镍基单晶高温合金常被用来制造先进航空发动机涡轮的工作和导向叶片等核心高温部件^[1,2]. 由于叶片形状和凝固过程的复杂性以及合金中难熔元素含量高等原因, 单晶高温合金部件在铸造过程中容易出现多种铸造缺陷, 其中一种常见缺陷就是晶粒类缺陷, 即存在一定角度的晶界^[3-5]. 目前的制备技术还无法获得无缺陷的单晶高温合金组织, 合金中总会存在着亚晶界、小角晶界或者大角晶界这样的晶粒类缺陷. 晶界结构及其性质强烈地影响着晶界迁移^[6,7]、元素偏聚^[8-10]和原子扩散等现象. 随着晶界角度的变化, 晶界结构与性质都会随之而变化. 另外, 温度的改变会导致晶界扩散的改变, 进而降低合金在高温下的力学性能^[11-13]. 因此, 对于每一种单晶高温合金来说都需要掌握晶界角度变化对力学性能的影响作用, 并人为地定义出一个晶界容限. 当合金中存在的晶界角度小于这一晶界容限值时, 可以把该合金近似看作为单晶合金, 并允许其在实际中运用; 当合金中存在的晶界角度大于这一晶界容限时, 则把合金判定为非单晶合金, 且不允许其在实际中运用. 由于持久寿命是高温合金设计与使用的关键, 本工作研究不同晶界角度对双晶高温合金持久性能的影响规律.

1 实验方法

实验用合金为一种含有3%Re的第二代镍基高温合金, 其化学成分(质量分数, %)为: C 0.06, Cr 6.90, Mo 1.52, Co 7.67, W 4.92, Ta 6.47, Al 6.37, Hf 0.21, Re 3.05, B 0.005, Y 0.005, Ni余量.

为了获得预定角度的双晶板状试样, 将籽晶A和B预先放置在陶瓷型壳底部以控制晶粒A和B的晶体学取向, 具体的双晶制备方法参考文献[14~17]. 陶瓷型壳在双区加热高速水冷定向凝固炉中预热使籽晶部分回熔, 然后将合金熔体浇注到预热的陶瓷型壳中. 以3 mm/min的抽拉速率下拉陶瓷型壳, 制成尺寸为240 mm×70 mm×12 mm的双晶板状试样. 所有试样中, 籽晶A和B的[001]取向始终与板状试样的长度方向平行. 固定籽晶A, 使其[100]取向始终与板状试样的宽度方向平行; 而籽晶B的[100]取向则以其[001]取向为轴进行旋转, 使籽晶A和B形成不同角度差, 进而获得不同角度的晶界(图1).

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图1   

Fig.1   双晶试样制备示意图

对铸态双晶板进行真空热处理, 热处理制度如下: 固溶处理, 1310 ℃, 2 h+1313 ℃, 2 h, 随炉空冷; 一次时效, 1130 ℃, 4 h, 随炉空冷; 二次时效, 900 ℃, 16 h, 随炉空冷. 在双晶板上切取带有晶界的试样, 经研磨抛光制成金相样品. 用Leica DM-400M光学显微镜(OM)观察显微组织. 采用JSM-6040扫描电子显微镜(SEM)中的背散射电子衍射分析(EBSD)测量双晶板的晶界角度θ. 按图1所示的方式, 从热处理后的双晶板上切取试样并加工成持久性能试样, 使晶界位于试样的正中部. 在F-25型持久试验机上进行持久实验, 测试条件分别为871 ℃, 552 MPa和1100 ℃, 120 MPa. 用SEM观察断口形貌. 为便于比较, 统一选取双晶试样上[100]取向与外加应力平行的晶粒A进行组织观察. 选取7°和25° 2种晶界角度的双晶试样, 在871 ℃, 552 MPa条件下进行15 h持久中断实验, 切取晶界附近的组织, 运用EBSD对双晶试样晶界附近的区域进行晶格扭转的测量.

