下载文档原格式
50宝钢技术2022年第6期一种高A1钻基高温合金Laves相回溶规律分析赵雅婷，马天军，田沛玉(宝武特种冶金有限公司，上海200940)摘要:GH6783合金是我国近年研制的第四代低膨胀钴基变形高温合金，由于合金中(A1 +Nb)含量达到8.4%,使得合金铸锭成分容易产生枝晶偏析，出现低熔点共晶相，严重制约着合金热加工性能及质量的提高。
因此，解决偏析问题对改善合金加工塑性及组织均匀非常重要，而掌握Laws相回溶规律成为消除合金Nb元素枝晶偏析首要解决的问题。
为了掌握其回溶规律，测量分析了GH6773合金钢锭Laws相的初熔点，并对其进行了探讨，以期能为后期解决GH6783合金钢锭偏析问题提供可靠的理论基础。
关键词：Laws相；偏析；回溶中图分类号:TG142.1文献标志码：B文章编号：1008-0716(2020)06-0050-03doi：10.3969/j.issn.1008-0716.2020.•G.009Analysis of Laws phase dissolution in a high A1Cobalt-based superalloyZHAO Yating,MA Tianjun and TIAN Peiyu(BAOWU Special MetaHuras Co.,Ltd.,Shanghai200942,China)Abstract:GH6783Ploy is thv foorth-gev eratiod low-expansioo codalt-basey dVoonV superallop dewlopeV in China in recevt pvo.Thv At+Nb contevt of0—allop reachcs8.4%,which mavs thv allop inaot evsy to proyuco deynopo seyreyatioy ant low meltina point evtecho ppasi, which serioystp the improvemeyt of hot-woraina perfoonancy ant qudlity of the Hpp•Therefora,solvina the scvo—tion is wa impoOant te lNprovv the processina plasticite ant microstractura uniformite of the Ploy,and masterina the L pws ppasi bachWissolution law hps become the priNara solution te elimina-y the deynri-y seyreyation of the allop•In ot O ct te ozsp the law of V s dissolutiop,this pdpvr mevsures ant analyzes the initiaO meltina of Laves ppaso of GH6783inao-,and dischsses it in orOet te provine a reliante theoreticht basis fot solvina the seyreyatiop protlem of GH6773O uzKer worat:laves phase;seyreyatiop;bpch-dissolutiopGH6783合金是Fe-Ni-Wo基的低膨胀高温合金，由于加入了3%的Nb和5.4%的At[1-2],使该合金在具有较低热膨胀系数的同时，也具有良好的抗氧化和抗缺口敏感性能。
高温合金材料的变形机制与变形行为在高温环境下，材料的性能表现变得尤为重要。
因此，高温合金材料的研究和应用成为了材料科学领域的重要课题之一。
高温合金材料具有出色的耐高温性能和抗氧化性能，被广泛应用于航空航天、汽车工业、能源行业等领域。
高温合金材料的变形机制主要包括塑性变形和本构关系两个方面。
塑性变形是材料在外力的作用下，经过变形能够恢复到原始形状的能力。
本构关系则描述了材料的应力和应变之间的关系。
塑性变形的机制取决于高温合金材料的晶体结构和晶体的变形行为。
晶体结构对高温合金的耐高温性能至关重要。
高温合金通常采用面心立方晶体结构，这种结构能够提供更好的机械性能和抗氧化性能。
高温合金材料的变形行为主要包括滑移、蠕变和晶界滑移等。
滑移是指晶体中的原子沿着晶面或晶轴方向滑动，从而使晶体发生塑性变形。
蠕变是指在高温环境下，材料在持续荷载下发生的时间依赖性塑性变形。
晶界滑移是指晶界附近的原子在应力作用下的位移。
滑移、蠕变和晶界滑移是高温合金材料变形机制的重要组成部分，也是高温材料高温性能的关键因素。
通过深入研究这些变形行为可以提高高温合金材料的性能，进一步推动高温材料的发展。
材料的本构关系描述了材料的应力和应变之间的关系。
高温合金材料的本构关系通常采用应变硬化本构模型来描述。
应变硬化是指材料在应变增加时，其抗力也会相应增加。
通过研究材料的本构关系，可以预测材料在高温环境下的力学行为。
除了塑性变形和本构关系，高温合金材料的变形机制还涉及热膨胀和热应力等因素。
在高温环境下，材料会因为温度的变化而发生膨胀，从而引起应力的变化。
热应力对材料的变形行为具有重要的影响，特别是对于高温合金材料来说。
总的来说，高温合金材料的变形机制与变形行为对材料的性能和应用具有重要影响。
深入研究高温合金材料的变形机制和本构关系，可以为材料的设计和制备提供重要的理论依据。
同时，加强对高温合金材料的研究和应用，将为航空航天、汽车工业和能源行业等领域的发展提供更好的支持。
钴基高温合金的疲劳及断裂行为研究钴基高温合金是一种在高温环境中具有优异性能的重要材料。
它具有高的熔点、良好的耐热和耐腐蚀性能，因此被广泛应用于航空航天、能源等领域。
然而，在长时间高温和循环加载条件下，钴基高温合金容易出现疲劳断裂现象，影响其使用寿命和可靠性。
疲劳是材料在经历了一定数量的循环加载后出现的一种本质性损伤。
钴基高温合金经过长时间高温循环加载后，由于内部组织结构发生变化、晶界滑移、氧化膜生成等原因，其力学性能会逐渐下降，导致疲劳寿命的降低。
因此，对钴基高温合金的疲劳行为进行深入研究，对于延长其使用寿命和提高材料的可靠性具有重要意义。
断裂行为是材料疲劳过程中最终破坏的表现。
对钴基高温合金疲劳断裂行为的研究可以帮助我们了解其断裂机制和影响因素，并提出相应的改善措施。
一般来说，钴基高温合金的疲劳断裂行为可以分为裂纹萌生、裂纹扩展和破坏三个阶段。
在钴基高温合金中，裂纹的萌生是疲劳断裂的起始阶段。
由于高温和应力作用下，钴基高温合金晶界处存在致密的氧化膜，它可以起到防止裂纹萌生的作用。
然而，在长时间高温循环加载下，氧化膜容易发生剥落和破裂，进而导致裂纹的萌生。
此外，材料中的夹杂物和晶界缺陷也会成为裂纹萌生的起点。
因此，提高钴基高温合金的氧化膜稳定性和减小夹杂物和晶界缺陷的含量，可以有效延缓裂纹的萌生。
裂纹的扩展是疲劳断裂的主要阶段。
在钴基高温合金中，裂纹扩展主要发生在晶界和夹杂物周围。
晶界处由于晶粒的不连续性，裂纹扩展的阻力较小，容易形成裂纹跳跃和迁移。
夹杂物是裂纹扩展的主要阻碍因素，裂纹在夹杂物周围发生大幅度弯曲和分叉，使裂纹扩展的路径变得复杂。
因此，降低晶界裂纹扩展的速率和改善夹杂物裂纹扩展的路径，是提高钴基高温合金疲劳断裂韧性的关键。
最终，当裂纹扩展到一定长度时，会引起材料的破坏。
钴基高温合金的破坏通常表现为韧性断裂和脆性断裂两种形式。
