一种4.5%Re镍基单晶合金在980℃蠕变期间的变形与损伤机制

通过蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了一种Re含量为4.5%Re(质量分数,下同)的镍基单晶合金的高温蠕变行为、变形和损伤机制。结果表明,4.5%Re合金在980℃/300MPa的蠕变寿命为169h。蠕变初期,合金中立方γ′相转变为垂直于应力轴的N型筏状结构。稳态蠕变期间,合金的变形机制为位错在基体中滑移和攀移越过筏状γ′相。蠕变后期,合金的变形机制为位错在基体中滑移和剪切进入筏状γ′相。由于γ基体通道较窄,位错在基体通道中滑移所需的阻力较大。剪切进入γ′相的110超位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成K-W锁,从而抑制位错的滑移和交滑移,这是合金具有较好蠕变抗力的主要原因。主/次滑移位错的交替开动,可致使筏状γ′相扭曲,并促使裂纹在筏状γ/γ′两相界面萌生;裂纹沿垂直于应力轴方向扩展,直至断裂,这是合金的蠕变断裂机制。     

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.     

[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。     

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。     

Ni3Al基高温合金不同温度下变形组织的透射电镜观察

本文利用透射电镜对Ni_3Al基高温合金的初始状态、室温和870℃下瞬时拉伸和1100℃持久蠕变试样的微观组织及位错组态进行了观察。结果表明:合金在γ/γ′界面上存在大量网络化的错配位错,这些位错在变形时对基体γ′中的位错运动起强烈的阻碍作用;在1100℃持久蠕变过程中合金组织发生显著变化,γ相聚集回溶成高位错密度的胞状组织,对合金仍起强化作用。γ相是合金的强化相。     

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.     

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。     

近[001]取向DD6单晶高温合金980℃/250MPa持久性能各向异性研究

通过不同取向DD6单晶高温合金980℃/250MPa持久测试,研究了取向对980℃持久性能的影响。结果表明:[001]取向偏离主应力轴15°以内,DD6单晶高温合金980℃/250MPa持久寿命相当,没有各向异性。这主要是由于近[001]取向DD6单晶高温合金多个〈110〉{111}滑移系共同作用的结果。同时,原子扩散造成的γ′筏排和γ/γ′相界面形成的位错网也降低持久性能各向异性。     

轧制温度对双辊铸轧硅钢形变与再结晶织构的影响

采用宏微观织构分析相结合的方法,研究了轧制温度对双辊铸轧Fe-2.8%Si-0.8%Al硅钢形变与再结晶织构的影响。室温和200℃轧制样品形变织构均由α(〈110〉∥RD)、γ(〈111〉∥ND)和λ(〈001〉∥ND)纤维织构组成,但200℃轧制显著减弱α、λ形变织构,增强γ形变织构特别是1/4层的{111}〈110〉织构。200℃轧制时,剪切带数量增多、储能增强,从而促进了Goss({110}〈001〉)、Cube({001}〈100〉)再结晶晶粒分别在γ和{111}〈110〉形变基体剪切带的大量形核,γ再结晶晶粒在晶界少量形核以及Goss和Cube再结晶晶粒的增多,有效抑制了γ织构。λ织构的变化由Cube和{001}〈110〉的变化共同决定,在1/4层,Cube织构显著增强导致λ织构的增强;在中心层,Cube略微增强而{001}〈110〉显著减弱导致λ织构的减弱。     

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。     

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。     

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。     

一种第三代单晶高温合金中高温横向持久性能EI北大核心CSCD

研究一种镍基第三代单晶(single crystal,SC)高温合金在760℃/800 MPa,980℃/250 MPa与1100℃/137 MPa条件下的横向持久性能。结果表明:在760℃/800 MPa,980℃/250 MPa与1100℃/137 MPa条件下,该合金横向持久寿命与伸长率均低于纵向;横向与纵向持久断裂后的位错组态特征一致,760℃/800 MPa条件下断裂后γ′相中存在相交的层错,而1100℃/137 MPa条件下断裂后γ/γ′相界面形成位错缠结与高密度位错网;横向与纵向在760℃/800 MPa条件下为类解理断裂与韧窝断裂的混合断裂,而在980℃/250 MPa与1100℃/137 MPa条件下为韧窝断裂;第一代单晶高温合金DD3、第二代单晶高温合金DD6与本研究的第三代单晶高温合金中高温横向持久断裂机制基本一致;外应力方向垂直于定向凝固过程形成的一次枝晶间界面,是横向持久性能低于纵向的主要原因。     

