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}<110>位错切入Y相，并按相同方式分解. 组{111}<110>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}<110 >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}<110 >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·