韧性断裂是裂纹在材料中扩展过程中伴随着大量的塑性变形，并伴有明显的韧性断口。
增材制造镍基高温合金中位错胞状结构特征
及演化规律
镍基高温合金是一类被广泛应用于高温工作环境下的重要材料。
在增材制造过
程中，镍基高温合金的位错胞状结构特征和演化规律对材料的性能和稳定性具有重要影响。
位错胞状结构是由位错线和周围晶格的局部失配产生的，通过位错的移动和聚
集形成复杂的位错网络。
镍基高温合金中的位错胞状结构主要表现为沿晶、穿晶和顶晶位错。
这些位错胞状结构会影响材料的力学性能、热膨胀性以及抗氧化性能。
在增材制造过程中，由于高温激励和快速冷却等因素的影响，镍基高温合金中
的位错胞状结构会产生演化。
研究发现，随着制造温度和速度的增加，位错胞状结构往往会发生变化。
具体来说，位错的密度和速度会影响位错胞状结构的演化方式。
此外，位错的沿晶运动和聚集也会导致位错胞状结构的变化。
针对镍基高温合金中位错胞状结构的演化规律，研究人员进行了一系列实验和
模拟研究。
他们发现，在增材制造过程中，合适的制造温度和速度可以控制位错胞状结构的演化，从而达到优化材料性能的目的。
此外，纳米颗粒和添加剂的引入也可以影响位错胞状结构的形成和演化。
总结而言，镍基高温合金中位错胞状结构的特征和演化规律对于增材制造过程
中材料性能的控制和优化具有重要意义。
通过深入研究位错胞状结构的演化机制，可以为合金材料的设计和制造提供理论指导和技术支持。
㊀第43卷㊀第3期2024年3月中国材料进展MATERIALS CHINAVol.43㊀No.3Mar.2024收稿日期:2021-07-29㊀㊀修回日期:2021-11-25基金项目:国家自然科学基金钢铁联合研究基金重点项目(U1960204);国家自然科学基金面上项目(51871042,52171107);中央高校基本科研业务费专项资金项目(N2023026)第一作者:张旭明,男,1998年生,硕士研究生通讯作者:高秋志,男,1981年生,副教授,硕士生导师,Email:neuqgao@马庆爽,女,1989年生,讲师,硕士生导师,Email:maqsneuq@DOI :10.7502/j.issn.1674-3962.202107062新型钴基高温合金成分设计的研究进展张旭明1,2,马庆爽1,2,张海莲3,毕长波4,张会杰1,2,李会军5,高秋志1,2(1.东北大学秦皇岛分校资源与材料学院,河北秦皇岛066004)(2.东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室,辽宁沈阳110819)(3.秦皇岛市道天高科技有限公司,河北秦皇岛066000)(4.东北大学秦皇岛分校控制工程学院,河北,秦皇岛066004)(5.天津大学材料科学与工程学院,天津300354)摘㊀要:传统钴基高温合金的强化机制为固溶强化和碳化物强化,弱于有序γᶄ相沉淀强化的镍基高温合金的强化效果,日本学者发现了有序γᶄ相强化的Co-Al-W 系新型钴基高温合金,其强化效果明显优于传统钴基高温合金㊂由于新型钴基高温合金具有较传统镍基高温合金更高的承温能力以及更加优异的高温抗蠕变性能和抗氧化性能,因此被认为是最具潜力的航空发动机热端材料之一,近年来得到迅速发展㊂基于国内外学者对新型钴基高温合金的研究成果,系统总结多种合金元素(如Ta,Ti,W 和Nb 等)对新型钴基高温合金组织和性能的影响㊂在组织方面,总结合金元素对合金相变温度㊁γᶄ相的体积分数及形态㊁γᶄ相的尺寸㊁γ/γᶄ两相晶格错配度和有害相的影响;在性能方面,总结合金元素对合金抗氧化性能㊁力学性能及抗蠕变性能的影响,以期为新型钴基高温合金的成分设计提供参考㊂最后对新型钴基高温合金成分的高效率设计进行展望㊂关键词:钴基高温合金;成分设计;γᶄ相;组织性能;蠕变中图分类号:TG146.1+6㊀㊀文献标识码:A㊀㊀文章编号:1674-3962(2024)03-0230-08引用格式:张旭明,马庆爽,张海莲,等.新型钴基高温合金成分设计的研究进展[J].中国材料进展,2024,43(3):230-237.ZHANG X M,MA Q S,ZHANG H L,et al .Research Progress on Composition Design of Novel Cobalt Based Superalloy[J].MaterialsChina,2024,43(3):230-237.Research Progress on Composition Design ofNovel Cobalt Based SuperalloyZHANG Xuming 1,2,MA Qingshuang 1,2,ZHANG Hailian 3,BI Changbo 4,ZHANG Huijie 1,2,LI Huijun 5,GAO Qiuzhi 1,2(1.School of Resources and Materials,Northeastern University at Qinhuangdao,Qinhuangdao 066004,China)(2.State Key Laboratory of Rolling and Automation,Northeastern University,Shenyang 110819,China)(3.Qinhuangdao Daotian High Technology Co.,Ltd.,Qinhuangdao 066000,China)(4.School of Control Engineering,Northeastern University at Qinhuangdao,Qinhuangdao 066004,China)(5.School of Materials Science and Engineering,Tianjin University,Tianjin 300354,China)Abstract :The strengthening mechanism of traditionalcobalt-based superalloys is solid solution strengthening and carbide strengthening whereas,both solid solution strength-ening and carbide strengthening are weaker than that of nickel-based superalloys with ordered γᶄprecipitation.Jap-anese scholars discovered a novel type of Co-Al-W superal-loys with ordered γᶄphase strengthening,and its strengthe-ning effect is significantly better than that of traditional co-balt-based pared with traditional nickel-based superalloys,the novel cobalt-based superalloys have higher temperature capability,more excellent high tempera-ture creep resistance and oxidation resistance,therefore,the novel cobalt-based superalloys are considered to be the㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展most potential aeroengines hot side materials and have developed rapidly in recent years.In this review,based on the re-search results of the novel cobalt-based superalloys by scholars at home and abroad,the effects of various alloying elements (such as Ta,Ti,W,Nb and so on)on the structure and properties of novel cobalt-based superalloys were systematically summarized.In terms of microstructure,the effects of alloying elements on transformation temperature,volume fraction and morphology ofγᶄphase,the size ofγᶄphase,the lattice misfit ofγ/γᶄtwo phase and the harmful phase were summarized. Meanwhile,in terms of properties,the effects of alloying elements on oxidation resistance,mechanical property and creep resistance of the alloy were also discussed,it is expected to provide reference for the composition design of novel cobalt-based superalloys.Finally,the high efficiency design of novel cobalt-based superalloys are prospected.Key words:Co-based superalloy;composition design;γᶄphase;microstructure and properties;creep1㊀前㊀言高温合金是指能够在600ħ以上的高温环境下正常工作,承受较为复杂的机械应力,具有稳定性的同时又高合金化的金属材料[1]㊂常见的高温合金有铁基㊁镍基和钴基3种,高温合金具有组织稳定㊁强度高㊁抗氧化性好以及抗蠕变性能优良等特点,目前广泛应用于能源动力㊁航空航天等领域[2-4]㊂随着对高温合金性能要求越来越高,提高高温合金的承温能力尤为重要[5]㊂航空发动机和燃气轮机中应用最成功的是镍基高温合金,由于熔点的限制导致其承温能力的提升极为有限,因此开发承温能力更高的新型高温合金是未来该领域的重点研究方向[6]㊂沉淀强化型钴基高温合金即新型钴基高温合金,相比镍基高温合金具有更加优异的抗蠕变性能㊁抗腐蚀性能㊁耐磨性以及更高的熔点[7],开发潜力大,应用前景广阔[8]㊂实验证明,诸多合金化元素(如: Al,Ta,Ni等)能够提高钴基高温合金强化相的稳定性㊂目前关于合金元素对钴基高温合金组织和性能影响的研究相对独立,部分常见合金元素对钴基高温合金组织和性能的影响还尚未形成统一认识㊂本文系统总结了Ni, Ti,Mo和Cr等常见合金化元素对新型钴基高温合金组织性能的影响,以期为新型钴基高温合金的进一步成分设计和组织调控提供参考,并对该合金成分的设计进行了展望㊂2㊀新型钴基高温合金概述2006年,Sato等[9]开发了具有L12结构γᶄ-Co3(Al, W)强化相的新型Co-Al-W系高温合金,该合金的固㊁液相线温度比镍基单晶高温合金高100~150ħ[10-12]㊂相比常规镍基高温合金,新型Co-Al-W系高温合金具有更强的各向弹性异性[13],相关研究也表明Co-Al-W基新型高温合金的机械性能较为优异[14-17];但是γ/γᶄ两相区过窄[9,18]㊁γᶄ相的高温稳定性低[19-21]以及合金密度大等特点限制了该合金在航天工业中的应用㊂因此在提高新型钴基高温合金相稳定性的同时如何降低其质量密度是当前研究的重要问题[22]㊂钴基高温合金中常见相的晶体学参数如表1所示[5,23]㊂新型钴基高温合金的组织主要由γ-Co基体相和γᶄ-Co3X(X=Al,Ti和Ta等)两相组成㊂其中,γ-Co是面心立方(fcc)的相,高温下fcc结构的Co较为稳定㊂经热处理后的γᶄ相主要呈立方结构,但是由于晶格错配度的改变也可能呈球状[24]㊂一方面,固溶元素含量越高,固溶强化的效果也越显著,Mo和Ni等合金化元素可以提高γᶄ相的溶解温度[9,10,15,25-27];但另一方面,过量的合金化元素会导致有害二次相如β-CoAl㊁χ-Co3W和μ-Co7W6等在基体中析出,降低合金的组织稳定性㊂表1㊀钴基高温合金中常见相的晶体学参数[5,23] Table1㊀Crystallographic parameters of common phases in cobalt based superalloy[5,23]Phase Structure symbol ExampleεA3CoγA1CoγᶄL12Co3(Al,W)μD85Co7W6βB2CoAlηD024Ni3TiχD019Co3W3㊀合金化元素对新型钴基高温合金物理性能及组织的影响3.1㊀合金化元素对新型钴基高温合金相变温度及密度的影响㊀㊀高温合金相变温度的高低决定了合金承温能力的大小㊂合金相变温度越高,承温能力自然也就越高㊂Lass[28]利用CALPHAD热力学数据库探究了Ni元素对新型钴基高温合金的影响机理,结果表明,由于Ni元素倾向分布在γᶄ相中从而提高了γᶄ相的溶解温度,同时也扩大了Co-Al-W-Ni系新型钴基高温合金高温下稳定的γ/γᶄ两相区㊂Chen等[22]测量了分别添加多种合金化元素后的Co-5Al-14V-2X四元合金相变温度,如图1所示,Ti,Nb 和Ta等合金化元素可显著提高γᶄ相溶解温度,而Cr元132中国材料进展第43卷素增加了γᶄ相中Cr 原子与近邻原子的结合能,导致γᶄ相的生成能增加,使γᶄ相的溶解温度降低[29]㊂图1㊀Co-5Al-14V-2X 四元合金的γᶄ相溶解温度㊁固相线温度和液相线温度[22]Fig.1㊀γᶄsolvus,solidus and liquidus temperatures of the Co-5Al-14V-2X quaternary alloys [22]Jin 等[30]利用第一性原理计算了Co 3(Al,M )(M =Ti,V,Cr,Zr,Nb,Mo,Hf,Ta 和W)化合物的稳定性和力学性能,研究发现,大多数化合物都具有比较好的稳定性,Al 是稳定L12结构的重要元素㊂各种成分的钴基合金以及Mar-M-247镍基合金的相变温度如图2所示[15,22,31-34]㊂诸多新型钴基高温合金的相变温度高于传统镍基高温合金,尤其是含有难熔合金化元素的新型钴基高温合金,如Co-9Al-9W㊁Co-5Al-14V 等㊂这是因为Ti,Nb,Ta 和W等难熔合金化元素的加入在新型钴基高图2㊀基于文献整理的各种钴基合金的γᶄ相溶解温度㊁固相线温度和液相线温度[15,22,31-34]Fig.2㊀γᶄsolvus,solidus and liquidus