一种第三代单晶高温合金中高温横向持久性能

研究一种镍基第三代单晶(single crystal, SC)高温合金在760℃/800 MPa,980℃/250 MPa与1100℃/137 MPa条件下的横向持久性能。结果表明:在760℃/800 MPa,980℃/250 MPa与1100℃/137 MPa条件下,该合金横向持久寿命与伸长率均低于纵向;横向与纵向持久断裂后的位错组态特征一致,760℃/800 MPa条件下断裂后γ′相中存在相交的层错,而1100℃/137 MPa条件下断裂后γ/γ′相界面形成位错缠结与高密度位错网;横向与纵向在760℃/800 MPa条件下为类解理断裂与韧窝断裂的混合断裂,而在980℃/250 MPa与1100℃/137 MPa条件下为韧窝断裂;第一代单晶高温合金DD3、第二代单晶高温合金DD6与本研究的第三代单晶高温合金中高温横向持久断裂机制基本一致;外应力方向垂直于定向凝固过程形成的一次枝晶间界面,是横向持久性能低于纵向的主要原因。     

Fe-Ni基合金中次生η相的析出机理

针对奥氏体合金中次生η相与基体位向关系存在的不同看法，研究了铁镍基奥氏体合金大量次生η相的析出机理，结果表明，η相与基体之间有良好的共格关系：{001}η／／{111}γ，（110）γ／／（210）η．晶界η相首先在一般无规晶界γ＇相处通过不全位错滑移产生堆垛层错带的方式形核，之后通过原子控制长程扩散机制的台阶方式在基体中长大，进入晶界另一侧与之匹配差的晶粒中，晶界随之一起迁动．η相的析出伴随着附近区域γ＇相的溶解和消失．     

FGH95粉末镍基合金的组织结构与蠕变特征

通过蠕变曲线的测定及组织形貌的观察,研究了FGH95粉末镍基合金的蠕变行为及变形特征.结果表明:FGH95粉末镍基合金在试验的温度和应力范围内,具有明显的施加温度和应力敏感性,并测算出合金的蠕变激活能和应力指数.合金的组织结构由一次、二次、三次γ'相及弥散分布的碳化物组成,在粉末颗粒之间具有较宽的晶界.蠕变期间,在合金晶粒内的变形以单取向或双取向滑移方式进行,并在滑移迹线附近有细小碳化物析出,而较宽的晶界由于剧烈变形可发生碎化形成细小晶粒.合金在蠕变期间的微观变形机制是位错发生双取向滑移,其中(1/2)《110》位错在γ基体相中运动,《110》超位错存在于γ'相内,而层错的形成是由于《110》超位错分解为(1/3)《112》超肖克莱不全位错所致.     

两种“W替Re”型低成本第二代镍基单晶高温合金的高温持久变形机制

用扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)观察两种“W替Re”型低成本第二代镍基单晶高温合金分别在982℃/248 MPa和1070℃/137 MPa条件下持久变形断裂后的微观组织，研究了其变形的机制。结果表明，两种合金的持久性能均达到第二代单晶高温合金的水平；持久变形断裂后γ’相连接并合并成“N型筏”结构，随着与距离断口位置的接近γ’相的扭曲变形程度加剧。在相同条件下8.5W+1.0Re合金γ’相的筏形化程度比8.0W+1.5Re合金低；与982℃/248 MPa条件相比，在1070℃/137 MPa下两种合金持久变形断裂后的界面位错网更加致密。在相同条件下，8.0W+1.5Re合金比8.5W+1.0Re合金的位错网更致密，8.5W+1.0Re合金在两条件下持久变形断裂后都能观察到剪切进γ’相的a<010>超位错；两种合金失稳断裂的主要原因是，γ基体中的a/2<110>位错剪切进入γ’相使筏形γ’相变形加剧，裂纹在γ/γ’界面处萌生和扩展，最终使合金断裂；γ/γ’两相界面上的位错网和a<010>超位错可在一定程度上提高合金的持久变形抗力。     

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。