2 实验结果

2.1 双晶的晶界形貌

EBSD测得双晶板的晶界角度θ分别为0°, 4.5°, 7°, 9°, 12°, 15°, 18°, 25°和30°. 图2显示了晶界角度为4.5°和30°的双晶板在晶界处的金相组织, 观察面垂直于枝晶的生长方向. 可见, 枝晶的二次枝晶臂形成十字结构. 在同一个晶粒内所有枝晶的二次枝晶臂完全平行, 在晶界处晶粒A和B中的二次枝晶臂存在角度差, 如图中夹角所示. 另外, 晶粒A和B中的二次枝晶臂在晶界处相互嵌套, 形成锯齿状的晶界面.

2.2 持久性能

871 ℃, 552 MPa和1100 ℃, 120 MPa 2种条件下的持久性能测试结果如图3所示. 每个角度均测试了2个试样, 然后取其平均值. 可以看出, 试样在晶界角度θ=0°时的持久性能明显优于其它角度的持久性能. 随着晶界角度的增加, 持久寿命具有明显下降的趋势. 而θ=30°时, 2种条件下试样的持久寿命均小于3 h.

871 ℃, 552 MPa条件下, 按照断口形貌特征及持久性能的变化可以把图3a分为I区(θ<12°)、II区(12°≤θ≤25°)和III区(θ>25°). 在I区, 试样的持久寿命由223 h降至75 h; 在II区, 试样的持久寿命由75 h降至16 h; 在III区, 试样的持久寿命小于3 h.

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图2   

Fig.2   双晶的晶界形貌

1100 ℃, 120 MPa条件下, 同样按照断口形貌特征及持久性能的变化把图3b分为I区(θ<4.5°)、II区(4.5°≤θ≤25°)和III区(θ>25°). 在I区, 试样的持久寿命由115 h降至90 h; 在II区, 试样的持久寿命由90 h降至7 h; 在III区, 试样的持久寿命小于1 h.

2.3 持久断裂试样的宏观与微观形貌

871 ℃, 552 MPa中温持久条件下试样断裂后的断口形貌如图4所示. 图4a显示了θ=0°试样的微观与宏观断口形貌. 可以看出, 断口上分布着大量的韧窝, 韧窝相遇或通过撕裂棱相互连接起来, 具有明显的穿晶断裂特征. 位于图3a中I区(θ<12°)的试样, 其微观和宏观断口形貌与图4a所示组织相似. 图4b显示了θ=12°试样的微观与宏观断口形貌. 断口横截面枝晶形貌明显, 既有穿晶断裂特征, 又有沿晶断裂特征. 位于图3a中II区(12°≤θ≤25°)的双晶试样, 其微观和宏观断口形貌与图4b所示组织相似. 但是随着晶界角度的增大, 穿晶断裂特征区域减少, 沿晶断裂特征区域增大. 当θ>25°时, 双晶试样的断口横截面枝晶形貌明显, 具有典型的沿晶断裂特征, 没有穿晶断裂特征的组织. θ=30°试样的微观和宏观断口形貌如图4c所示. 位于图3a中III区(θ>25°)的双晶试样微观和宏观断口形貌与图4c所示组织相似. 比较图4a, b和c的宏观断口形貌可以看出, 在持久过程中, 随着晶界角度的增大, 断口表面趋向光滑, 其原因在于随着晶界角度的增大, 晶界的持久强度迅速降低, 塑性变形量显著减少.

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图3   

Fig.3   晶界角度对试样持久寿命的影响

中温持久断裂后所有双晶试样的晶粒A内的γ′相均发生不同程度的粗化, 部分形成筏形组织. 图5a显示了θ=0°试样断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织. 断口附近的γ′相出现明显的筏化. 位于图3a中I区(θ<12°)的双晶试样中晶粒A处的微观组织与图5a所示组织相似. 图5b显示了θ=12°双晶试样中晶粒A处的断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织. 断口附近的γ′相部分筏化, 并发生较明显的粗化. 位于图3a中II区(12°≤θ≤25°)的双晶试样中晶粒A处的微观组织与图5b所示组织相似. 图5c显示了θ=30°双晶试样中晶粒A处的断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织. γ′相的筏化与粗化程度均小于图5b所示情况, 其原因在于晶界角度为30°时, 晶界强度非常低, 试样加载即发生断裂. 比较图5中所示的组织可以看出, 随着晶界角度的增大, 筏化程度减小, 试样的持久寿命降低.

