王 骏， 郭飞强

(1. 无锡职业技术学院机械技术学院， 江苏无锡 214121； 2. 中国矿业大学电气工程学院， 江苏徐州 221116)

随着新一代航空发动机对推重比以及燃油效率等的要求不断提高，航空发动机热端部件的使用温度要求越来越高，对材料的高温力学性能也提出了更高的要求[1-3]。镍基单晶高温合金具有优异的高温性能，广泛应用于航空发动机的热端部件[4-8]。通常，单晶高温合金的力学性能均表现出明显的各向异性[9-10]，而各向异性造成的性能差异是单晶高温合金研究的重点之一，因此，开展单晶高温合金力学性能各向异性研究，探究不同取向单晶高合金性能差异的机理，对镍基单晶高温合金的工程化应用具有重要意义。本文中综述了镍基单晶高温合金拉伸、 蠕变、疲劳性能各向异性的研究进展，并对各向异性研究进行展望，以期为航空发动机部件的材料研发与制造提供参考。

1 拉伸性能各向异性

许多研究表明， 单晶高温合金的拉伸性能具有明显的各向异性。 国内外研究人员对单晶高温合金拉伸性能的各向异性开展了大量的研究。 研究表明， 在室温和760 ℃时， DD6合金[111]取向的抗拉强度大于[001]取向的[11]。 在760 ℃时， DD407合金的屈服强度按[001]、 [011]、 [111]取向的顺序减小， 抗拉强度则按[001]、 [111]、 [011]取向的顺序减小[12]。 针对DD9合金的研究[13]表明， 在1 100 ℃时， [011]取向的合金屈服强度大于[001]取向的，但在760 ℃时，[011]、[111]取向的屈服强度小于[001]取向的。对不同取向合金试样断口的观察分析表明，[001]、[011]取向试样断口呈椭圆形，表面存在河流花样，且[011]取向试样发生了较大颈缩现象，原因是该取向下的等价滑移系的数量较少，不同晶体之间不能有效地协调变形，导致合金在断裂时会发生较大变形。[111]取向合金断口则由多个断面构成，相互之间形成一定的角度。

上述合金均为第一、 二、 三代单晶高温合金，通常前3代单晶合金拉伸性能最好的取向为[001]取向。从一种第四代单晶合金不同取向的拉伸性能的研究结果(见图1[14])可以看出：在不同的实验温度下，[111]取向的屈服强度和抗拉强度始终保持最大，[001]取向的次之，[011]取向的最小；在室温和900 ℃时，[011]取向的断面收缩率和伸长率大于其他2个取向的，但是在800 ℃时[111]取向的断面收缩率和伸长率最大。第四代单晶高温合金与前3代单晶高温合金成分的最显著的差别在于其中加入了一定的钌(Ru)元素，因此，研究人员认为其拉伸性能的各向异性可能与加入Ru等难熔元素后原子之间更容易结合，导致扩散激活能增大，滑移系的位错交截概率或变形协调性不同于其他代次的单晶高温合金有关[14]。

(a)屈服强度(b)极限抗拉强度图1 不同取向第四代单晶合金的拉伸性能[14]

此外，温度对高温合金的各向异性也会造成影响。Siebörger等[15]研究了不同温度时CMSX-4合金剪切模量、杨氏模量和泊松比等弹性力学性能的变化情况，发现其弹性力学性能随温度表现出不同的变化规律。刘金来等[16]对合金弹性模量的研究发现，随着温度的升高，弹性常数C11(下标分别为弹性常数矩阵中元素的行标和列标，以下同)和C44显著减小，但是弹性常数C12减小的趋势变缓。根据弹性常数绘制了800 ℃时合金的杨氏模量三维取向分布图，可以看出杨氏模量按[100]、[011]、[111]取向的顺序增大，如图2所示。此外，他们对计算和实验所得的剪切模量进行了对比，发现在室温到热力学温度为1 373 K的范围内， 二者吻合较好。 Shah等[17]对PWA1480合金拉伸性能进行了研究， 发现在593 ℃时， [011]取向合金的拉伸性能小于[001]取向的， 760 ℃时的拉伸屈服强度按[001]、 [011]和[111]取向的顺序依次减小。 对DD9合金的研究[18]表明， 在760、 850 ℃时， [100]取向的屈服强度和抗拉强度均大于[120]、 [110]取向的， 但是当温度高于980 ℃时， 所有取向的屈服强度和抗拉强度差异不大。 Dalal等[19]的研究也指出，高温合金不同取向在室温下具有拉伸各向异性， 但是随着温度的升高至热力学温度1 255 K后， 拉伸性能各向异性消失。 原因主要是在低温时合金变形开动的滑移系的数量较少， 晶体取向的影响较大， 而高温时合金变形开动的滑移系增多， 晶体取向的影响较小[20]。

图2 单晶高温合金在800 ℃时的 杨氏模量三维取向分布[16]

综上所述，镍基单晶高温合金的拉伸性能具有明显的各向异性，且受到合金成分与测试温度的影响，这主要与合金中原子扩散能力、开动的滑移系的数量等有关，而对于不同的实验温度和不同代次的合金来说，这些因素的影响也会发生变化。

