由 1试验方法 初始蠕变阶段、稳态蠕变阶段和加速蠕变阶段组成 试验用母合金的成分（质量分数，%）为 稳态蠕变持续时间几乎占总寿命的70%以上·在 Al5.47、Ti2.14、Cr8.39Ta2.92W9.47 900℃450MP蠕变条件下，无初始蠕变阶段，稳态 C05.01、C位错切入Y' 式中，21为y相内的超肖克利不全位错，名 相，并发生位错分解形成}超肖克利 [112]为保留在界面处的肖克利不全位错SSF为 超点阵堆垛层错，从图2(b,(9中可以看到几组 (Shock ey)不全位错加层错的位错组态，如 层错方向大致互相平行，说明在这一阶段仅有一组
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 在 980 ℃时的蠕变行为的研究表明 :蠕变初期是螺 位错在 γ基体中滑移, 在稳态阶段 , γ′相内无位错 , 在变形末期, 位错切入 γ′相 .许多研究显示 [ 5 -10] , 位错切入 γ′相极大地削弱了合金的蠕变抗力 .Caron和 Khan [ 5] 研究了 CMSX-2 单晶合金组织形 貌 , 认为 γ′相的尺寸和形貌对位错通过 γ′相的方 式有明显影响 .Caron等 [ 6] 的另一项研究结果表 明 , γ′相的尺寸对单晶合金在中温条件下的蠕变机 理有显著影响 , 而对高温蠕变条件下的位错运动 方式影响很小 .可见 , 受合金成分 、温度 、应力及 γ′相尺寸和形貌的影响 , 各种合金的蠕变变形机理 差异较大 [ 11 -12] . 本文对新近研制的一种镍基单晶合金进行了蠕 变性能测试 ,研究合金在不同蠕变条件下的组织形 貌和位错组态,对合金在不同温度和应力水平下的 蠕变变形机理进行了系统的研究. 1 试验方法 试验 用 母 合 金 的 成 分 (质 量 分 数, %)为 Al5.47、 Ti2.14、 Cr8.39、 Ta 2.92、 W 9.47、 Co5.01、C位错切入 γ′ 相 ,并发生位错分解, 形成 1 3 超肖克利 (Shockley)不 全 位 错 加 层 错 的 位 错 组 态, 如 图 2 (b)、(c)所示.基体 a 2 位错切入 γ′相 后, 常发生如下位错分解反应 : a 2 [ 11 — 0] ※ a 3 [ 12 — 1] +SSF+ a 6 [ 112 — ] (界面) (1) 式中 , 1 3 [ 12 — 1] 为 γ′相内的超肖克利不全位错 , 1 6 [ 112 — ] 为保留在界面处的肖克利不全位错, SSF为 超点阵堆垛层错,从图 2 (b)、(c)中可以看到几组 层错方向大致互相平行, 说明在这一阶段仅有一组 · 1460·
第11期 水丽等：一种[00！取向镍基单晶高温合金蠕变特征 ·1461 {111}位错切入Y相，并按相同方式分解. 组{111}位错切入Y相，并发生位错分解. 尽管在Y相中观察到层错，但在该蠕变阶段应变速 据此可以推断：蠕变第三阶段，位错多系滑移和剪切 率较低.说明基体位错缠结产生加工硬化控制了蠕 Y相是导致合金应变速率提高的主要原因.对图2 变的进程位错剪切Y相仅起到次要作用. 中Y相的形态进行观察可以看出，在700℃较低的 图2(d为合金700℃，720MP蠕变断裂后的位错 温度下，立方Y相形态基本保持不变，表明在低温 组态.如图2(d)中箭头所示，两组相互垂直方向 条件下，YN两相界面处原子扩散能力较弱，Y相不 的层错同时剪切Y相，表明在蠕变后期，至少有两 易粗化形筏. (a) b 0.5 um 0.5um 0.5m 05m 图2700℃，720MP蠕变不同阶段的位错组态.（两二5(b)(9上万hE=41%(山蠕变断裂后 Fg 2 Diskcation confguration n different creep stages under the condition of700C and 720 MP a)=5h (b)(c)75 h e=4: (d)after creep mptre 2.22900℃450MP蠕变期间的变形特征 看出Y相沿[010]方向扩散生长，Y相己经形成筏 合金在900℃，450MPa条件下蠕变2h的微观 状形态，位错在Y基体的{111}晶面交滑移.从 组织形貌如图3(a所示，蠕变初期Y相仍为立方体 图4(b)河看出来自不同方向、具有不同Bu熙r矢 形态，Y基体中位错密度较高，高密度的基体位错制 量的位错相遇，发生反应形成位错网.图4(9为合 约了塑性变形的发展，在变形初期即出现加工硬化 金蠕变断裂后的位错组态，可以看到数量可观的短 现象，因此在图1(b)冲几乎没有观察到初始蠕变阶 小位错对切入Y相，在蠕变后期，合金的变形量增 段.图3(b)为合金蠕变65h后的位错组态，可以 大，局部位错网己经破损，YN界面沉积位错密度较 看出Y相已经粗化，形成筏状，基体位错密度较低， 高，引起应力集中，位错易于切入Y相，减弱了Y相 但在Y相中观察到层错，说明蠕变持续时间超过 的形变抗力，致使合金的应变速率增加. 65后，位错剪切Y相是蠕变进入加速阶段的主要 22.4稳态蠕变期间位错网的衍衬分析 原因.