。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<0.014和N余量.001取向的单晶 蠕变速率较低，当蠕变持续60h后，进入加速蠕变 由选晶法制取，在ZGG一25A型真空感应定向凝固 阶段，加速蠕变阶段持续时间几乎与稳态蠕变时间 炉中拉制单晶试棒.选用的热处理制度为1300℃， 相同. 20 T=700℃ a T=900℃ 30 7=1070℃ 16 16 d=720 MPa =450 MPa 24 0=150MPa 燮12 12 芝18 台8 12 4 6 0 0 60120180240300360 020406080100120 020406080100120140 时间h 时间： 时间h 图1合金在不同条件下的蠕变曲线.（两700℃720MP(b)900℃450MPg(c)1070℃150MPa Fig1 Creep curves of he alky under different canditions(a700℃，720MPa(b)900℃450MPa(91070℃150MPa 2.2合金在拉伸蠕变期间的变形特征 2.21700℃720MP蠕变期间的变形特征 图2(，(9所示。基体10心位错切入Y相 图2为合金在700℃720MP条件下不同蠕变 后，常发生如下位错分解反应： 阶段的位错组态.从图2(a)中可以看出，Y相呈立 2I10→12刘++612界面) 方体形态，变形初期位错主要集中在基体Y相内， 分析认为：随着合金的应变增大，位错密度增加，产 (1) 生应力集中，导致基体中2<110心>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}<12>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 .Ca￾ron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<0.014和 Ni余量. 001 取向的单晶 由选晶法制取,在 ZGG-25A型真空感应定向凝固 炉中拉制单晶试棒.选用的热处理制度为 1 300 ℃, 4 h, AC(空冷 )+1 100 ℃, 4 h, AC +870 ℃, 16 h, AC.热处理后将单晶试棒加工成标准蠕变试样, 晶 体取向偏差在 4°以内 .分别在 700 ℃、 720 MPa, 900 ℃、450 MPa和 1 070 ℃、150 MPa条件下进行单 轴恒载拉伸蠕变性能测试, 将拉伸蠕变断裂后的样 品和部分中断试验的样品沿拉伸轴向切取样品, 利 用双倾台在 JEOL-2010型透射电镜 (TEM)上观察 变形合金的位错组态 ,将不同条件蠕变断裂后的样 品进行长时间超声波清洗后 ,在扫描电镜 (SEM)上 观察断口形貌 . 2 试验结果与分析 2.1 蠕变特征 在 700 ℃、720 MPa, 900℃、450 MPa和 1 070 ℃、 150 MPa条件下进行拉伸蠕变性能测试 , 测定的蠕 变曲线如图 1所示 .在 700 ℃, 720 MPa和 1 070 ℃, 150 MPa蠕变条件下, 蠕变曲线的特征相似 ,曲线由 初始蠕变阶段 、稳态蠕变阶段和加速蠕变阶段组成, 稳态蠕变持续时间几乎占总寿命的 70%以上 .在 900 ℃, 450 MPa蠕变条件下, 无初始蠕变阶段 ,稳态 蠕变速率较低 , 当蠕变持续 60 h后 , 进入加速蠕变 阶段 ,加速蠕变阶段持续时间几乎与稳态蠕变时间 相同 . 图 1 合金在不同条件下的蠕变曲线.(a)700℃, 720MPa;(b)900℃, 450MPa;(c)1 070℃, 150MPa Fig.1 Creepcurvesofthealloyunderdifferentconditions:(a)700℃, 720MPa;(b)900℃, 450MPa;(c)1 070℃, 150MPa 2.2 合金在拉伸蠕变期间的变形特征 2.2.1 700 ℃, 720 MPa蠕变期间的变形特征 图 2为合金在 700 ℃, 720 MPa条件下不同蠕变 阶段的位错组态 .从图 2(a)中可以看出, γ′相呈立 方体形态, 变形初期位错主要集中在基体 γ相内 . 分析认为:随着合金的应变增大, 位错密度增加 ,产 生应力集中, 导致基体中 a 2 <110 >位错切入 γ′ 相 ,并发生位错分解, 形成 1 3 <112 >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 <110 >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·