一种含4.5%Re/3.0%Ru的单晶镍基合金的高温蠕变行为

通过对含4.5%Re/3.0%Ru单晶镍基合金进行高温蠕变性能测试,并采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)对不同蠕变期间的试样进行组织形貌观察,研究了该合金的高温蠕变行为。结果表明,本实验所选用的单晶合金在高温蠕变期间具有良好的蠕变抗力,在1040℃/160MPa的蠕变寿命达到725h。高温蠕变初期,合金中γ′相沿垂直于应力轴方向转变成筏状结构,其稳态蠕变期间的变形机制是位错在基体中滑移和攀移越过筏状γ′相。高温蠕变后期,合金的变形机制是位错在基体中滑移和剪切筏状γ′相。位错的交替滑移使筏形γ′相扭曲,并在γ/γ′两相界面发生裂纹的萌生与扩展直至断裂,是合金在高温蠕变后期的断裂机制。     

一种含4.2%Re单晶镍基合金的蠕变行为与组织演化规律

通过蠕变曲线测定及组织形貌观察,研究了一种含4.2%Re镍基单晶合金的蠕变行为和组织演化规律。结果表明:单晶合金在试验的温度和应力范围内,对施加应力和温度有明显的敏感性,并测算出合金在稳态蠕变期间的激活能和应力指数。在蠕变初期,合金中γ′相沿垂直于应力轴方向形成N-型筏状结构,蠕变断裂后在远离断口区域形成的筏状γ′相逐渐转变成扭曲形态,在近断口区域的筏状组织转变成与施加应力轴方向呈近45°角度倾斜。合金在稳态蠕变期间的变形机制是位错攀移越过γ′相,位错的攀移通过割阶沿位错线运动而逐步实现;而在蠕变后期,合金的变形机制是位错剪切筏状γ′相。     

[110]取向DD3镍基单晶合金的组织结构及蠕变行为

通过蠕变曲线的测定及微观组织观察,研究了[110]取向镍基单晶合金的组织结构与蠕变行为。结果表明,经完全热处理后,合金中立方γ′相沿〈100〉取向规则排列;蠕变期间合金中形成筏状γ′相的取向与应力轴方向成45°角,蠕变后期在近断口区域筏状γ′相发生扭折。在1040℃、137MPa条件下,合金在稳态蠕变期间具有较高的应变速率和较短的蠕变寿命,而蠕变期间的变形特征是位错在γ基体通道中滑移和剪切筏状γ′相;其中,γ′相形成筏状结构后,沿与应力轴成45°角的基体通道承受最大剪切应力,使蠕变位错易于在基体通道中滑移,是使合金具有较大应变速率的主要原因。     

单晶镍基合金的层错能及其对蠕变机制的影响

通过对合金进行不同温度层错能的计算、蠕变性能测试及位错组态的衍衬分析,研究温度对单晶镍基合金层错能和蠕变机制的影响。结果表明:合金在760℃具有较低的层错能,其蠕变期间的变形机制是〈110〉超位错剪切进入γ′相,其中,切入γ′相的位错可分解形成(1/3)〈112〉位错+(SISF)层错的位错组态。随温度的提高,合金的层错能增大,合金在1070℃蠕变期间的变形机制是〈110〉螺、刃超位错剪切进入γ′相。在980℃,合金的层错能介于760~1070℃之间,蠕变期间的主要变形机制是〈110〉螺、刃超位错剪切进入γ′相,其中,剪切进入γ′相的螺位错由{111}面交滑移至{100}面,形成(1/2)〈110〉不全位错+反向畴界(APB)的K-W锁位错组态,这种具有面角非平面芯结构的K-W锁可抑制位错的交滑移,提高合金的蠕变抗力。其中,蠕变期间较低的应变速率仅释放较少的形变热,不足以激活K-W锁中的位错在{111}面滑移,是K-W锁在980℃得以保留的主要原因。     

一种高W单晶镍基合金的组织演化与蠕变行为

通过蠕变曲线测定及组织形貌观察,研究了一种9％W单晶镍基合金的组织演化与蠕变行为.结果表明,当在1040℃施加应力大于160MPa时,合金表现出明显的施加应力敏感性,在试验的温度范围内,合金具有较低的应变速率和较长的蠕变寿命,测定出合金的表观蠕变激活能为465kJ/mol.在蠕变初期,合金中γ'相沿垂直于应力轴方向,转变成N-型筏状结构,在稳态蠕变期间合金的变形机制是位错攀移越过筏状γ'相,而蠕变后期合金的变形机制是位错剪切进入筏状γ'相.蠕变断裂后,在试样不同区域筏状γ'相具有不同的形貌,在远离断口区域,筏状γ'相与应力轴方向垂直,而在近断口区域筏状γ'相尺寸及扭曲程度增加的原因是承受的应力及变形程度增大所致.     