图3(9为合金900℃450MP蠕变断裂后的 图5为合金在1070℃150MPa条件下蠕变 位错组态，Y相中位错密度较高，并有大量层错存 50后，筏状Y相界面处同一视场三维位错网的不 在，切入Y相中的位错线较短，且方向不一，表明有 同衬度((001)晶面).根据位错衬度不可见判据， 多个滑移系开动 确定出位错网中各位错的Bg实量b位错网由 2.231070℃150MP蠕变期间的变形特征 三组平行位错组成，用9、和马代表三组平行位 合金在1070℃，150MP蟠变20h后的位错组 错，如图5（©所示.以b、和b代表三组位错的 态如图4()、(b)所示，此时蠕变进入稳态阶段， Bug矢量，在双光束条件下，采用不同衍射矢量 观察面的法线方向接近于[100，.从图4(a冲可以 成像，b、b和b位错顺次消失衬度，如图5()~
第 11期 水 丽等:一种[ 001] 取向镍基单晶高温合金蠕变特征 {111}位错切入 γ′相 ,并按相同方式分解 . 尽管在 γ′相中观察到层错 ,但在该蠕变阶段应变速 率较低 .说明基体位错缠结产生加工硬化控制了蠕 变 的 进 程, 位 错 剪 切 γ′相 仅 起 到次 要 作 用 . 图 2 (d)为合金 700℃, 720 MPa蠕变断裂后的位错 组态.如图 2 (d)中箭头所示, 两组相互垂直方向 的层错同时剪切 γ′相 ,表明在蠕变后期, 至少有两 组{111}位错切入 γ′相 ,并发生位错分解. 据此可以推断 :蠕变第三阶段 ,位错多系滑移和剪切 γ′相是导致合金应变速率提高的主要原因 .对图 2 中 γ′相的形态进行观察可以看出, 在 700 ℃较低的 温度下,立方 γ′相形态基本保持不变 , 表明在低温 条件下, γ/γ′两相界面处原子扩散能力较弱, γ′相不 易粗化形筏. 图 2 700℃, 720MPa蠕变不同阶段的位错组态.(a)t=5h;(b), (c)t=75h, ε=4.1%;(d)蠕变断裂后 Fig.2 Dislocationconfigurationindifferentcreepstagesundertheconditionof700℃ and720MPa:(a)t=5h;(b), (c)t=75h, ε=4.1%; (d)aftercreeprupture 2.2.2 900 ℃, 450 MPa蠕变期间的变形特征 合金在 900℃, 450MPa条件下蠕变 2 h的微观 组织形貌如图 3(a)所示,蠕变初期 γ′相仍为立方体 形态, γ基体中位错密度较高, 高密度的基体位错制 约了塑性变形的发展, 在变形初期即出现加工硬化 现象, 因此在图 1(b)中几乎没有观察到初始蠕变阶 段 .图 3(b)为合金蠕变 65 h后的位错组态 ,可以 看出 γ′相已经粗化 ,形成筏状 ,基体位错密度较低 , 但在 γ′相中观察到层错 , 说明蠕变持续时间超过 65 h后,位错剪切 γ′相是蠕变进入加速阶段的主要 原因.图 3(c)为合金 900 ℃, 450MPa蠕变断裂后的 位错组态, γ′相中位错密度较高 , 并有大量层错存 在 ,切入 γ′相中的位错线较短 ,且方向不一, 表明有 多个滑移系开动 . 2.2.3 1070 ℃, 150MPa蠕变期间的变形特征 合金在 1 070℃, 150 MPa蠕变 20 h后的位错组 态如图 4 (a)、(b)所示 ,此时蠕变进入稳态阶段 , 观察面的法线方向接近于[ 100] .从图 4(a)中可以 看出 γ′相沿 [ 010]方向扩散生长 , γ′相已经形成筏 状形态, 位错在 γ基体的 {111}晶面交滑移.从 图 4(b)可看出来自不同方向 、具有不同 Buggers矢 量的位错相遇 ,发生反应形成位错网.图 4(c)为合 金蠕变断裂后的位错组态, 可以看到数量可观的短 小位错对切入 γ′相 , 在蠕变后期 , 合金的变形量增 大, 局部位错网已经破损 , γ/γ′界面沉积位错密度较 高, 引起应力集中, 位错易于切入 γ′相 ,减弱了 γ′相 的形变抗力,致使合金的应变速率增加 . 2.2.4 稳态蠕变期间位错网的衍衬分析 图 5为合金在 1 070 ℃, 150 MPa条件下蠕变 50 h后 ,筏状 γ′相界面处同一视场三维位错网的不 同衬度((001)晶面 ).根据位错衬度不可见判据, 确定出位错网中各位错的 Buggers矢量 b, 位错网由 三组平行位错组成 ,用 b1 、b2和 b3代表三组平行位 错, 如图 5(e)所示.以 b1 、b2和 b3代表三组位错的 Burgers矢量 ,在双光束条件下 ,采用不同衍射矢量 成像 , b1 、b2和 b3位错顺次消失衬度 , 如图 5(a)～ · 1461·
