一种6Re/3Ru镍基单晶高温合金微观组织的稳定性和高温持久性能

镍基单晶高温合金在高温下具有优异的抗蠕变性、抗热腐蚀性、抗氧化性和组织稳定性，可用于制造航空发动机和舰船发动机的涡轮叶片 [1~3] 镍基单晶合金在高温下的优异力学性能，可归因于各种难熔元素和从基体中共格析出的γ'强化相 特别是第二代和第三代单晶高温合金中引入的质量分数为3%和6%的Re元素，使其承温能力显著提高[4,5] 但是，合金中添加的Re元素促进拓扑密排相(TCP相)的析出，严重影响其力学性能和稳定性[6] 在第四代镍基单晶高温合金中引入Ru元素，可减少TCP相的析出而使其具有良好的组织稳定性及蠕变性能[7] O'hara等[8]提出，Ru元素能引起合金元素在γ和γ'两相间的逆分配，因此可抑制含Ru合金中TCP相析出 Hobbs等[9]认为，Ru含量的提高使SRR300D合金在1100 ℃长期时效后γ基体的体积分数增加，TCP相形成元素在γ基体中过饱和度的降低使TCP相的析出被抑制 此外，在合金中加入Ru还能提高γ/γ'晶格错配度，进而在高温蠕变时产生更致密的界面位错网，使持久寿命提高[10]

航空发动机的涡轮叶片长期在高温下工作，因此其在高温下的微观组织稳定性极为重要 进行长期时效可模拟合金在服役时的温度状态，评价合金的组织稳定性 在长期时效过程中镍基单晶高温合金不可避免地会发生组织演变，如γ'相的退化、筏化、形成γ/γ'界面位错网以及析出TCP相 Sun等[11]发现，一种含5%Re的合金在1100℃长期时效500 h后其组织退化严重，形成γ'相筏形组织和析出大量TCP相 史振学等[12]研究了一种第四代单晶合金的组织稳定性，发现其在1070℃长期时效400 h后析出少量针状TCP相(σ相)，长期时效800 h后γ'相形成较完善的筏形组织 此外，涡轮叶片在服役时还要承受离心应力，因此合金的高温低应力蠕变性能也是重要的性能指标 陈晶阳等[13] 研究了无Ru和含Ru合金，发现加入Ru可促进筏形组织的形成并增大γ/γ'两相错配度，形成的致密位错网可显著提高其在1100 ℃/140 MPa下的持久寿命 舒德龙[14]发现，一种Ru含量为3%的镍基单晶合金在1100℃/137 MPa条件下的持久寿命为323 h，认为在持久变形后γ'相中保留的大量K-W锁可抑制位错的滑移和交滑移，使合金具有较高的持久寿命

鉴于此，本文对一种四代镍基单晶高温合金进行1000℃和1130℃下的长期时效，观察γ'相形貌演化、TCP相的析出和γ/γ'界面位错网演化；并在1100℃/140 MPa条件下测试合金的持久性能、观察组织的演化和位错组态并分析其持久变形机制

1 实验方法

实验用材料是一种6Re/3Ru四代镍基单晶高温合金，其名义成分(%，质量分数)为：24(Co+W+Mo)-2.5Cr-13.8(Al+Ta)-6Re-3Ru-0.15Hf-0.05C-Ni(余量)

用螺旋选晶法在ZGD-2型真空高梯度定向凝固炉中制备[001]取向的单晶试棒 用电子背散射衍射法(EBSD)检测试棒的晶体取向，试棒的晶体取向偏差均小于10° 对铸态合金进行完全热处理，热处理制度为：1325℃/4 h+1330℃/6 h(AC)+1120℃/4 h(AC)+870℃/24 h(AC)

对完全热处理后的试样在1000℃和1130℃下分别进行50 h、100 h、200 h、500 h和1000 h的长期时效处理，以评价合金的组织稳定性 将完全热处理后的试棒机械加工成持久试样(图1a)，并测试1100℃/140 MPa条件下的高温持久性能

图1



图1持久试样和持久断裂试样观察区域的示意图

Fig. 1Schematic diagram of stress rupture specimen (a) and observed regions of fractured specimens (b)

用日立SU8010场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)观察合金的热处理态和长期时效态组织，并观察持久断裂试样纵剖面不同区域(如图1b)的显微组织，用SEM-EDS能谱仪测量TCP相的成分 用JEM-2100透射电子显微镜(TEM)观察完全热处理态组织、长期时效后界面位错网以及持久断裂后合金中的位错组态，并进行选区电子衍射(SAED)以确定析出相的类型 此外，使用Image Pro Plus软件计算γ基体通道宽度、γ'相的平均尺寸、γ'相的体积分数以及位错间距 为了确保统计结果的准确性，至少选择10张图像统计各实验结果，并计算其平均值