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图4   

Fig.4   871 ℃和552 MPa 条件下试样持久断裂后的微观与宏观断口形貌

根据871 ℃, 552 MPa条件下试样持久断裂的微观与宏观形貌差异可将不同角度的晶界分为3个区域.

(I) θ<12°, 断口横截面枝晶形貌特征不明显, 存在大量韧窝及小平面, 断面较粗糙, 断口处出现严重颈缩; 纵截面γ′相筏化程度高; 断裂方式为穿晶断裂(图4a和5a).

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图5   

Fig.5   871 ℃和552 MPa 条件下试样持久断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织

(II) 12°≤θ≤25°, 断口横截面枝晶形貌明显, 大部分区域出现韧窝, 断口较平整, 未出现明显颈缩现象; 纵截面γ′相部分筏化; 断裂方式为穿晶断裂与沿晶断裂组成的混合型断裂(图4b和5b).

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图6   

Fig.6   1100 ℃和120 MPa条件下试样持久断裂后的微观与宏观断口形貌

(III) θ>25°, 断口横截面枝晶形貌明显, 未见韧窝, 断口较平滑, 未出现缩颈现象; 纵截面γ′相筏化程度低; 断裂方式为沿晶断裂(图4c和5c).

1100 ℃, 120 MPa高温持久条件下试样断裂后的微观和宏观断口形貌如图6所示. θ=0°试样的断口处出现明显的缩颈现象, 断口上的韧窝较深, 具有明显的穿晶断裂特征(图6a), 位于图3b中I区(θ<4.5°)试样的微观和宏观断口形貌与图6a所示组织相似. 图6b显示了θ=4.5°试样的微观与宏观断口形貌. 断口横截面枝晶形貌明显, 既有典型的穿晶断裂特征, 又有典型的沿晶断裂特征. 位于图3b中II区(4.5°≤θ≤25°)的双晶试样, 其微观和宏观断口形貌与图6b所示组织相似, 但是随着晶界角度的增大, 穿晶断裂特征区域减少, 沿晶断裂特征区域增大. 当θ>25°后, 双晶试样的断口表面平滑, 断口横截面枝晶形貌明显, 为典型的沿晶断裂特征. θ=30°试样的微观与宏观断口形貌如图6c所示.

高温持久断裂后所有双晶试样的晶粒A内的γ′相也发生不同程度的粗化, 部分形成筏形组织. 图7a显示了θ=0°试样断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织. 断口附近的γ′相出现明显的筏化及粗化现象. 图7b显示了θ=4.5°双晶试样中晶粒A处的断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织. 断口附近的γ′相也形成排列规整的筏化组织. 位于图3b中II区(4.5°≤θ≤25°)的双晶试样中晶粒A处的微观组织与图7b所示组织相似. 图7c显示了θ=30°双晶试样中晶粒A处的断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织. 断口附近的γ′相形状基本不变, 仍旧维持立方状.

根据1100 ℃, 120 MPa条件下试样持久断裂的微观与宏观形貌差异可将不同角度的晶界分为3个区域.

(I) θ<4.5°, 断口横截面枝晶形貌特征不明显, 存在大量较深韧窝, 断面粗糙, 断口处出现颈缩; 纵截面γ′相筏化程度高; 断裂方式为穿晶断裂(图6a和7a).

(II) 4.5°≤θ≤25°, 断口横截面枝晶形貌明显, 仅部分区域出现韧窝, 断口较平整, 未出现明显缩颈现象; 纵截面γ′相筏化程度高; 断裂方式为穿晶断裂与沿晶断裂组成的混合型断裂(图6b和7b).

(III) θ>25°, 断口横截面全部为枝晶形貌, 未见韧窝, 断口平滑, 未出现缩颈现象; 纵截面γ′相未发生筏化, 仍保持立方状; 断裂方式为沿晶断裂(图6c和7c).