。1462* 北京科技大学学报 第32卷 0.2m 0.2um 0.2m 图3合金在900℃，450MP路件下蠕变不同阶段的位错组态.（两上2(b)二65b(9蠕变断裂后 Fg 3 Diskcation confgum tin of the al ky in differentcreep snges underthe condition of900C and 450MPa (a(b)65 after ceep mupure 0.5m 0.3 gm 02m 图4合金在1070℃，150MP条件下蠕变不同阶段的位错组态.（两上20(b)二20b(9蠕变断裂后 Fg 4 D ispcation confgumtin of the alky in different creep stages under the condition of1070C and 150MP (a)0(b)20 b afer creep rupue (所示.当衍衬矢量g=[202]时，三组不同 去)衍衬矢量成像时，组位错衬度消失，因此可以 Bu吧er实量的位错均显示衬度，如图5(a)所示， 确定b=号×号=[101]：当采用号=[111] h、和位错线各自代表与之平行的一组位错：当 (图5(9和号=[200操作矢量成像时（图略，4 采用号=[020（图5(b))和号=[202]（图片略 组位错衬度消失所以有h=号×号=[011]，用同
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 图 3 合金在 900℃, 450MPa条件下蠕变不同阶段的位错组态.(a)t=2h;(b)t=65h;(c)蠕变断裂后 Fig.3 Dislocationconfigurationofthealloyindifferentcreepstagesundertheconditionof900℃ and450MPa:(a)t=2h;(b)t=65h;(c)after creeprupture 图 4 合金在 1 070℃, 150MPa条件下蠕变不同阶段的位错组态.(a)t=20h;(b)t=20h;(c)蠕变断裂后 Fig.4 Dislocationconfigurationofthealloyindifferentcreepstagesundertheconditionof1 070℃ and150MPa:(a)t=20h;(b)t=20h;(c) aftercreeprupture (d)所示 .当衍衬矢量 g=[ 202] 时 , 三组不同 Buggers矢量的位错均显示衬度 , 如图 5(a)所示 , b1 、b2和 b3位错线各自代表与之平行的一组位错 ;当 采用 g1 =[ 020] (图 5(b))和 g2 =[ 2 — 02] (图片略 去)衍衬矢量成像时, b1组位错衬度消失 ,因此可以 确定 b1 =g1 ×g2 =[ 101] ;当采用 g3 =[ 111] (图 5(c))和 g4 =[ 200] 操作矢量成像时 (图略), b2 组位错衬度消失,所以有 b2 =g3 ×g4 =[ 011 - ] ,用同 · 1462·
第11期 水丽等：一种[00！取向镍基单晶高温合金蠕变特征 。1463 样的方式可确定出b=[110.从图中可以看出， 过上述衍衬分析可以确定形成位错网的位错反应式 b位错线方向与其柏氏矢量方向平行，因此可判断 为2[101叫+2[01→2[110 位错为螺型位错.位错网是由位错反应形成，通 g202 0.I um 0.1m d 11 0.1m 0.1Hm 图5位错组态的衬度分析.（两&=[2：(b)&-【020:(9&=[11:(山&-i]:(9三组位错线方位关系 F 5 Cantrast anapysis of diskcation confguraticp (a)2]:(b)g=1020:(c)g-1111]:(d)1]:directions of he three sets of discation lnes 相演化成筏形，不同Buge实量位错相遇，发生位 3结论 错反应形成位错网：蠕变后期，局部位错网被损坏， (1)在700℃720MP蠕变条件下，Y相仍保 应力集中导致位错切入筏形Y相内. 持立方形貌，蠕变初期，位错主要在Y基体中滑移， 参考文献 稳态蠕变期间、基体中六10心位错切入Y相后， 【刂Madackn DW Knovls DM Gunuris etal A daageme chan ics approach to stess rupture and cieep of single crystalblade a lkys/P ooeedings of the7 th Intema tonal Conference an Creep 发生分解形成兮大11心超肖克利不全位错加层错 and Fracure ofEngineering Material and Stucures Calioma 的位错组态，蠕变进入第三阶段，位错发生多系滑移 1997707 【1 Sherry A H Pikingon R The creep fiacuure of a sngle crystal 和剪切Y相是变形的主要机制. superalby Ma er SciEngA 1993 172(1/2)51 (2)在900℃，450MP蠕变条件下，初始蠕变 [3 BlvetteD Caon P KhanT An axmpoobe study of some fne 阶段，基体位错密度较高，导致加工硬化，无初始蠕 sca le m icrostructural features in Nibased sing le crystal superalbys 变阶段.