2 实验结果2.1 热处理态合金的组织

为了降低合金铸态组织中的枝晶偏析、消除共晶组织、调整γ'相尺寸和立方度，需对合金进行热处理 图2a给出了完全热处理后在FE-SEM下的γ/γ'组织形貌 可以看出，γ'相的立方度较高，分布较为均匀 由于合金中Re、W等元素在Ni中的扩散速率低，合金经完全热处理后γ'相的尺寸较小 统计结果表明，γ'相的平均尺寸约为250 nm，体积分数约为64%，γ基体通道的宽度约为50 nm 图2b给出了完全热处理后合金的TEM形貌，其中衬度较低的(白亮)区域为γ'相，低衬度(灰黑)区域为γ基体，可见基体中出现了少量纳米级的微小γ'相 在合金中未观察到位错 图2b中的插图为γ和γ'相的电子衍射花样，可见除了强衍射斑点，还有如白色箭头所示的γ'有序相的超晶格衍射斑点 从衍射花样可见，γ和γ'的衍射斑点重合，表明两相的共格关系较好

图2



图2完全热处理后合金的SEM形貌、 TEM形貌及衍射花样

Fig.2SEM morphology (a), TEM morphology and selectron diffraction (b) of the alloy after fully heat treatment

2.2 合金的组织稳定性2.2.1 在长期时效过程中γ′相的演化

图3给出了完全热处理后的合金分别在1000℃和1130℃长期时效不同时间后γ'相的形貌 与完全热处理态相比，在1000℃长期时效50 h后γ'相的形貌和尺寸变化不大，如图3a所示 图3b给出了长期时效100 h后γ'相的形貌，可见γ'相略微长大，仍呈立方状，相邻γ'相的合并使部分γ基体通道消失 长期时效200 h后(图3c)一些区域中的γ'相合并长大，γ'相仍呈立方或长方体状，基体通道略有变宽，更多的基体通道消失 时效500 h后γ'相的尺寸和γ基体通道宽度进一步增大，如图3d所示 长期时效1000 h后(图3e)γ'相连接，但是仍存在立方度较好的γ'相，说明合金中γ'相的稳定性较高

图3



图3在1000℃和1130℃长期时效不同时间后γ′相的形貌

(a) (f) 50 h; (b) (g) 100 h; (c) (h) 200 h; (d) (i) 500 h; (e) (j) 1000 h

Fig.3Microstructure of γ′ phase after long-term aging at 1000℃ (a~e) and 1130℃ (f~j) for different time

图3(f-j)给出了在1130℃长期时效不同时间后γ'相的形貌 长期时效50 h和100 h后γ'相的尺寸增大，γ基体通道变宽，部分γ'相连接(图3f、g) 长期时效200 h后(图3h)γ'相的尺寸持续增大，连接程度进一步提高且部分区域中的γ'相发生筏化，但是绝大部分γ'相仍保持立方状 长期时效500 h后γ'相的形貌发生了较大的变化，不再保持立方状，γ'相粒子连接成条形或“L”形 γ'相的边缘溶解，γ基体通道明显粗化(图3i) 长期时效1000 h后γ'相的连接更加严重，γ基体通道粗化的程度进一步提高(图3j)

γ'相是镍基单晶高温合金的强化相，因此在长期时效过程中γ'相的尺寸和体积分数的变化极为重要 对不同形貌γ'相尺寸的统计，有所区别：立方状γ'相统计其边长，严重连接和形筏后的γ'相统计其宽度 不能直接测量γ'相的体积分数，但是可以将γ'相的面积分数转化计算 [15]：

Fν=FAP

(1)

式中FV 和FA 分别为γ'的体积和面积分数，p为指数因子，取决于γ'相形状 γ'相为立方状时p=1.5，γ'相形筏后则指数p=2 由上述公式可根据面积分数估算出体积分数 γ'相形态的多样性使统计结果产生一定误差，但是大体上能反映出体积分数的总体变化趋势