temperatures of various Co-based alloys based on literature reviews [15,22,31-34]温合金中形成了高熔点的化合物,同时作为强γᶄ相形成元素,提高了γᶄ相的体积分数,从而实现了强化效果[26]㊂通常认为,高的γᶄ相溶解温度是提高高温合金服役温度的基础㊂低密度同样是高温结构材料不断追求的目标之一㊂图3为各种钴基高温合金的密度[22,33,35-39]㊂难熔元素的加入导致新型钴基高温合金密度大幅上升,其中Co-9Al-9.8W 高温合金密度最高,可达9.82g㊃cm -3,这是其较高的含W 量导致的㊂实验证明,其他合金化元素(Mo,Cr,V 和Ti 等)代替W 元素后,合金密度大幅下降,甚至可与传统镍基高温合金媲美㊂图3㊀基于文献整理的各种钴基高温合金的密度[22,33,35-39]Fig.3㊀Density of various Co-based superalloys based on literaturereviews [22,33,35-39]3.2㊀合金化元素对新型钴基高温合金中γᶄ相体积分数的影响㊀㊀合金中γᶄ相的体积分数主要由合金化元素向γᶄ相的分配决定,较高的γᶄ相体积分数使合金具有更优异的力学性能[40]㊂Chen 等[22]和Makineni 等[41]对不同Ni 含量的新型钴基高温合金中的γᶄ相体积分数进行了统计,发现γᶄ相的体积分数随着Ni 元素含量的增加大幅提升㊂Cr 元素含量增加会降低γᶄ相的体积分数,Cr 在合金中倾向于分布在γ相基体中[42],同时大量Cr 元素会导致合金中有害第二相的析出,从而消耗大量其他合金化元素,使γᶄ相体积分数降低㊂Ta,Ti 和Nb 等作为强γᶄ相形成元素,在合金中分布于γᶄ相之中,其含量增加可增加γᶄ相的体积分数;而Mo 元素在γ/γᶄ两相之间接近平均分232㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展配,对合金中γᶄ相体积分数的影响较小[22,23,43-45]㊂Wang等[46]通过第一性原理计算发现Ru,Rh,Pd,Ir 和Pt 元素倾向于占据Co 3Ta 中的Co 位,而Re 元素倾向于占据Co 3Ta 中Ta 的位置,从而提高γᶄ的相体积分数㊂应该明确的是,较大的γᶄ相体积分数可增大位错运动的阻力,从而使得合金的瞬时拉伸强度和持久强度提高㊂3.3㊀合金化元素对新型钴基高温合金中γ/γᶄ相晶格错配度的影响㊀㊀新型钴基高温合金中γᶄ相的形态由界面自由能和错配应变能两方面因素共同决定㊂界面自由能与错配应变能之和越小,γᶄ相的形态越稳定㊂一般来说,界面自由能与错配应变能分别与界面面积和γ/γᶄ相的晶格错配度有关,晶格错配度绝对值越大,错配应变能越大[47]㊂新型钴基高温合金中晶格错配度一般为正值,当晶格错配度较小时,γᶄ相的形态由界面自由能主导,体积相同时球体的表面积最小,故γᶄ相倾向于呈球状;当晶格错配度较大时,γᶄ相的形态由错配应变能主导,由于金属弹性一般呈各向异性,故γᶄ相倾向于呈立方状㊂晶格错配度δ可定义为[41]:δ=2(a γᶄ-a γ)a γᶄ+a γ(1)其中,a γᶄ和a γ分别为γᶄ相和γ相的晶格常数㊂Ni 元素使γᶄ相的晶格常数变小,导致晶格错配度减小,促使γᶄ相球化㊂在含W 钴基高温合金中添加Cr 元素,由于Cr 原子占据W 原子的位置,导致合金晶格错配度减小而使γᶄ相趋于球状[48,49]㊂Gao 等[50]研究了不同成分钴基高温合金时效后的晶格错配度(图4),发现Cr 元素的加入降低了合金的晶格错配度㊂Ti 是钴基高温合金中γᶄ相形成元素之一,会增大γ/γᶄ两相的晶格错配度进而使合金中γᶄ相倾向于呈立方状㊂Ta 原子掺杂会引起更大的晶格畸变,所以Ta 元素对晶格错配度增加的贡献要大于Ti 元素[51]㊂Hf 也可以增大合金中γ/γᶄ相的错配度,因此同样有利于改善合金强度[52]㊂一般来说,合金化元素的原子半径与Co 原子半径相差越大,引起的图4㊀利用XRD 测量的γ/γᶄ两相之间的晶格错配度[50]Fig.4㊀Lattice misfit between the γ-and γᶄ-phases measured by high-energy synchrotron X-ray diffraction [50]晶格畸变越大,越会导致合金晶格错配度的提高,从而使γᶄ相越倾向于呈立方状㊂Zenk 等[49]发现提高γ/γᶄ两相界面处的晶格畸变,能够有效阻碍合金变形过程中位错的运动,提高合金力学性能㊂凡是能够增大γᶄ相晶格常数的合金元素(如Nb,Ti 和Ta 等),都能增加γᶄ相周围的共格应变,起到强化作用㊂但错配度太大会降低高温下γᶄ相的稳定性,容易聚集长大从而松弛弹性应力[52]㊂晶格错配度越小的γᶄ相则具有更高的高温稳定性,因而此类合金的抗蠕变性能也更加优异[53]㊂3.4㊀合金化元素对新型钴基高温合金中γᶄ相尺寸的影响㊀㊀影响γᶄ相尺寸和长大的因素主要有合金元素的扩散㊁晶格错配度㊁弹性模量等,γᶄ相的尺寸大小对合金的性能也具有至关重要的影响,一般来说γᶄ相的尺寸越小,分布越弥散,合金的性能越好[54]㊂不同含量的合金组织如图5所示,Chen 等[22]研究统计了不同Ni 质量分数(10,20,30)的合金组织中γᶄ相的平均尺寸分别为(324ʃ74),(425ʃ150)和(496ʃ153)nm,发现随着Ni 含量的增加γᶄ相出现了明显的粗化现象㊂图5㊀Co-x Ni-8Al-12V 合金在900ħ固溶退火处理72h 后的SEM 照片[22]:(a)x =10,(b)x =20,(c)x =30Fig.5㊀Field emission scanning electron microscope images of Co-x Ni-8Al-12V quaternary alloys annealed at 900ħfor 72h after solu-tion annealing treatment [22]:(a)x =10,(b)x =20,(c)x =30332中国材料进展第43卷㊀㊀Gao 等[50]对γᶄ相的尺寸统计结果显示,γᶄ相的平均尺寸随Ti 元素含量的增加而增加㊂Ti 原子在合金中的扩散速率比Al 原子更快,降低了两相之间的界面能导致γᶄ相生长的驱动力增大㊂Cr 和Mo 元素都能促进合金中γᶄ相的粗化,且Mo 元素的影响更大㊂Pandey 等[47]认为Lifshitz-Slyozov-Wagner(LSW)模型仅适用于含Ti 量较低的高温合金㊂一般来说,γᶄ相的长大分为2个过程,在时效时间较短即时效初期,γᶄ相依靠原子的扩散进行生长;在时效时间较长即时效后期,γᶄ相主要依靠互相合并进行长大[44,55]㊂3.5㊀合金化元素对新型钴基高温合金中μ相和η相的影响㊀㊀μ相是一种主要由2种不同大小的金属原子构成的拓扑密排相,其结构为D85结构㊂作为一种硬脆相,μ相可能会成为裂纹的形核位置和拓展通道[38],μ相析出的同时会消耗大量的合金元素,减弱合金固溶强化及沉淀强化作用㊂有害相一般在晶界析出,但当Cr 元素的含量足够高时,有害相也会在晶粒内部析出,从而强烈降低合金力学性能㊂图6为不同新型钴基高温合金的显微组织照片㊂可以发现,Cr 元素含量的增加导致W 元素在γ相和γᶄ相中的溶解度降低,促进μ相的沉淀析出[32,36,44]㊂同时有文献表明,Ni 元素能够提高合金的组织稳定性,有效减少μ-Co 7W 6有害相的析出,提高合金的力学性能[56]㊂η相是一种具有D024结构的有害相,与μ相类似,倾向于在晶界析出减弱强化作用,会对合金性能产生不良影响[23]㊂郭建亭[57]认为,Al /Ti 原子数比值是合金中能否形成η相的决定性因素,同时Al +Ti 含量和Al /Ti 原子数比值也是影响合金中γᶄ相体积分数和γᶄ/γ两相晶格错配度的关键因素,一般地,Al +Ti 含量越高γᶄ相体积分数越高,γᶄ/γ两相晶格错配度也越高;Al /Ti 原子数比值越高,γᶄ相体积分数越高,γᶄ/γ两相晶格错配度越低㊂因此要严格控制合金Al +Ti 含量和Al /Ti 原子比,避免η相的析出对合金组织稳定性和力学性能产生不良影响,同时保证钴基合金具有较高的γᶄ相体积分数和较宽的加工窗口㊂图6㊀不同Cr 含量合金固溶处理后的SEM 照片:(a)9Cr-A 合金[36],(b)12Cr 合金[44],(c)8Cr 合金[32],(d)12Cr 合金[44]Fig.6㊀SEM images of alloys with different Cr contents after solution treatment:(a)9Cr-A alloys [36],(b)12Cr alloys [44],(c)8Cralloys [32],(d)12Cr alloys [44]4㊀合金化元素对合金性能的影响4.1㊀合金化元素对钴基高温合金抗氧化性、抗热腐蚀性的影响㊀㊀抗氧化性和抗热腐蚀性也是衡量合金高温性能好坏的一项重要指标[58,59]㊂在新型钴基高温合金中,Al 除稳定γᶄ相外,还能在合金表面形成致密的Al 2O 3氧化薄膜来提高合金的抗氧化性[60]㊂但Ti 的存在会引入空位,降低Al 2O 3的热力学稳定性,从而降低合金的抗氧化性㊂Chung 等[32]证实Cr 降低了合金的氧化层厚度,随着Cr 浓度的增加,更薄的氧化层足以形成耐氧化的表面(图7)㊂同时有实验证明较高的Cr 含量有助于形成结构致密的Cr 2O 3和Al 2O 3,阻止O 进一步扩散到基体中[23]㊂Cr 元素与Al 元素可以协同作用加速Al 2O 3的形成,即降低形成Al 2O 3层所需的临界Al 浓度[36,61]㊂合金表面致密的Al 2O 3和Cr 2O 3氧化层阻断O 向基体的扩散,提432㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展图7㊀不同合金的氧化层截面组织照片[32]:(a)L24-0Cr 合金,(b)L24-12Cr 合金Fig.7㊀Micrographs of oxide layer structure of different alloys[32]:(a)L24-0Cr,(b)L24-12Cr alloys高合金的抗氧化性㊂Chen 等[42]发现6Cr 钴基高温合金并没有优异的抗氧化性,因为合金中γᶄ相的体积分数减小导致γ相基体优先氧化,适当高的γᶄ相体积分数也能提高合金抗氧化性㊂Ni 元素能够促进Cr 2O 3的生长及延缓合金的结节性氧化,提高合金的抗氧化性能[62]㊂此外,Ta 的添加也被证实能在一定程度上提高合金的抗热腐蚀性能[52]㊂4.2㊀合金化元素对新型钴基高温合金力学性能及抗蠕变性能的影响㊀㊀作为结构构件的物质基础,结构材料的性能直接影响到构件能否满足使用要求,因此结构材料的设计往往对其力学性能提出要求㊂图8为Makineni 等[41]测试的Co-10Al-5Mo-2Nb 和Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb Co 基高温合金的拉伸性能,2种合金依靠高γᶄ相含量,室温下强度达到了800MPa,超过了诸多含W 钴基高温合金㊂W 能够引起明显的晶格膨胀,阻止位错运动,同时提高γᶄ相的体积分数,提高合金强度㊂Mo元素在钴基高温合金中易图8㊀不同Co 基高温合金在不同条件下的拉伸应力-应变曲线[41]:(a)室温下Co-10Al-5Mo-2Nb,(b)室温下Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb,(c)870ħ时Co-30Ni-10Al-5Mo-2NbFig.8㊀Tensile stress-strain curves of different Co-based alloys at dif-ferent conditions [41]:(a)Co-10Al-5Mo-2Nb at room temper-ature,(b )Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb at room temperature,(c)Co-30Ni-10Al-5Mo-2Nb at 870ħ与C 形成大量的MoC 碳化物,细小弥散的碳化物也可以改善合金的力学性能,同时也在一定程度上达到细晶强化的效果㊂Ti 会增大γᶄ相的粗化速率,对合金力学性能产生不利影响,但Bocchini 等[63]证明Ti 提高了合金的高温强度,这说明γᶄ相体积分数增大对合金的强度提升效果超过了组织粗化带来的负面影响㊂在Co-Al-W 基合金中,少量的B 元素能够促进富W 硼化物在晶界的析出,起到晶界强化的作用,有利于提高合金的力学性能[64]㊂高温合金需要在高温环境下长时间服役,因此要求它具有优异的抗蠕变性能㊂蠕变是指在恒应力或载荷下所发生的缓慢而连续的塑性变形,关于蠕变的研究对高温合金具有非常重要的意义㊂可通过探究合金化元素对新型钴基高温合金抗蠕变性能的影响及其机理进而对它进行针对性的设计㊂Cr 元素含量的增加显著增大了蠕变最小稳态应变速率[65],Povstugar 等[66]认为当合金中加入Cr 元素以后会生成有害的二次相并改变合金的堆垛层错能,恶化合金的抗蠕变性能,而Ni 能够部分抵消Cr 对合金抗蠕变性能的恶化[44]㊂W 和Nb 元素均能够强烈降低γ相基体的堆垛层错能,有效改善高温合金的抗蠕变性能㊂得益于晶界强化的作用,含B 合金拥有较其他合金更优异的抗蠕变性能㊂在Co-Al-W 基合金中加入Ta 元素能够明显提高合金的蠕变寿命,但与其他元素如Si 和Mo 等同时存在时会析出大量金属间化合物,降低合金抗蠕变性能[67]㊂在合金蠕变的过程中,经常出现γᶄ相的定向粗化,通常称之为筏化[66,68-70]㊂钴基高温合金一般表现出正晶格错配,在压缩状态下γᶄ相会在所施加压应力的垂直方向与拉应力的平行方向发生筏化[71]㊂如图9所示,0Cr 和4Cr 合金中的γᶄ相出现了筏化现象㊂8Cr 合金没有发生筏化是因为大量Cr 原子占据W 原子的晶格后降低了晶格错配度,导致γᶄ相缺乏各向异性的应力场,进而使筏化的驱动力减小[44]㊂5㊀结㊀语高温合金不仅是航空发动机的重要材料,也是能源㊁化工领域高温耐蚀部件的重要材料㊂新型钴基高温合金具有比镍基高温合金更高的γᶄ相溶解温度和熔点,但γᶄ相的高温稳定性还有待提高㊂本文主要针对不同合金化元素对新型钴基高温合金组织性能的影响做了总结梳理㊂Ni 能够有效提高合金性能,但过量的Ni 导致γᶄ相形态改变,新型钴基高温合金中的Ni 含量应保持在30%(原子数分数,下同)以下;Ti,Ta 和Nb 等强γᶄ相形成元素能够大幅提高γᶄ相的体积分数,过量将导致γᶄ相的加速粗化和密度增加,常见钴镍基高温合金中Ti,Ta 和Nb532中国材料进展第43卷图9㊀不同Co基合金蠕变后的SEM照片[44]:(a,b)0Cr,(c,d) 4Cr,(e,f)8CrFig.9㊀Post-creep SEM images of different Co-based alloys[44]:(a,b) 0Cr,(c,d)4Cr,(e,f)8Cr含量为2%~4%;Cr在提高合金的抗氧化性[72]的同时可促进有害相的析出,降低合金力学性能,新型钴基高温合金中Cr含量一般控制在4%~6%以下㊂新型钴基高温合金具有多项优于传统钴基高温合金的性能,是最具潜力的高温合金之一㊂但与发展相对成熟的镍基高温合金相比,新型钴基高温合金的发展和应用仍然具有很大的挑战,如合金的制造工艺以及零件的加工和热处理工艺尚不成熟等㊂目前我国合金成分设计数据库仍然不够健全,但随着计算材料学㊁材料基因工程等领域的发展,CALPHAD㊁第一性原理计算㊁机器学习等方法将在合金的高效设计中发挥更大的作用,将材料计算㊁计算机仿真模拟等多种设计思路与实验相结合有望实现新型钴基高温合金的高通量设计㊂参考文献㊀References[1]㊀杜金辉,吕旭东,董建新,等.