变形初期，位错在基体中发生 ∥Supera ls1988 Chap仰US1988305 {111}多系滑移，Y相形筏并有位错切入.蠕变后 [9 MullerL Gla tzelU Fe lle Kniepme ierM Modelling themalmis fit stresses in nickel base superalby containing hgh wolme frac 期，多滑移系开动，2位错切入Y相，导致 tion ofy'Phase Act Met llMater 1992 40(6)1321 [ Caron P Khan T mprovement of creep strength in a nikelbase 应变速率不断提高. sngle crystal superalby by heat treament Mater Sci Eng A (3)在1070℃150MP蠕变条件下，合金具 198361(2,173 有较长的稳态蠕变阶段和较低的稳态蠕变速率.Y' (下转第1488页)
第 11期 水 丽等:一种[ 001] 取向镍基单晶高温合金蠕变特征 样的方式可确定出 b3 =[ 110] .从图中可以看出 , b1位错线方向与其柏氏矢量方向平行 , 因此可判断 位错 b1为螺型位错.位错网是由位错反应形成 ,通 过上述衍衬分析可以确定形成位错网的位错反应式 为 1 2 [ 101] + 1 2 [ 011 - ] ※ 1 2 [ 110] . 图 5 位错组态的衬度分析.(a)g=[ 202] ;(b)g=[ 020] ;(c)g=[ 111] ;(d)g=[ 1 - 11 - ] ;(e)三组位错线方位关系 Fig.5 Contrastanalysisofdislocationconfiguration:(a)g=[ 202] ;(b)g=[ 020] ;(c)g=[ 111] ;(d)g=[ 1 - 1 1 - ] ;(e)directionsofthe threesetsofdislocationlines 3 结论 (1)在 700 ℃, 720 MPa蠕变条件下 , γ′相仍保 持立方形貌 ,蠕变初期, 位错主要在 γ基体中滑移 , 稳态蠕变期间, 基体中 1 2 位错切入 γ′相后 , 发生分解形成 1 3 超肖克利不全位错加层错 的位错组态 ,蠕变进入第三阶段 ,位错发生多系滑移 和剪切 γ′相是变形的主要机制. (2)在 900℃, 450 MPa蠕变条件下 ,初始蠕变 阶段, 基体位错密度较高 ,导致加工硬化, 无初始蠕 变阶段 .变形初期 , 位错在基体中发生 {111}多系滑移 , γ′相形筏并有位错切入.蠕变后 期 ,多滑移系开动 , a 2 位错切入 γ′相 , 导致 应变速率不断提高. (3)在 1 070 ℃, 150 MPa蠕变条件下, 合金具 有较长的稳态蠕变阶段和较低的稳态蠕变速率.γ′ 相演化成筏形 ,不同 Burgers矢量位错相遇 ,发生位 错反应形成位错网;蠕变后期 , 局部位错网被损坏, 应力集中导致位错切入筏形 γ′相内 . 参 考 文 献 [ 1] MacLachlanDW, KnowlesDM, GunturiS, etal.Adamagemechanicsapproachtostressruptureandcreepofsinglecrystalblade alloys∥Proceedingsofthe7thInternationalConferenceonCreep andFractureofEngineeringMaterialsandStructures.California, 1997:707 [ 2] SherryAH, PilkingtonR.Thecreepfractureofasinglecrystal superalloy.MaterSciEngA, 1993, 172(1 /2):51 [ 3] BlavetteD, CaronP, KhanT.Anatom-probestudyofsomefinescalemicrostructuralfeaturesinNi-basedsinglecrystalsuperalloys ∥Superalloys1988.Champion, USA, 1988:305 [ 4] MullerL, GlatzelU, Felle-KniepmeierM.Modellingthermalmisfitstressesinnickel-basesuperalloycontaininghighvolumefractionofγ′phase.ActaMetallMater, 1992, 40(6):1321 [ 5] CaronP, KhanT.Improvementofcreepstrengthinanickel-base singlecrystalsuperalloybyheattreatment.MaterSciEngA, 1983, 61(2):173 (下转第 1488页) · 1463·
