·618* 工程科学学报，第37卷，第5期 向中枝晶独立生长较大距离后再垂直相遇时，更易 拉伸应力轴垂直，当应力较低时，裂纹扩展较慢，每个 形成亚晶界，合金中亚晶界占比较高时对性能带来 裂纹的影响区较小，各孔洞萌生裂纹的可能性增大，所 不利影响. 以六边形小平面数量较多.六边形小平面是11]取 2.3高温980℃，200MPa蠕变断口形貌 向单晶试样蠕变断口的典型特征1-，在011]取向 图5是011]取向单晶合金经980℃，200MPa蠕 试样的拉伸断口表面观察到六边形小平面的原因可能 变断裂后的断口形貌及纵剖面的微观组织形貌.可以 与蠕变后期试样出现颈缩有关，当发生颈缩时D11] 看出：在断口表面分布着许多小平面（图5(b),这些 取向样品会发生晶体旋转，这样应力轴方向就有可能 小平面近似六边形，如图5(b)中箭头所示，各小平面 从D11]逐渐向11]取向旋转，当主应力方向接近 之间通过撕裂棱连接，每个小平面中心有一个小圆孔， 011]取向时(111)晶面承受最大正应力，解理面为 这些小圆孔是合金中原有的疏松孔洞，在蠕变后期这 (111)晶面时则表现出三次对称特征，裂纹可沿三个 些孔洞成为裂纹源，发生裂纹扩展，形成具有六角形断 等价的110〉方向扩展，因而出现六边形特征的解 裂特征的解理面.观察发现纵剖面裂纹的扩展方向与 理面. 20m 55U300E532006093 图5980℃，200MPa条件下011]取向单品合金蠕变断裂后的断口形貌及纵剖面形貌.(a)纵向剖面：(b)六边形解理面 Fig.5 Fractograph of the alloy crept at 980 C and 200 MPa together with morphology near the fracture:(a)morphology on the profile:(b)hexagon- al fracture cleavage planes as arrow-pointed 区的面积分数与塑性变形量呈正比例关系，变化趋势 3温度和应力对蠕变损伤的影响 说明了蠕变损伤程度的增加 观察750℃，870℃两个温度下蠕变中断试样的纵 向剖面，可以发现亚晶界区的y形态变化与其他区域 0.35 ■750℃ Y有明显的差别.在无裂纹出现的枝晶干区域，Y质 0.30 。870℃ 点仍然保持排列整齐的立方形态（图2~图4）.在较 0.25 高应力下，由于亚晶界迹线周围的y质点在大小和形 0.20 态方面存在差异，易导致应力集中而成为主要的裂纹 0.15 源.随着蠕变的不断深入，迹线周围形成大量位错，位 0.10 错进一步在y质点周围堆积，促使y质点的扭曲变 形.在显微镜下观察迹线区域Y相的形貌演化，在温 0.05 350400450500550600650700 度和应力的共同作用下，迹线周围形态不规则γ质点 蠕变初始应力MPa 的比例不断增加，迹线加宽并至少与一个裂纹相联系， 图6750℃和870℃不同应力蠕变断口纵向剖面上不规则y相 的面积分数与初始应力的关系 这进一步证实合金的蠕变裂纹萌生于枝晶间区的Y/ Fig.6 Dependence of the area fraction of irregular y'phase on stress γ界面处.对近断口处纵向剖面的组织结构进行定量 applied at750℃and870℃ 金相分析，750℃和870℃不同初始应力下，纵向剖面 内迹线区域不规则形态γ质点所占面积分数和施加 Gunturi等n)针对多晶蠕变损伤进行了计算，蠕变 应力的关系如图6所示.不规则Y质点所占面积分 时试样的真实横截面面积A用下式表示： 数随初始应力减小而增加，在某一应力下达到峰值，其 A=A(1-S)(1-W) (1) 后随应力的进一步减少又稍稍降低.图7显示合金在 式中：A。为试样的初始横截面面积：S为由于蠕变形变 750℃和870℃实验温度下不规则y质点聚集区的面 和颈缩产生的面缩率；W为蠕变损伤，表征材料在不同 积分数与拉伸应变量间的关系。不规则Y质点聚集 的受力环境下，由于温度、应力等因素的叠加引起承载工程科学学报，第 37 卷，第 5 期 向中枝晶独立生长较大距离后再垂直相遇时，更易 形成亚晶界，合金中亚晶界占比较高时对性能带来 不利影响． 