金属学报[J],2019,55(9):1115-1132.DU J H,LV X D,DONG J X,et al.Acta Metallurgica Sinica[J], 2019,55(9):1115-1132.[2]㊀LIU Z,GAO Q,ZHANG H,et al.Materials Science&Engineering:A[J],2019,755:106-115.[3]㊀程远,赵新宝,岳全召,等.稀有金属材料与工程[J],2023,52(7):2599-2611.CHENG Y,ZHAO X B,YUE Q Z,et al.Rare Metal Materials and Engineering[J],2023,52(7):2599-2611.[4]㊀JIANG J,LIU Z,GAO Q,et al.Materials Science&Engineering:A[J],2020,797:140219.[5]㊀刘健.元素对γᶄ沉淀强化型钴基高温合金组织及力学性能的影响[D].合肥:中国科学技术大学,2019.LIU J.Effects of Alloying Elements on the Microstructure and Mechan-ical Behavior ofγᶄ-Strengthed Co-Base Superalloys[D].Hefei:Uni-versity of Science and Technology of China,2019.[6]㊀刘兴军,陈悦超,卢勇,等.金属学报[J],2020,56(1):1-20.LIU X J,CHEN Y C,LU Y,et al.Acta Metallurgica Sinica[J], 2020,56(1):1-20.[7]㊀KLEIN L,SHEN Y,KILLIAN M S,et al.Corrosion Science[J],2011,53(9):2713-2720.[8]㊀JINSHAN H,MIN Z,LONGFEI L,et al.Materials Letters[J],2020,262:127042.[9]㊀SATO J,OMORI T,OIKAWA K,et al.Science[J],2006,312(5770):90-91.[10]SUZUKI A.Acta Materialia[J],2008,56(6):1288-1297.[11]WALTER C,HALLSTEDT B,WARNKEN N.Materials Science andEngineering:A[J],2005,397(1/2):385-390.[12]PARK H,LI C,JAKUS A E,et al.Scripta Materialia[J],2020,188:146-150.[13]SUZUKI A,INUI H,POLLOCK T M.Annual Review of MaterialsResearch[J],2015,45(1):345-368.[14]BAUER A,NEUMEIER S,PYCZAK F,et al.Superalloys[J],2012,2012:695-703.[15]AKANE S,GARRET C D,TRESA M P.Scripta Materialia[J],2006,56(5):385-388.[16]LU S,ANTONOV S,LI L,et al.Metallurgical and Materials Transac-tions A[J],2018,49(9):4079-4089.[17]SHI L,YU J J,CUI C Y,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2015,620:36-43.[18]BOCCHINI P J,LASS E A,MOON K W,et al.Scripta Materialia[J],2013,68(8):563-566.[19]KOBAYASHI S,TSUKAMOTO Y,TAKASUGI T,et al.Intermetallics[J],2009,17(12):1085-1089.[20]LASS E A,WILLIAMS M E,CAMPBELL C E,et al.Journal ofPhase Equilibria and Diffusion[J],2014,35(6):711-723. [21]LASS E A,GRIST R D,WILLIAMS M E.Journal of Phase Equilib-ria and Diffusion[J],2016,37(4):387-401.[22]CHEN Y,WANG C,RUAN J,et al.Acta Materialia[J],2019,170:62-74.[23]LLEWELYN S C H,CHRISTOFIDOU K A,ARAULLO-PETERS V J,et al.Acta Materialia[J],2017,131:296-304.[24]BANTOUNAS I,GWALANI B,ALAM T,et al.Scripta Materialia[J],2019,163:44-50.[25]BAUER A,NEUMEIER S,PYCZAK F,et al.Scripta Materialia[J],2010,63(12):1197-1200.[26]OOSHIMA M,TANAKA K,OKAMOTO N,et al.Journal of Alloys&Compounds[J],2010,508(1):71-78.632㊀第3期张旭明等:新型钴基高温合金成分设计的研究进展[27]POLLOCK T M,DIBBERN J,TSUNEKANE M,et al.JOM[J],2010,62(1):58-63.[28]LASS E A.Metallurgical and Materials Transactions A[J],2017,48(5):2443-2459.[29]CHEN M,WANG C Y.Journal of Applied Physics[J],2010,107(9):093705[30]JIN M,MIAO N,ZHAO W,et putational Materials Science[J],2018,148:27-37.[31]RUAN J,XU W,YANG T,et al.Acta Materialia[J],2020,186:425-433.[32]CHUNG D W,TOININ J P,LASS E A,et al.Journal of Alloys andCompounds[J],2020,832:154790.[33]ZHANG Y,FU H,ZHOU X,et al.Intermetallics[J],2019,112:106543.