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本文采用AM3合金为实验材料,使用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、示差扫描量热分析(DSC)和能谱分析(EDS)等方法研究了镍基单晶高温合金组织、持久性能对凝固速率的响应,并在此基础上制备合金,进一步研究了合金的高温低应力蠕变行为和热机械疲劳行为,实验结果表明:
1.AM3合金的凝固速率响应
在四种凝固速率下制备的AM3合金凝固形态均为枝晶组织；随着凝固速率增大,枝晶间距逐渐减小,γ相尺寸变小且形貌更加规则,共晶组织变得细小分散；随着凝固速率增大,Al、Ti、Ta等元素的偏析系数变小,W元素的偏析系数增大,共晶组织内的元素偏析程度减轻,热处理态合金的均匀化程度逐渐提高。随着凝固速率增大,合金中的显微疏数量逐渐增多,最高凝固速率(7mm/min)合金中的孔洞数量明显多于其它三种合金。凝固速率为2、4、6mm/min的合金的高温持久性能没有明显差别,而凝固速率为7mm/min的合金中的大量铸造孔洞导致其寿命较短,伸长量较其它合金降低约50％；均匀化程度与孔洞数量两种影响因素叠加的结果是存在一个适宜凝固速率区间,使合金表现出最佳性能。对于AM3合金而言,4、6mm/min为适宜的凝固速率。
2.AM3合金的高温蠕变行为
AM3合金蠕变速率呈现出先减小再增大的变化趋势,当应变量达到一定临界值(1±0.2％)后,变形速率迅速上升,蠕变进入第三阶段。1000℃和1100℃蠕变的表观应力指数n分别为8.6和13.1,970℃-1050℃范围内的表观蠕变激活能Qc为575kJ/mol。高温蠕变初始阶段的主要变形机制为a/2<110>{111}型位错环在基体内运动。高温蠕变稳态阶段主要存在两种变形机制,分别为位错切割γ相和界面位错攀移。1000℃、160-220MPa蠕变稳态阶段的主要变形机制为位错切割γ相。在蠕变稳态阶段后期,超位错在γ相内部连续滑移导致合金变形加剧。1100℃、120-150MPa蠕变稳态阶段的主要变形机制为γ/γ两相界面位错的攀移,位错在垂直于主应力轴方向进行滑移和负攀移,并排出大量空位,空位扩散至孔洞处造成了铸造孔洞的长大和新蠕变孔洞的萌生,大量孔洞开裂导致合金在蠕变第三阶段变形速率迅速上升并发生断裂。
3.AM3合金的热机械疲劳行为
AM3合金在IP TMF实验时承受压平均应力,在OP TMF时承受拉平均应力。随着机械应变幅增大,疲劳寿命逐渐下降,应力范围和塑性应变量逐渐增大。AM3合金在IP和OP TMF实验时都表现为高温半周循环软化低温半周循环硬化,平均应力幅值随循环的累积不断增大。在IP TMF实验中,主要变形机制为a/2<110>{111}型位错在基体内的滑移和交滑移运动。在OP TMF实验中,合金主要的变形特征是局部区域滑移带的运动。合金的热机械疲劳寿命主要有蠕变、环境和疲劳等三种控制因素,这导致TMF寿命往往低于等温低周疲劳寿命。在IP TMF实验中,AM3合金的断裂方式为微孔聚集型断裂。在OP TMF实验中,裂纹起始于试样表面应力集中处,并沿着局部滑移带区域在{111}内向合金内部扩展。在IP和OP两种相位的实验中,拉应力都对合金的断裂起到了主导作用。