一种镍基单晶合金高温蠕变期间的变形特征及元素分布

通过对一种6％Re/5％Ru镍基单晶合金进行高温蠕变性能测试、组织形貌观察及三维原子探针成分分析,研究了合金高温蠕变前后的元素分布及蠕变过程中的变形特征.结果表明,完全热处理后Al和Ta元素主要分布在合金的γ'相中.合金在1120℃/165 MPa条件下蠕变断裂后,元素在γ/γ'两相的分布发生改变,其中,Al、Ta、Cr和Co因为氧化作用导致在γ/γ'两相中的浓度均降低.此外,一部分Re、Ru、W和Mo原子富集于γ/γ'相过渡区域附近的γ基体一侧,可引起晶格畸变,增加位错运动的阻力,延缓位错剪切进入γ'相,是含Re/Ru合金具有较好高温蠕变抗力的原因之一.蠕变后期,切入相的位错可由{111}面交滑移至{100}面形成K-W锁,其保留的高数量K-W位错锁可抑制位错滑移和交滑移,是合金有较好蠕变抗力的原因之一.     

Ni基单晶高温合金的强化特点

本文研究一种在热腐蚀环境下工作的 Ni 基单晶高温合金错配度以及γ′筏状形成与性能的关系;通过蠕变和持久试验,研究合金的变形组织和强化特点。在变形过程中,基体运动位错遇γ′相受阻而在γ′相表面形成位错网络,这种位错结构在变形中形成了新的强化机制,提高了合金的蠕变抗力。     

一种含Re/Ru镍基单晶合金的蠕变行为及其机理

针对含Re/Ru单晶合金共晶组织中的高熔点元素和高推重比发动机材料的高承温能力等问题,研究了固溶温度和组织演化对其高温蠕变行为的影响。结果表明,在1328℃固溶处理的合金中仍存在粒状残余共晶,在1332℃固溶处理可将其消除,使合金在1100℃/140 MPa的蠕变寿命由321 h延长到476 h。在蠕变初期的合金中γ′相转变为N-型筏状组织,在蠕变后期位错剪切进入γ′相形成的位错锁,可抑制位错运动,使合金的蠕变抗力提高。但是高应变速率下位错的交替滑移使筏状γ′相扭折和形成亚晶,可降低合金的蠕变抗力,特别是筏状γ′相转变成“类块状”形态的逆向组织演化提高了应变速率,是合金高温蠕变较后期间的变形和损伤特征。其中,合金在1140℃寿命的大幅度降低,归因于γ′相的溶解使其尺寸减小和体积分数降低。     

二次γ′相演化对DD6单晶高温合金蠕变性能的影响

采用FESEM和TEM研究二次γ′相演化对DD6单晶高温合金760℃/785 MPa和980℃/250 MPa蠕变性能的影响。结果表明：标准热处理的DD6合金经1120℃/4 h/AC处理，基体通道内析出二次γ′相。760℃/785 MPa蠕变时，基体通道内的二次γ′相在蠕变初期阻碍a/2〈011〉位错在基体通道内运动，促进{111}〈112〉滑移在一次γ′相开动，从而缩短孕育期时间，显著增加蠕变第一阶段应变和蠕变速率。980℃/250 MPa蠕变时，基体通道内的二次γ′相在蠕变初期快速回溶，二次γ′相对980℃/250 MPa蠕变行为基本没有影响。     

一种含Re单晶镍基合金的蠕变行为

通过组织形貌观察及蠕变曲线测定,研究了一种含Re镍基单晶合金的高温蠕变行为.结果表明,4.2％Re单晶合金在1060～1100℃温度区间具有较好的承温能力,但表现出较强的施加应力敏感性.经高温蠕变断裂后,在试样不同区域γ'相具有不同的组织形貌,在远离断口区域γ'相形成的筏状组织与施加应力轴方向垂直,而在近断口区域,筏状γ'相的粗化及扭曲程度增加为该区域发生较大塑性变形所致.在蠕变后期,合金的变形机制是迹线方向为[011]和[011]的滑移位错切入筏状γ'相,主次滑移系交替开动,使筏状γ '相发生扭折形成不规则的扭曲形态,直至发生断裂是合金的蠕变断裂机制.     

