实验目的及意义

数据及方程（4-3），计算出合金在1040℃~1080℃范围内的蠕变激活能， 9%W合金的蠕变

= 4.82。

激活能为Q = 465kJ/mol，9%W合金的表观应力指数n

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图4.1 合金在稳态蠕变期间的应变速率与施加温度和应力的关系根据应力指数n的数值，可定性反映合金在稳态蠕变期间的变形机制：当n = 1时，蠕变过程受扩散的控制；n约等于3时，蠕变过程受位错滑移所控制；当n = 4~6时，蠕变由位错的攀移所控制；当n ? 6时，是第二相颗粒强化机制。由此，可认为，在试验的温度和施加应力范围内， 9%W单晶合金在稳态蠕变期间，蠕变过程主要受位错攀移所控制。

五、实验结果及分析

(1) 铸态单晶合金组织形貌

根据合金的化学成分制备出母合金锭。之后，采用选晶法，在高温度梯度真空定向凝固炉中以7mm/min的凝固速度制备出[001]取向的单晶合金试棒，样品的生长方向与[001]取向的偏差控制在7?以内。

图5.1 铸态单晶合金在（001）晶面的枝晶形貌及??相的尺寸分布由选晶法制取的单晶镍基合金，一次枝晶轴沿[001]晶向生长，在横截面上呈现整齐的“+”字花样特征，树枝晶排列规则，二次枝晶的生长方向分别为[100]和[010]取向，如图5.1(a)；由于枝晶臂、枝晶间具有不同的凝固条件，凝固速度不同，故导致枝晶臂、枝晶间的元素偏析程度、??相形貌及尺寸都不尽相同，在枝晶间的A区域，形成较大尺寸的??相为蝶形等不规则形貌，如图5.1(b)所示。

(2) 完全热处理后合金的组织形貌

合金经过完全热处理后，分别在1060℃和1080℃条件下进行100h的时效处理，其SEM 形貌分别示于图5.2(a)和(b)。可以看出：合金在1060℃条件下时效100h后， ??相在三维空间呈立方体形貌，且规则堆垛排列，尽管已经时效100小时，但其??相的形貌特征仍为完整的立方体形貌，??相尺寸约为0.8μm。合金在1080℃条件下时效100h后，??相尺寸比前者略大，相尺寸约为1.0μm，立方??相的形态仍然清晰可见，保持较好的立方度，如图5.2(b)所示。表明，该合金在两种时效温度下，元素的扩散速度较慢，合金具有较好的组织稳定性，且??相尺寸随时效温度升高而略有长大。

图5.2合金经不同温度时效100h的组织形貌

(3) 9%W合金的蠕变特征

在不同温度和应力条件下，测定出9%W单晶合金的蠕变曲线如图3.13所示。在不同温度施加137MPa应力条件下的蠕变曲线如图5.3(a)，可以看出，在1040℃，合金具有较低的应变速率和较长的蠕变寿命，其稳态期间的应变速率为0.0144%/h，蠕变进行200h后的应变量仅为3.56%，蠕变寿命达421h。

图5.3 9%W单晶合金在不同条件下的蠕变曲线

随实验温度提高至1060℃，稳态期间合金应变速率提高到0.0272%/h，持续时间缩短到228 h，蠕变寿命降低了32%，为285 h，随温度进一步提高到1072℃，合金的寿命已降低至138 h，表明，合金表现出明显的温度敏感性。

该合金在1040℃施加不同应力测定的蠕变曲线，如图5.3(b)所示，可以看出，合金在稳态期间的应变速率随施加应力的提高而增大，蠕变寿命随施加应力的提高而显着降低。测定出，在施加160MPa和180MPa应力下，合金在稳态期间的应变速率分别0.0315%/h和0.0529%/h，蠕变寿命为190h和82h。表明：在给定的应力和温度范围内，合金具有明显的应力敏感性。

(4) 蠕变期间的组织演化

在1040℃/137MPa条件下，9%W单晶合金蠕变421 h断裂后，在样品不同区域的组织形貌示于图 5.4。在蠕变样品的不同区域，具有不同的受力状态，因此，在合金的不同区域，具有不同的组织形貌。根据合金不同区域的组织形貌，可分析合金中不同区域的变形程度。

试样观察点位置示于图5.4 (a)，字母A所标注处为无应变区域，其形貌特征示于图5.4(b)，部分??相沿垂直或水平方向相互连接，形成串状结构；在样品的B区域承受拉伸张应力，其??相已形成与应力轴垂直的N-筏状结构，筏状??相的厚度尺寸约为0.6μm，其形貌如图5.4 (c)所示；在区域C的??相形貌与区域B相似，如图5.4(d)所示；但在区域D筏状??相的厚度已粗化至0.8-0.9μm，并已发生明显的扭曲，如图5.4 (e)所示；近断口E区域的组织形貌如图5.4 (f)所示，可以看出：筏状??相已明显粗化至1μm，且长度减小，筏状??相取向与施加应力轴方向呈一定角度倾斜，其中，??相的粗化及扭曲程度增加为近断口区域发生较大塑性变形所致。

图5.4 在1040℃/137MPa条件下，9%W单晶合金蠕变421 h断裂后不同区域的组织形