[34]ZHANG Y,FU H,ZHOU X,et al.Materials Science and Engineer-ing:A[J],2018,737:265-273.[35]MAKINENI S K,NITHIN B,CHATTOPADHYAY K.Scripta Materia-lia[J],2015,98:36-39.[36]LI W,LI L,ANTONOV S,et al.Journal of Alloys and Compounds[J],2020,826:154182.[37]QU S,LI Y,HE M,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2019,761:138034.[38]LIU J,YU J J,YANG Y H,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2019,745:404-410.[39]PHILIPPE T,VOORHEES P W.Acta Materialia[J],2013,61(11):4237-4244.[40]REYES T F L,DUNAND D C.Journal of Materials Research andTechnology[J],2021,11:2305-2313.[41]MAKINENI S K,NITHIN B,CHATTOPADHYAY K.Acta Materialia[J],2015,85:85-94.[42]CHEN Y,XUE F,WANG C,et al.Corrosion Science[J],2019,161:108179.[43]XU W W,SHANG S L,WANG C P,et al.Materials&Design[J],2018,142:139-148.[44]NG D S,CHUNG D W,TOININ J P,et al.Materials Science and En-gineering A[J],2020,778:139108.[45]PYCZAK F,BAUER A,GOKEN M,et al.Journal of Alloys andCompounds[J],2015,632:110-115.[46]WANG C,LI K,HAN J,et al.Journal of Alloys and Compounds[J],2019,808:151068.[47]PANDEY P,RAJ A,BALER N,et al.Materialia[J],2021,16:101072.[48]OMORI T,OIKAWA K,SATO J,et al.Intermetallics[J],2013,32:274-283.[49]ZENK C H,NEUMEIER S,STONE H J,et al.Intermetallics[J],2014,55:28-39.[50]GAO Q,JIANG Y,LIU Z,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2020,779:139139.[51]YAN H Y,COAKLEY J,VORONTSOV V A,et al.Materials Scienceand Engineering:A[J],2014,613:201-208.[52]郭建亭.高温合金材料学[M].北京:科学出版社,2010:152.GUO J T.Materials Science and Engineering for Superalloys[M].Bei-jing:Science Press,2010:152.[53]MANIAR G N,BRIDGE J E.Metallurgical Transactions[J],1971,2(1):95-102.[54]CHEN J,GUO M,YANG M,et putational Materials Science[J],2021,191:110358.[55]SAUZA D J,DUNAND D C,SEIDMAN D N.Acta Materialia[J],2019,174:427-438.[56]周鹏杰,宋德航,吴海斌,等.航空材料学报[J],2019,39(6):73-80.ZHOU P J,SONG D H,WU H B,et al.Journal of Aeronautical Ma-terials[J],2019,39(6):73-80.[57]郭建亭.金属学报[J],2010,46(5):513-527.GUO J T.Acta Mentallurgica Sinica[J],2010,46(5):513-527.[58]GAO Q,LU B,MA Q,et al.Intermetallics[J],2021,138:107312.[59]GAO Q,SHANG H,MA Q,et al.Materials and Corrosion[J],2022,73(4):513-525.[60]YU H,UKAI S,HAYASHI S,et al.Corrosion Science[J],2017,118:49-59.[61]GAO Q,LIU Z,LI H,et al.Journal of Materials Science&Technolo-gy[J],2021,68:91-102.[62]GAO B,WANG L,LIU Y,et al.Corrosion Science[J],2019,157:109-115.[63]BOCCHINI P J,SUDBRACK C K,NOEBE R D,et al.Materials Sci-ence and Engineering A[J],2017,705:122-132. [64]马启慧,王清,董闯.材料导报[J],2020,34(3):03157-03164.MA Q H,WANG Q,DONG C.Materials Reports[J],2020,34(3): 03157-03164.[65]MURAKUMO T,KOBAYASHI T,KOIZUMI Y,et al.Acta Materialia[J],2004,52(12):3737-3744.[66]POVSTUGAR I,ZENK C H,LI R,et al.Materials Science and Tech-nology[J],2016,32(3):220-225.[67]BAUER A,NEUMEIER S,PYCZAK F,et al.Materials Science andEngineering:A[J],2012,550:333-341.[68]COAKLEY J,LASS E A,MA D,et al.Scripta Materialia[J],2017,134:110-114.[69]LI Y,PYCZAK F,PAUL J,et al.Materials Science and Engineering:A[J],2018,719:43-48.[70]XUE F,ZENK C H,FREUND L P,et al.Scripta Materialia[J],2018,142:129-132.[71]CHUNG D W,NG D S,DUNAND D C.Materialia[J],2020,12:100678.[72]高杉,邹俭鹏.稀有金属材料与工程.[J],2022,51(3):814-820.GAO S,ZOU J P.Rare Metal Materials and Engineering[J],2022, 51(3):814-820.(编辑㊀费蒙飞)732。