热连轧GH4169合金的点阵常数与蠕变性能

通过对热连轧GH4169合金进行热处理、组织形貌观察、点阵常数测定及蠕变性能测试,研究热连轧GH4169合金的点阵常数与蠕变行为。结果表明:热连轧GH4169合金主要由γ基体、γ′和γ″相组成,经标准热处理后,合金中部分粒状γ′相重溶,且又在基体中析出扁平状γ″相;经X射线衍射分析表明,与热连轧合金相比,THR-ST-GH4169合金中γ基体、γ′和γ″相的点阵常数较小,但各相之间具有较大的晶格错配度,可有效阻碍位错运动,是合金具有较高蠕变抗力和较长蠕变寿命的重要因素之一;在蠕变期间,热连轧合金的主要变形机制为位错的双取向滑移,而在THR-ST-GH4169合金中,可形成形变孪晶和发生位错滑移。     

单晶镍基合金高温蠕变期间的组织结构及演化

通过测定［００１］取向单晶镍基合金的蠕变曲线，结合ＳＥＭ、ＴＥＭ观察表明，合金中组织结构的变化对蠕变抗力有明显影响。蠕变Ⅰ、Ⅱ阶段，蠕变的微观机制是位错的攀移；蠕变第三阶段，位错大量切入筏状γ相中，降低了合金的蠕变抗力，发现交替滑移使筏状γ相扭曲，致使γ／γ两相界面产生空穴或微裂纹，是蠕变断裂的直接原因。     

单晶镍基合金高温烃期间的组织结构及演化

通过测定［００１］取向单晶镍基合金的蠕变曲线，结合ＳＥＭ、ＴＥＭ观察表明，合金中组织结构的变化对蠕变抗力有明显影响。蠕变Ⅰ、Ⅱ阶段，蠕变的微观机制是位移的攀移；蠕变第三阶段，位错大量切入筏状γ＇相中，降低了合金的蠕变抗力，发现交替滑移使筏状γ＇相扭曲，致使γ＇／γ两相界面产生空穴或微裂纹，是蠕变断裂的直接原因。     

一种GH4169镍基合金的组织结构与蠕变性能

通过对一种等温锻造GH4169镍基合金进行直接时效处理,蠕变性能测试及组织形貌观察,研究了该合金的组织结构与蠕变行为。结果表明,GH4169合金的组织结构由γ基体,γ′相、γ″相和δ相组成,且各相之间保持共格界面。测定出合金在660℃/700MPa条件下的蠕变寿命为123h。合金在680℃/700MPa的蠕变寿命为39h,在实验温度和应力范围内,计算出直接时效合金的蠕变激活能为588.0kJ/mol。合金在蠕变期间的变形机制是位错滑移和孪晶变形,其中,沿晶界析出的粒状碳化物,可抑制晶界滑移,是使合金具有较好蠕变抗力的主要原因。随蠕变进行,开动的滑移系中位错运动至晶界受阻,并塞积于该区域引起应力集中,当应力集中值大于晶界的结合强度时,可促使其在与应力轴垂直的晶界处发生裂纹的萌生与扩展,直至断裂,是合金在蠕变期间的断裂机制。     

定向凝固Ni3Al基高温合金IC10的760℃蠕变机理EI北大核心

研究了定向凝固高温合金IC10在760℃/750MPa条件下的恒载拉伸蠕变机理。结果表明:在760℃/750MPa条件下蠕变时,IC10合金组织稳定,TEM位错形貌中有反向畴和层错,位错切过γ′是合金的主要蠕变机制。蠕变裂纹均产生于γ基体和碳化物界面上,并沿着垂直于应力轴方向在基体中扩展。     

定向凝固Ni3Al基高温合金IC10的760℃蠕变机理

研究了定向凝固高温合金IC10在760℃/750MPa条件下的恒载拉伸蠕变机理.结果表明:在760℃/750MPa条件下蠕变时,IC10合金组织稳定,TEM位错形貌中有反向畴和层错,位错切过γ′是合金的主要蠕变机制.蠕变裂纹均产生于γ基体和碳化物界面上,并沿着垂直于应力轴方向在基体中扩展.     