对比871 ℃, 552 MPa和1100 ℃, 120 MPa 2种条件下持久试样断口的宏观形貌与微观组织, 可以看出, 871 ℃, 552 MPa条件下, 晶界角度为12°时出现沿晶断裂特征; 而1100 ℃, 120 MPa条件下, 晶界角度为4.5°时即出现沿晶断裂特征. 可见, 随着温度的升高, 晶界角度对持久性能的影响增强.

2.4 晶界附近的晶格扭转

871 ℃, 552 MPa条件下, 分别选取晶界角度为7°和25° 2种试样进行15 h的持久中断实验. 切取晶界附近的组织进行EBSD测量. 测量结果如图8所示. 图中虚线为持久中断实验前的测量结果, 实线为持久中断实验后的测量结果. 可以看出, 持久中断实验后, 图8a中双晶试样的晶界角度差由中断实验前的7°变为3°; 而图8b中双晶试样的晶界角度差由中断实验前的25°变为24°.

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图7   

Fig.7   1100 ℃和120 MPa条件下试样持久断口纵截面的宏观形貌以及断口附近的微观组织

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图8   

Fig.8   871 ℃, 552 MPa条件下15 h持久中断试样晶界附近的晶体取向变化

3 分析与讨论

3.1 晶界角度对试样持久性能的影响

晶界两端原子排列的连续性和角度差是晶界的重要特征. 由于存在晶界及晶界两侧晶粒取向有差别, 双晶体的塑性变形有着很大的不均匀性. 晶界的存在显著改变双晶体的应力场^[18]. 在宏观均匀拉力下, 双晶内应力、应变分布有明显的不均匀性, 而且与晶界角度差有关. 晶界角度不同, 应力集中程度也不同. 晶界角度差越大, 晶界区局部应力增加得越剧烈. 在外力作用下, 晶界为了保持两侧晶粒的连续性, 其本身具有一定的协调变形能力. 经过871 ℃, 552 MPa条件下15 h持久中断实验后, 晶界角度为7°的双晶试样在晶界附近发生了明显的晶格扭转, 最大取向偏差角度约为3° (图8a); 而晶界角度为25°的双晶试样未发生明显的晶格扭转(图8b). 可见, 小角度晶界处, 双晶体的各单元内几乎在同一应力范围内同时产生滑移, 而且滑移带和位错能够跨越晶界, 具有良好的协调变形能力, 晶界结合强度大, 裂纹难于在小角度晶界处萌生, 试样持久寿命较长. 大角度晶界阻碍滑移变形, 在晶界附近很难发生协调变形, 晶界结合强度小, 裂纹易于在大角度晶界处萌生并扩展, 试样持久寿命短. 随着晶界角度的增大, 晶界两侧晶体变形连续性减弱, 晶界协调能力下降, 应变在晶界处集中, 导致试样断裂.

晶界的晶界能与角度差相关. 目前, 关于晶界能与取向关系的理论Read-Shockley方程已被推广到大角度晶界, 并展开了多种模拟计算, 从计算的晶界能及晶界取向关系曲线^[19]上可以看出, 在0°≤θ≤30°之间, 晶界能随晶界角度的增大而增大. 对于实验合金, 基体的内能相等, 将试样拉断增加的表面能为外力与晶界能共同作用的结果. 随着晶界角度的增大, 晶界能越大, 外力所做的功越少, 试样越容易断裂.

此外, 单晶试样内无晶界, 枝晶排列规则, 在应力作用下形成大量的穿晶空穴及韧窝, 阻碍裂纹扩展. 双晶试样中存在晶界, 角度较小的晶界较曲折, 而角度较大的晶界较平直(图2). 在加载时, 曲折晶界处枝晶互相嵌套, 增加穿晶裂纹生长的抗力; 平直晶界处枝晶未发生嵌套, 裂纹容易扩展, 成为材料失效断裂的薄弱环节.