图4a给出了在不同条件下长期时效后γ'相平均尺寸的统计结果 可以看出，随着长期时效时间的增加γ'相的尺寸增大，但是长大速率降低 在1130℃长期时效后γ'相的尺寸明显大于在1000℃长期时效后的尺寸 图4b给出了γ'相体积分数的变化 可以看出，在1130℃时效的初期(200 h前)γ'相的体积分数变化不大，但是时效500 h后明显降低，时效1000 h继续降低 比较在1000℃和1130℃长期时效后的γ′相体积分数，可见随着时效温度的升高γ′相的溶解量增大且溶解速率过高

图4



图4在1000℃和1130℃长期时效不同时间后γ′相的平均尺寸、体积分数和粗化速率

Fig.4Average size (a)、volume fraction (b) and coarsening rate(c) of γ' phase after long-term aging at 1000℃ and 1130℃ for different time

在长期时效过程中γ'相的长大符合LSW熟化，可表示为[16]

rt3-r03=kt

(2)

式中r0为完全热处理后、长期时效前γ'相边长的1/2，rt 为长期时效时间t时γ'相边长的1/2，k为粗化速率

将图4a给出的统计结果代入 式(2)，可得两种合金中γ'相的粗化速率，拟合结果如图4c所示 在1130℃长期时效500 h和1000 h后γ'相发生严重的连接，因此没有将该两组数据用于拟合 实验数据与经典的LSW模型吻合较好，表明该模型适于拟合本文实验中1000℃长期时效和1130℃前200 h的γ'相粗化行为 拟合结果表明，合金在1000℃长期时效的粗化速率为9.82 nm3/s，在1130℃长期时效的粗化速率达到96.27 nm3/s 本文实验用合金在1130℃长期时效中的粗化速率与Song等[17]研究的一种四代单晶高温合金在1100℃的γ'相粗化速率相近，表明本文实验用合金中的γ'相稳定性较高

2.2.2 TCP相

这种合金中Re，W，Mo等难熔元素的总量达到19.5%，其中Re的含量高达6%，因此在长期时效过程中易析出TCP相 本文实验用合金在1000℃长期时效后组织的稳定性优异 长期时效1000 h合金中仍未析出TCP相，如图5a所示 在1130℃长期时效200 h后合金中只析出了极少量长针状TCP相(图5b)；长期时效500 h后TCP相的尺寸和数量略有增加(图5c)；长期时效1000 h后TCP相析出量持续增加，尺寸增大并出现块状TCP相，如图5d；与长期时效200 h后相比，针状TCP相尺寸由约65 μm增长至约90 μm，面积分数从200 h后的约0.015%增大到约0.04%，但是面积分数仍然很低

图5



图5合金在1000℃和1130℃长期时效不同时间后析出的TCP相

Fig.5Precipitation of TCP phase after long-term aging at 1000℃ and 1130℃ for different times (a) 1000℃/1000 h; (b) 1130℃/200 h; (c) 1130℃/500 h; (d) 1130℃/1000 h

SEM-EDS测定的在1130℃长期时效不同时间后TCP相的成分，结果列于表1 可以看出，长期时效不同时间析出的TCP相其成分差别不大，都富含Re，W，Co等γ相形成元素 Sato等[18]的研究结果表明，含2%Ru和2.5%Ru的合金在1000℃长期时效1000 h后TCP相的面积分数分别约为1.6%和0.7%，而本文实验用合金长期时效1000 h后没有析出TCP相，表明这种合金的组织稳定性较高

Table 1

表1

表1用SEM-EDS测量的1130℃长期时效不同时间后的TCP成分

Table 1Compositions of TCP phase after long-term aging at 1130℃ for different time by SEM-EDS (mass fraction,%)

Time / h	Re	W	Co	Ta	Hf	Cr	Mo	Ru	Ni
200	37.59	17.89	11.67	9.12	3.59	2.68	0.98	0.64	Bal.
500	37.87	18.16	11.71	9.04	3.68	2.63	1.08	0.76	Bal.
1000	39.25	19.66	11.75	8.33	4.63	2.62	0.67	0.13	Bal.