热冲击条件下钴基合金的组织演化与失效机理钴基合金是一种具有良好高温性能和抗热疲劳能力的重要结构材料，在高温条件下广泛应用于航空航天、能源和化工等领域。
然而，长期以来，钴基合金在高温热冲击条件下的组织演化与失效机理一直是研究的热点和难点问题。
钴基合金的组织演化主要包括相变和晶粒长大两个方面。
在高温热冲击条件下，钴基合金中的相变现象十分复杂，主要包括固态相变、液态相变和固液共存相变。
固态相变主要是指晶格结构的变化，液态相变则是指合金中发生了液态化的现象。
固液共存相变是指合金中同时存在固态和液态两种相的情况。
这些相变过程的发生会引起钴基合金组织结构的变化，进而影响其性能。
晶粒长大是指钴基合金中晶粒尺寸的增大。
在高温热冲击条件下，晶粒长大是由于晶界扩散所导致的。
晶界是晶体中不同晶粒之间的界面，晶界扩散会导致晶粒尺寸的增大。
晶粒长大会引起合金的晶界面积减小，从而影响合金的塑性和韧性等力学性能。
钴基合金在高温热冲击条件下的失效机理主要包括热疲劳、热裂纹和热腐蚀等。
热疲劳是指在高温下由于热循环引起的材料疲劳破坏。
热裂纹是指在高温下由于应力和温度梯度引起的材料裂纹形成和扩展。
热腐蚀是指在高温和气体或液体环境中，由于化学反应引起的材料表面腐蚀和损坏。
热疲劳是钴基合金在高温条件下的主要失效模式之一。
在高温热冲击条件下，钴基合金会经历周期性的热膨胀和冷缩过程，导致材料表面产生应力集中。
当应力集中超过材料的疲劳极限时，就会引起热疲劳破坏。
热疲劳破坏的机制主要包括裂纹形成、裂纹扩展和断裂等过程。
热裂纹是钴基合金在高温条件下的另一种常见失效形式。
在高温热冲击条件下，钴基合金经历了温度梯度和应力梯度的变化，导致材料产生热应力。
当热应力超过合金的抗裂纹能力时，就会在合金中形成裂纹。
热裂纹的形成和扩展会导致钴基合金的断裂和失效。
热腐蚀是钴基合金在高温环境中的一种常见失效形式。
在高温热冲击条件下，钴基合金与气体或液体环境发生化学反应，导致材料表面产生腐蚀和损坏。
钴基高温合金专利技术分析郭洁琼; 杨夏琼; 田恩华; 王慧萍【期刊名称】《《河南科技》》【年(卷),期】2019(000)021【总页数】3页(P53-55)【关键词】钴基高温合金; GENE; SIEI; UNAC; 专利分析【作者】郭洁琼; 杨夏琼; 田恩华; 王慧萍【作者单位】国家知识产权局专利局专利审查协作河南中心河南郑州 450018【正文语种】中文【中图分类】TG132.3钴基高温合金是以钴为基体的奥氏体型合金，在730～1 100℃具有一定的高温强度，良好的抗热腐蚀和抗氧化能力，适用于制造燃气轮机导向叶片、喷嘴等。
我国由于资源限制研制了K40、GH188和L605等，使用范围有限［1］。
下面对钴基高温合金相关专利进行分析，了解钴基高温合金的专利技术发展。
1 早期专利申请钴基高温合金最早专利申请来自于General Electric Company，其于1967年4月12日申请了一件发明名称为“高温合金”的美国专利申请，先后在美国、英国、日本公开或授权。
其记载了一种钴基合金，有以下重量百分比的元素组成：Cr 15%～20%，Ni 8%～12%，Mo 3%～7%，C 0～0.07%，Mn 0～0.2%，Si 0～0.3%，W 0～7%，Fe 0～2%，余量为Co和不可避免的杂质，由于碳化物M23C6和M6C以及中间化合物Co2W的存在，该高温合金具有优异的高温强度和抗氧化性。
国内申请人最早申请钴基高温合金专利的是个人申请人郑效慈，其于2006年3月17日申请了一件发明名称为“高温合金部件和焊接材料”的发明专利申请，该申请中高温合金材料含有钴铬镍钨等多种合金元素：铬19.0%～21.0%，镍9.4%～10.6%，钨14.2%～15.8%，其他全部杂质＜0.50%，余量为钴。
本申请的新型高温合金材料具有持久的抗高温氧化和高温腐蚀的能力以及非常容易和其他高温合金有效融合并保持良好力学性能的特性，可用于制造燃气轮机热部件焊接维修所使用的焊接材料。
第36卷第4期 2017年8月电子显微学报Journal of Chinese Electron Microscopy SocietyVol. 36,No.42017-08文章编号=1000-6281(2017)04-0306-07单晶钽裂纹尖端的位错原位观察马莹\卢艳、孔德利\舒新愉、邓青松\周浩\王立华张泽2,韩晓东^(1.北京工业大学固体微结构与性能研究所，北京100124;2.浙江大学电子显微镜中心，材料科学与工程学院，浙江抗州310027)摘要本文利用原创双金属片技术，在透射电子显微镜中实现了对小尺寸单晶钽（Ta)拉伸变形的原位实验观察。
由于裂纹尖端的塑性区具有与材料整体塑性变形类似的特征，因此本实验针对裂纹尖端处的位错行为进行了研究。
实验发现随着裂纹的扩展，有大量呈弯曲或钩状的位错不断形核，并朝着位错弯曲的部分滑移。
在进一步的拉伸应力作用下，位错的长直部分不断长大并使这些位错在裂纹尖端堆积。
对裂纹尖端的原位高分辨图像观察，发现在单晶钽中有大量伯氏矢量6 =1/2〈111>型位错的形核和逃逸现象。
因此，证明这些混合位错对SC C单 晶钽的塑性变形有一定贡献，并首次给出了纳米尺度材料中位错堆积的实验证据。
关键词体心立方；单晶钽；裂纹尖端；混合型位错中图分类号：TB383;0711+4;077 + 2;TG115.21+5.3;TG115.5 + 2 文献标识码：A doi:10.3969/j.issn.1000-6281. 2017.04.002体心立方（SCC)金属的塑性变形强化主要依 赖于位错实现,因此研究其内部的位错机理显得尤 为重要。
对于SC C金属，其塑性变形主要由螺位错 承担，这类位错极易在|11〇1、|112丨、|123丨3个滑 移面上产生交滑移，且螺位错本身具有较低的迁移 速率^,其自增殖的特性也会给其堆积和缠结提供有利的条件[4]，从而进一步限制了位错的运动，最终导致SC C金属具有大应变硬化和高强度[5-8]。
Ni-Co基高温合金变形机制的透射电子显微学研究中
期报告
本次透射电子显微学研究的目的是探究Ni-Co基高温合金变形机制，研究重点为晶体缺陷及其对变形行为的影响。
在前期研究中，我们通过
金相、扫描电镜等手段对样品进行了初步的形貌和微观结构分析。
通过
薄片制备方法，我们获得了高质量的薄片样品，并使用透射电子显微镜
对其进行了一系列的分析。
首先，我们分析了样品的晶体结构，发现样品为单相Ni-Co基合金，晶格为面心立方晶系。
进一步观察其TEM像，发现了大量的晶体缺陷，
包括位错、薄层堆垛以及孪晶等。
其中，位错是最为常见的晶体缺陷，
我们通过透射电子衍射技术对其进行了分析，确定了其Burgers矢量和位错类型。
此外，我们还利用高分辨透射电镜观察了样品的原子排列结构，确认了其晶格结构。
在了解了样品的晶体结构后，我们进行了单元晶体的形变分析。
我
们发现，位错在材料中的滑移和蠕变过程中起着重要的作用，其滑动方
向和方位角度对应着晶体的本构方程。
同时，孪晶和薄层堆垛也对变形
行为产生了一定的影响。
通过分析这些晶体缺陷在变形中的作用机制，
我们可以更深入地了解高温合金的变形机制。
为进一步探索Ni-Co基高温合金的变形机制，我们将继续进行TEM
实验，并结合力学试验等手段进行综合分析。
我们相信，通过不断深入
的研究，可以探究出Ni-Co基高温合金变形机制的本质，为其性能的提升和应用的开发提供重要的科学依据。