3.2 断裂机制

试样持久断口的微观组织不同, 所反映的断裂机制不同. 871 ℃, 552 MPa条件下晶界角度在θ<12°区间和1100 ℃, 120 MPa条件下晶界角度在θ<4.5°区间时, 试样断裂方式为穿晶断裂(图4a和6a). 断裂过程首先是在显微孔洞及γ, γ′界面等处形成大量的穿晶空穴^[20], 穿晶空穴在温度和应力的联合作用下在基体及小角度晶界处长大、扩散, 形成断口上可见的韧窝, 进而形成微裂纹. 随着变形过程的继续, 微裂纹和韧窝的数量越来越多, 尺寸越来越大, 导致出现缩颈现象^[21]. 在载荷一定的情况下, 有效横截面积减少, 其所受的单位面积应力增大, 试样快速失稳, 最终导致穿晶断裂. 此穿晶断裂机制为在应力作用下显微缩孔聚集导致应力集中而发生断裂.

871 ℃, 552 MPa和1100 ℃, 120 MPa 2种条件下晶界角度在θ>25°区间时, 试样断裂方式为沿晶断裂(图4c和6c). 试样断口横截面枝晶形貌明显, 未见韧窝. 由于大角度晶界处原子排列的相位差较大, 原子匹配性差, 晶粒间协调变形较难(图8b). 因此, 在外力作用下, 晶界滑动不能从一个晶粒传导到另一个晶粒. 此外, 位错通过滑移或攀移的方式无法通过大角度晶界, 大量在晶界处塞积, 应力集中较大, 导致裂纹在晶界处萌生、并沿着晶界扩展. 因此, 在高温变形过程中大角度晶界处易出现沿晶断裂.

871 ℃, 552 MPa条件下晶界角度在12°≤θ≤25°区间和1100 ℃, 120 MPa条件下晶界角度在4.5°≤θ≤25°区间时, 断口处枝晶形貌明显, 部分区域出现韧窝, 断口较平整(图4b和6b). 由于小角度晶界处原子排列较规则, 原子匹配性良好, 晶粒间易于协调变形(图8a). 小角度晶界通常可以看成是由一系列位错构成的. 在外力作用下, 位错可以通过滑移或攀移方式越过晶界, 晶界处塞积的位错量较少, 应力集中小. 在较长时间内, 由于晶界滑动产生的孔洞能够相互连接形成显微裂纹. 随着变形的进行, 微裂纹沿着连接起来的显微孔洞和滑动的晶界萌生并扩展, 最终导致失稳断裂. 因此, 在应力作用下显微缩孔与晶界共同作用导致出现穿晶断裂与沿晶断裂组成的混合型断裂.

3.3 温度对试样持久性能的影响

金属材料的持久性能与温度的关系可表示为^[22]:

M2=M1exp[-α(T2-T1)](1)

式中, M₁为T₁温度时的持久性能, M₂为T₂温度时的持久性能, α为材料的温度系数. 从式(1)可知, 当T₂=1100 ℃, T₁=871 ℃时, α>0, 0<exp[-α(T₂-T₁)]<1, 因此, M₂<M₁.

此外, 晶界强度随温度的升高而降低. 在等强温度以下, 晶界强度大于晶内强度; 但在等强温度以上, 晶界强度低于晶内强度^[23], 此时晶界的存在反而使试样的持久性能降低.

4 结论

(1) 单晶试样的持久性能优于双晶试样. 在双晶试样中随着晶界角度的增大, 合金的持久性能明显降低, 断裂方式由穿晶断裂逐渐过渡到沿晶断裂. 小角度晶界试样在晶界附近发生了明显的晶格扭转, 大角度晶界试样在晶界附近未发生明显的晶格扭转.

(2) 晶界角度对持久性能的影响随温度的升高而增强, 高温时较小角度的晶界处即出现沿晶断裂. 871 ℃, 552 MPa条件下实验合金12°双晶试样开始出现沿晶断裂特征; 1100 ℃, 120 MPa条件下实验合金4.5°双晶试样开始出现沿晶断裂特征. 这2个临界晶界角度值可以作为实验合金的晶界容限参考值.

参考文献

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