2 蠕变性能各向异性

认识单晶高温合金不同取向下蠕变性能变化的规律及变形机理，对于单晶高温合金蠕变性能的研究具有非常重要的意义。

对DD407合金在温度为980 ℃、应力为260 MPa时持久性能的研究[21]发现，[111]取向合金的持久寿命约为90 h，而[001]、[011]取向的持久寿命相近，均短于[111]取向的。王开国等[22]对DD6合金在980 ℃、不同应力时的蠕变性能各向异性进行了研究，发现[001]取向合金的蠕变强度最高，而[111]、[011]取向的蠕变强度接近。Wen等[23]也对DD6合金的高温蠕变性能进行了研究，在温度为980℃、应力为400 MPa时，合金的蠕变寿命按[111]、[011]、[001]取向的顺序递减，与文献[22]中的结论有所不同。Sass等[24]的研究却发现，在热力学温度为1 123 K时，CMSX-4合金[111]取向的蠕变强度小于[001]、[011]取向的，而在1 253 K时，[001]、[011]取向的蠕变性能各向异性不明显，且[111]取向的蠕变强度仍然很小。对DD499单晶合金的研究[25]表明，在温度760 ℃、应力790 MPa时，[001]取向的持久寿命明显长于[011]、[111]取向的，而温度为1 040 ℃、 应力为165 MPa时，按合金持久寿命由长到短的顺序为[111]、[001]、[011]取向，原因是高温条件下不同取向合金γ′相的粗化程度不同，最终导致合金的持久寿命有所差异。此外，多项研究均表明，随着温度的升高，不同取向合金的各向异性减弱[25-27]。夏永发等[28]研究了单晶高温合金蠕变性能的各向异性与γ相基体通道应力之间的关系，发现在蠕变应力的作用下，γ相基体通道的演变具有明显的各向异性，Mises应力大的通道发生宽化，而Mises应力小的通道宽度减小。

单晶高温合金的代次划分主要以蠕变寿命为依据，向合金中添加了更多铼(Re)、 Ru元素的第三、四代单晶高温合金承温能力得到了提升。对Re元素掺量较少的第二代单晶高温合金LEK94的研究表明，当应变大于2%时，合金[110]取向γ′相被位错剪切的次数更多，超位错的迁移率更高，导致其热力学温度为1 293 K、 应力为160 MPa时蠕变强度小于[001]取向的，如图3[29]所示。一种第三代单晶合金的蠕变各向异性的研究[26, 30]发现，在温度为850 ℃、 应力为650 MPa时，按合金蠕变寿命由长到短的顺序为[111]、[001]、[011]取向，而且差异显著，而在温度1 100 ℃、应力150 MPa时，蠕变寿命由长到短的顺序为[001]、[011]、[111]取向，蠕变性能略有差异。 合金中温蠕变性能显著的各向异性主要与合金中Re元素含量的增加导致层错能降低，

(a)[110]取向

(b)[100]取向 b—Burgers矢量； a—晶格常数； APB—反向畴界。图3 不同取向合金位错切割γ′相示意图[29]

促进[011]取向合金中层错的形成及[111]取向多个滑移系的开动有关，如图4[26]所示。史振学等[31]对第四代单晶合金DD15的研究表明，在温度为980 ℃、应力为300 MPa时，[111]取向的持久寿命长于[001]取向的，[011]取向的最短。合金的断裂特征呈现各向异性，在[111]、[001]取向合金的断口中观察到韧窝断裂的特征，而在[011]取向断口中观察到类解理与韧窝断裂的混合断裂特征。此外，蠕变后的γ′相的形貌或筏排化程度也具有明显的各向异性， 如图5所示。 从图中可以看出，[111]取向的γ′相的筏排化程度大于[001]取向的，[011]取向的最小。

(a)位错弓出(b)层错切割γ′相g—操作矢量; SF—层错。图4 [111]取向DD33合金在温度为850 ℃、 应力为500 MPa时蠕变30 h后的位错组态[26]

(a)[001]取向, 980 ℃, 300 MPa(b)[011]取向, 980 ℃, 300 MPa(c)[111]取向, 980 ℃, 300 MPa(d)[001]取向, 1 150℃, 120 MPa(e)[011]取向, 1 150 ℃, 120 MPa(f)[111]取向, 1 150 ℃, 120 MPa图5 不同取向合金在不同温度、应力时的持久断裂组织[31]

综上所述，在中温、大应力条件下，镍基单晶高温合金的蠕变性能存在明显的各向异性，成分等对合金蠕变性能的各向异性具有一定的影响。随着温度的升高，合金的蠕变各向异性减弱，这主要与不同取向滑移系的开动、 层错形成的难易程度有关。