2.3 在长期时效过程中界面位错网的演化

图6a~c给出了在1130℃分别长期时效200 h、500 h和1000 h后的TEM明场像，入射电子束平行于[001]方向 结果表明，长期时效200 h后在界面处观察到大量相互平行的沿[100]方向排列的位错线，表明界面位错网即将形成 长期时效500 h后界面处已经形成了较为完善的界面位错网，主要是矩形和不规则形状 位错网中的位错线沿[100]和[010]方向，在γ基体通道内也产生了位错，位错网能抑制基体中的位错切入γ'相 长期时效1000 h后位错网主要为矩形，但是在部分位错结点出现了较短的[110ˉ]方向的位错 对时效不同时间后位错间距的统计结果，如图6d~f所示 可以看出，长期时效200 h后位错线的平均间距约为139 nm，500 h时位错网间距约为72 nm，时效至1000 h位错网间距减小到61 nm 随着长期时效时间的延长位错间距变小，位错网更加均匀、致密 在高温蠕变过程中合金γ相中的原生位错运动到γ′相即受到阻止，且不同滑移面的位错在γ/γ′的界面相遇并发生反应而形成界面位错网[19] 本文实验用合金虽处于无外加应力状态但是γ和γ′两相间出现错配应力，在γ/γ′界面处产生了不同方向的错配位错，位错相遇发生反应在γ/γ′界面处也会形成位错网[20] 但是1000℃时效温度较低，错配应力较小，未观察到完整的界面位错网

图6



图6在1130℃长期时效不同时间后γ/γ′界面位错网和位错间距统计

Fig.6Dislocation networks at γ/γ′ interface (a)~(c) and statistics of dislocation spacing (d)~(f) after long-term aging at 1130℃ for different times (a) 200 h; (b) 500 h; (c) 1000 h

2.4 在1100℃/140 MPa条件下合金的持久性能

在1100℃/140 MPa条件下测试了合金的持久性能，持久寿命为676.5 h，伸长率为9.48%，断面收缩率为34.71% 与文献[21~23]的结果比较，在该测试条件下实验合金的持久寿命较高，其寿命约为第四代单晶合金TMS-138的1.5倍，持久寿命已经达到甚至略高于第四代镍基单晶高温合金水平

图7给出了持久断裂后，试样纵剖面不同区域γ/γ′的组织形貌及TCP相析出情况，其中双箭头为加载应力方向 在图7a~c中观察到A、B、C三个区域中的γ′相沿垂直于应力轴方向形成N型筏状组织，并观察到箭头所指的γ′相反包围γ相的拓扑倒置现象 应力的大小不同(σC>σB>σA)，导致不同区域中的γ/γ′组织形貌出现较大的差异 随着应力的增大筏形γ′相的尺寸和基体通道宽度增大，γ/γ′组织的扭曲程度加剧 在持久断裂试样中观察到针状TCP相，其形貌与长期时效后析出的TCP相类似 同时，随着到断口距离的减小TCP相的析出量增大，如图7d~f所示 图8a给出了析出相的TEM明场像，可见TCP相的形貌为针状，并且在TCP相附近出现了位错塞积 这可能导致应力集中，从而增大裂纹萌生的可能性 对析出相进行选区电子衍射，衍射花样如图8b所示 鉴定结果表明，该针状TCP相为μ相

图7



图7断裂试样不同区域的γ/γ′形貌和TCP相

Fig.7γ/γ′ morphology (a~c) and TCP phase (d~f) of different regions in fractured specimens (a) (d) region A; (b) (e) region B; (c) (f) region C

图8



图8断裂试样中TCP相的形貌和选区电子衍射花样

Fig.8Morphology of TCP phase in fractured specimens (a) and selected area electron diffraction pattern (b)

3 讨论3.1 γ′ 相的粗化、连接和筏化

在长期时效过程中，合金中的γ′相发生了粗化、连接和形筏 γ′相的长大符合Ostwald Ripening原理，即小尺寸γ′相溶解，大尺寸γ′相粗化 这种现象可用Gibbs-Thompson方程[24]

C=C∞1+2γVmRTr

(3)

解释 式中C为γ′粒子表面溶质浓度，C∞为无穷大的γ′粒子表面溶质浓度，γ为比界面能，Vm为摩尔体积，r为γ′相颗粒的半径，R为常数，T为温度 式(3)反映了溶质浓度C和γ′相的半径r二者间的关系，即半径r越小则溶质浓度越高，使小尺寸γ′粒子周围的Al、Ta等溶质元素向大尺寸的γ′粒子迁移 小尺寸γ′粒子表面的γ′相形成元素的迁移，使小尺寸γ′粒子中溶质元素不断扩散到基体中，并通过γ基体向大尺寸γ′粒子扩散，使较小的γ′粒子缩小而较大的γ′粒子增大 在此过程中γ′粒子的总表面积降低，Ostwald粗化过程发生的驱动力是总界面自由能的降低 在1000℃的长期时效，原子的扩散速率和γ′相的长大速率较低 长期时效温度升高到1130℃，使原子的扩散速率增大，γ′相的粗化速率显著提高，从而生成尺寸更大的γ′粒子，200 h后相邻γ′相开始连接而逐渐变为条形或“L”或筏状结构