2. 3 高温 980 ℃，200 MPa 蠕变断口形貌 图 5 是［011］取向单晶合金经 980 ℃，200 MPa 蠕 变断裂后的断口形貌及纵剖面的微观组织形貌． 可以 看出: 在断口表面分布着许多小平面( 图 5( b) ) ，这些 小平面近似六边形，如图 5( b) 中箭头所示，各小平面 之间通过撕裂棱连接，每个小平面中心有一个小圆孔， 这些小圆孔是合金中原有的疏松孔洞，在蠕变后期这 些孔洞成为裂纹源，发生裂纹扩展，形成具有六角形断 裂特征的解理面． 观察发现纵剖面裂纹的扩展方向与 拉伸应力轴垂直，当应力较低时，裂纹扩展较慢，每个 裂纹的影响区较小，各孔洞萌生裂纹的可能性增大，所 以六边形小平面数量较多． 六边形小平面是［111］取 向单晶试样蠕变断口的典型特征［11 － 12］，在［011］取向 试样的拉伸断口表面观察到六边形小平面的原因可能 与蠕变后期试样出现颈缩有关，当发生颈缩时 ［011］ 取向样品会发生晶体旋转，这样应力轴方向就有可能 从［011］逐渐向［11 1］取向旋转，当主应力方向接近 ［11 1］取向时( 11 1) 晶面承受最大正应力，解理面为 ( 11 1) 晶面时则表现出三次对称特征，裂纹可沿三个 等价的〈110〉方 向 扩 展，因而出现六边形特征的解 理面． 图 5 980 ℃，200 MPa 条件下［011］取向单晶合金蠕变断裂后的断口形貌及纵剖面形貌． ( a) 纵向剖面; ( b) 六边形解理面 Fig． 5 Fractograph of the alloy crept at 980 ℃ and 200 MPa together with morphology near the fracture: ( a) morphology on the profile; ( b) hexagon￾al fracture cleavage planes as arrow-pointed 3 温度和应力对蠕变损伤的影响 观察 750 ℃，870 ℃两个温度下蠕变中断试样的纵 向剖面，可以发现亚晶界区的 γ'形态变化与其他区域 γ'有明显的差别． 在无裂纹出现的枝晶干区域，γ'质 点仍然保持排列整齐的立方形态( 图 2 ～ 图 4) ． 在较 高应力下，由于亚晶界迹线周围的 γ'质点在大小和形 态方面存在差异，易导致应力集中而成为主要的裂纹 源． 随着蠕变的不断深入，迹线周围形成大量位错，位 错进一步在 γ'质点周围堆积，促使 γ'质点的扭曲变 形． 在显微镜下观察迹线区域 γ'相的形貌演化，在温 度和应力的共同作用下，迹线周围形态不规则 γ'质点 的比例不断增加，迹线加宽并至少与一个裂纹相联系， 这进一步证实合金的蠕变裂纹萌生于枝晶间区的 γ' / γ 界面处． 对近断口处纵向剖面的组织结构进行定量 金相分析，750 ℃和 870 ℃ 不同初始应力下，纵向剖面 内迹线区域不规则形态 γ' 质点所占面积分数和施加 应力的关系如图 6 所示． 不规则 γ' 质点所占面积分 数随初始应力减小而增加，在某一应力下达到峰值，其 后随应力的进一步减少又稍稍降低． 图 7 显示合金在 750 ℃和 870 ℃实验温度下不规则 γ' 质点聚集区的面 积分数与拉伸应变量间的关系． 不规则 γ' 质点聚集 区的面积分数与塑性变形量呈正比例关系，变化趋势 说明了蠕变损伤程度的增加． 图 6 750 ℃和 870 ℃不同应力蠕变断口纵向剖面上不规则 γ' 相 的面积分数与初始应力的关系 Fig． 6 Dependence of the area fraction of irregular γ' phase on stress applied at 750 ℃ and 870 ℃ Gunturi 等［13］针对多晶蠕变损伤进行了计算，蠕变 时试样的真实横截面面积 A 用下式表示: A = A0 ( 1 － S) ( 1 － W) ． ( 1) 式中: A0 为试样的初始横截面面积; S 为由于蠕变形变 和颈缩产生的面缩率; W 为蠕变损伤，表征材料在不同 的受力环境下，由于温度、应力等因素的叠加引起承载 · 816 ·