3 疲劳性能各向异性

3.1 低周疲劳性能的各向异性

镍基单晶高温合金的低周疲劳寿命具有显著的各向异性。陈吉平等[32]对DD3合金的研究表明，合金在中温下的非对称循环载荷应变疲劳寿命按[001]、 [011]、 [111]取向的顺序缩短。马显锋[33]研究发现，某大型燃气轮机用单晶合金600 ℃时的低周疲劳寿命按照[001]、 [011]、 [111]取向的顺序缩短，如图6所示。Klingelhöffer等[34]研究发现，在中温条件下CMSX-4合金的低周疲劳寿命与取向密切相关，并且与γ、γ′相的筏排化有关，[001]取向的低周疲劳性能最佳，[011]取向的次之，[111]取向的最差。有学者针对单晶合金的高温低周疲劳性能也展开了大量的研究。刘柳[35]研究发现，一种二代镍基单晶高温合金在980 ℃下疲劳寿命具有各向异性，在相同的条件下疲劳寿命按[001]、 [011]、 [111]取向的顺序缩短，并且疲劳性能主要与弹性变形有关，因此合金不同取向之间弹性模量的差异造成是导致合金低周疲劳寿命差异的主要原因。Gabb等[36]对Rene N4合金的低周疲劳性能的研究也表明，合金疲劳寿命的各向异性同样与弹性模量的差异有关，当合金的弹性模量较小时其疲劳寿命更长。

图6 合金不同晶体取向和温度时的应变-寿命曲线[33]

Chieragatti等[37]对Mar-M200合金的研究表明，在650 ℃时合金的循环应力-应变行为具有很强的取向依赖性，[001]取向产生的平均应力为拉伸应力，[213]、 [111]取向产生的平均应力为压缩应力。对滑移带及剪切应变方向的分析表明，{111}〈110〉滑移在所有取向中占主导地位，而在[111]取向中发生了交滑移。

Gabb等[38]对PWA1480合金的研究表明，在650 ℃时不同取向合金的初始屈服均由位错对剪切γ′相有关，当合金发生八面体滑移时，合金中的位错对通过交滑移过程切入γ′相中，从而导致初始屈服强度存在拉压各向异性。

3.2 高周疲劳性能的各向异性

目前对单晶合金的高周疲劳性能的各向异性研究相对较少。Yu等[39]对3个取向的SRR99单晶高温合金进行了700 ℃高周疲劳性能试验，[011]取向的疲劳强度最大，[111]取向的疲劳强度也明显大于[001]取向的。[001]、 [111]取向的疲劳台阶沿不同的{111}滑移面扩展，如图7所示，意味着[111]取向的滑移比[011]取向的滑移更容易实现。根据《高温合金手册》[40]，DD6合金800 ℃时的高周疲劳极限为[111]取向的最大，[001]、 [011]取向的相差不大。史振学等[41]研究发现，DD15合金800 ℃时的高周疲劳性能存在各向异性，疲劳极限按[111]、 [001]、 [011]取向的顺序减小，不同取向合金的高周疲劳都是沿平面断裂，断裂平面与试样中心应力轴线的角度不同，角度按[011]、 [001]、 [111]取向的顺序逐渐减小，但断口特征基本相同。不同取向合金的疲劳极限主要取决于变形协调性、各滑移系交截可能性、滑移系开动所需的较小的分切应力等。

综上所述，镍基单晶高温合金的低周、高周疲劳性能均具有明显的各向异性。通常情况下，低周疲劳性能按[001]、 [011]、 [111]取向的顺序减小，而高周疲劳性能按[111]、 [001]、 [011]取向的顺序逐渐减小。低周疲劳各向异性主要与弹性模量有关，高周疲劳各向异性则主要与滑移系开动的数量及临界分切应力有关。

4 结语

镍基单晶高温合金的拉伸、蠕变、疲劳等力学性能均呈现出不同取向的各向异性特性，不同取向间性能的差异主要与合金弹性模量、原子扩散能力及可开动的滑移系的数量等有关，同时受到合金的化学成分、力学性能测试的条件等的影响。随着航空发动机服役要求的不断提高，如何充分、有效地利用单晶合金的各向异性特点，提高发动机的寿命，是材料研发与结构设计的重要任务。

(a)[001]取向

(b)[011]取向

(c)[111]取向图7 不同取向合金疲劳试样断口形貌[39]

本文中提到的DD6、 PWA1480、 SRR99等合金都广泛地应用于国内外先进航空发动机中，然而实际工程应用中许多单晶涡轮叶片的主要受力方向均以[001]为最佳取向，但是，对于不同的单晶高温合金，在不同条件下合金的[001]取向并不一定具有最佳的高温性能，能否选用其他取向(如[111]取向)，充分发挥单晶合金的性能优势，还需要进一步展开研究。此外，通过选晶法只能对单晶合金的一次取向进行控制，目前多数研究关注了合金的一次取向对性能的影响，单晶高温合金叶片具有复杂薄壁结构，其二次取向与叶片型面成一定的几何关系，叶片的二次取向是否会对其高温性能产生影响，目前还缺乏这方面的研究，因此，通过籽晶法精确控制合金二次取向，深入研究二次取向对合金性能的影响，也是未来研究的重点方向之一。