。1488 北京科技大学学报 第32卷 AZ31 alby inp a rectngular secton J Mater Pocess Tehngl jing Mea llugy Industry Press 2001 2007186(1-3)片191 (谢建新，刘静安.金属挤压理论与技术.北京：治金工业出版 [6 YagH Zhang J He YM et al Effect of tmperatre and ra 社，2001) speed on isothemalextrusion for largesize ube with piecew ng I [10 W ang J Dang JX Zhang M C et al Numerical smulation pr Mater SciTechnol 2005 21(4):499 ptmization of the extuspn pocess ofGH4169 uubes JUnivSci L【刀Huang CH Xu GM Smukt知of tempemue fed ofakmnm Technol Beijng 2010 32(1)84 alby bar durng extruding Lght Alby Fabr Technol 2008 36 (王珏。董建新，张麦仓，等.G4169合金管材正挤压工艺优 (9:27 化的数值模拟.北京科技大学学报，201032(1：84) (黄成华，许光明.铝合金圆棒挤压过程温度场模拟.轻合金 [11]Wu RD W angX E Zhang I,Boundary parameters durng ghss 加工技术200836(9)片：27) ubricated hot extrusin of steel Pipes J Plst Eng 2009 16 【习Sella CM TegartW JM On hemechaim of hot depmaton (495 Ac Meta)Ⅱ196614(9)：1136 (吴任东，王雪风张磊.钢管玻璃润滑热挤压工艺的边界条 I9 Xie JX Liu JA Menl Extusin Theory and Technopgy Bei 件.塑性工程学报.200916(4)：95) (上接第1463页) [6 Caron P Henderon P J KhanT et al On the efects of heat 1 Seo SM Km IS JoCY Low cycle fatigue and fmcure beha team ent on the creep behav our of a single crystal supera lke pr ofNibase sapeml (M247LC at760C.Mater Sci Forum SaptaMen198620(6:875 2004449(11):561 I7]DIewG L.Reed R C KakchiK Sirgle crstal superalloys he [11]Hopgood AA Martin JW.The creep behav gurof a nickelbase tansition from Prmary o secondary creep//Supen lbys 2004 single crysml superalke Ma ter SiEng A 1986 82 27 Warendale 2004 127 【12 ShuiL Jin T Tian SG et a]Phase mophopgy evolution of a I8 Lukis P Kunz I.Svdoda M Fatige notch sensitivit of ult single cstalnickel base supel he01]directin during fne grained copper Mater Sci Eng A 2005 391(1/2):337 the tensile creep RareMetMa ter Eng 2009 38(5):826 【9身WrghtPK JanM Caern D Hgh cycke at8 e n a sng啡 (水丽金涛田素贵，等.【01川取向镍基单品合金高温蠕变 crysl superallay tie dependence at elevated temperaure/Su 期间Y相定向粗化行为研究.稀有金属材料与工程2009 pem lloys2004 W amenda le 2004 657 38(5):826)
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