FGH95粉末镍基合金的组织结构与蠕变断裂特征

通过对不同工艺处理FGH95合金进行组织形貌观察及持久性能测试,研究了组织结构对合金持久性能的影响规律。结果表明:经1150℃固溶和时效处理后,合金中有粗大γ′相在较宽的边界区域不连续分布,其周围存在γ′相贫化区;经1160℃固溶及时效处理后,合金中粗大γ′相完全溶解,在晶内弥散分布高体积分数的γ′相,并有粒状(Cr,Nb)23(C,B)6硼碳化合物在晶内及沿晶界不连续析出;经1165℃固溶和时效后,合金的晶粒尺寸明显长大,并有硬而脆的碳化物膜沿晶界连续析出。在650℃、1034MPa条件下,经1160℃固溶和时效合金具有较高蠕变抗力和较长持久寿命,蠕变期间的变形机制是位错以Orowan机制饶过γ′相、或位错剪切γ′相,其中晶界处不连续析出的粒状碳化物可有效阻碍位错滑移,是使合金具有较好蠕变性能的主要原因。蠕变后期,合金的变形特征是晶内发生单取向滑移,随蠕变进行位错在晶界处塞积,并引起应力集中,致使裂纹在晶界处萌生及扩展是合金的蠕变断裂机制。     

冷却方式对热连轧GH4169合金组织与蠕变行为的影响

通过对不同方式冷却的热连轧GH4169合金进行直接时效处理、蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了冷却方式对热连轧GH4169合金的组织结构与蠕变行为的影响。结果表明:"水冷"HCR-GH4169合金经直接时效后,其组织由细小晶粒组成,大量细小γ′,γ″相在晶内弥散析出,可提高合金蠕变抗力,而"空冷"热连轧合金晶粒尺寸较大,且在基体中析出的γ′,γ″两相的数量明显减少;在实验条件下,"水冷"热连轧合金经直接时效后具有较好的蠕变抗力和较长的蠕变寿命;热连轧及直接时效合金在蠕变期间的变形机制是位错在基体中发生单、双取向滑移和孪晶变形,在蠕变后期,裂纹在晶界处萌生和扩展,并发生沿晶断裂是合金的蠕变断裂机制。     

固溶处理的热连轧GH4169合金的组织与蠕变特征

通过对热连轧GH4169合金进行固溶和时效处理、组织形貌观察和蠕变性能测试,研究了固溶和时效处理合金的组织结构和蠕变特征。结果表明,经固溶和时效处理合金由较大尺寸晶粒组成,并具有明显的孪晶特征,且细小γ′、γ″相在晶内弥散析出,可提高合金的蠕变抗力;在实验应力和温度范围内,测得该合金的蠕变激活能为537.8kJ/mol,且对施加应力和温度具有敏感性;在蠕变期间,热连轧GH4169合金的变形特征是位错的单双取向滑移和孪晶变形,随着蠕变进行,裂纹沿晶界萌生和扩展到发生沿晶断裂是该合金的蠕变断裂机制。     

一次枝晶间距对DD26单晶高温合金持久各向异性的影响

研究了取向对高速冷却法(DD26-HRS)和液态金属冷却法(DD26-LMC)制备的DD26单晶高温合金760℃/670 MPa条件下持久性能的影响。结果表明,DD26-HRS合金一次枝晶间距明显大于DD26-LMC合金,而且DD26-HRS合金持久各向异性更为严重。位错形貌显示靠近[001]-[012]边界试样变形以基体内多滑移为主。由于DD26-HRS合金γ′相尺寸较大,抑制了层错带剪切γ′相的变形机制,从而使得DD26-HRS合金持久寿命高于LMC合金。然而,靠近[001]-[112]边界试样变形以单方向层错剪切γ′相为主,基体内开动的位错较少,DD26-HRS合金枝晶间粗大的碳化物相周围易于位错的堆积,从而萌生裂纹并沿碳化物界面迅速开裂,造成DD26-HRS合金持久寿命低于DD26-LMC合金。