γ′相连接筏化的驱动力，是界面能和弹性应变能的降低[25] 在1130℃长期时效500 h后合金中的γ′相由立方状变为条状，同时在γ/γ′界面上出现位错网 界面位错网的形成可释放γ/γ′两相间的晶格错配和外加应力产生的弹性应变能 同时，位错网作为元素扩散的通道能促进合金元素的扩散，加快γ′相的筏形化[26,27] 在没有外加应力的长期时效过程中只有内应力，使γ′相筏化方向并不唯一 而在1100℃/140 MPa持久试验中，对试样施加轴向拉应力使合金中产生弹性应力梯度而使合金元素定向扩散 合金元素的定向扩散在合金中形成方向一致的筏形组织 对比持久断裂不同区域的筏状γ′相的形态，表明应力的增大可促进合金中γ′相的粗化及筏化

3.2 TCP相的析出行为

TCP相是合金中的一种有害相，其大量析出使合金的持久性能下降 如表2所示，TCP相的形成元素主要为固溶强化元素，因此TCP相的析出使固溶强化效果降低 另外，γ相元素的消耗导致在TCP相的周围生成γ′相，使筏形组织的连续性受到破坏 同时，TCP相是一种脆性的长针状相，产生的应力集中使裂纹萌生和扩展

Table 2

表2

表2用SEM-EDS能谱测量的断裂试样中μ相的成分

Table 2Composition of μ phase in fractured specimen measured by SEM-EDS (mass fraction,%)

Re	W	Ni	Co	Ta	Hf	Cr	Mo	Ru
38.85	19.26	13.53	11.28	8.86	4.51	2.71	0.68	0.32

在1130℃长期时效1000 h后合金中TCP相的析出量仍然极低，在透射电镜下观察不到TCP相，因此无法标定TCP相的类型 在持久断裂后的TEM样品中标定出TCP相为μ相，对比长期时效和持久断裂后的TCP相形貌(图5和图7)和成分(表1和表2)，可见在两种条件下析出的TCP相其形态和成分基本上相似 根据与文献[17, 28]给出的μ相成分对比，可推测出长期时效过程中的析出相为μ相

镍基单晶高温合金中TCP相的析出行为受元素扩散的影响，温度也影响扩散速率[27] 在1000℃长期时效时，较低的温度使元素的扩散速率低，因此在合金中观察不到TCP相 时效温度提高到1130℃，元素扩散速率的提高使合金中析出了TCP相，且随着时效时间的延长合金元素的不断扩散使TCP相的尺寸增大和析出量增加 同是，应力的增大也促进了TCP的析出[29] 在本文持久断裂试样中应力较大的近断口区域，TCP相的含量高于应力较小的远断口区域

3.3 持久断裂后的位错组态

图9给出了在1100℃/140 MPa条件下持久断裂后B区域的位错组态 可以看出，在持久断裂的合金中形成了γ/γ′界面位错网(图10中的矩形区域)，其形貌主要为四边形，比图6中在1130℃长期时效后的界面位错网更为致密 根据位错网间距公式d= b /δ，γ/γ′两相错配度δ绝对值的增大将使位错网更加致密，施加应力将增大错配度的绝对值[30] 因此，即使测试持久性能的温度低于长期时效温度，持久断裂后界面位错网仍然比无应力时的长期时效后致密 在高温低应力条件下规则且致密的界面位错网是合金具有较高持久寿命的关键因素，界面位错网能阻碍γ基体中的位错切入γ′相，使合金的持久寿命提高

图9



图9在1100℃/140 MPa条件下持久断裂后合金中的位错组态

Fig.9Dislocation configuration of the alloy after fracture at 1100℃/140 MPa

持久断裂后在γ′相内存在着a<101>型超位错和a<010>型超位错，其中a<101>型超位错呈短线状，主要沿[100]方向 这种超位错来自基体中两个a/2<101>位错的反应[31] a<010>型超位错的形态为“Z”字形，长度较长且弯曲，包括图中所示的1，2，3三个部分 两个柏氏矢量不同的位错a/2<110>从γ基体位错运动到γ/γ′界面，反应形成一个<010>型超位错，然后切入γ′相 这个过程可表示[19]为

a2[1—10]+a2[110]→a[010]

(4)

a<010>型超位错的非致密位错芯结构并不位于常规的{111}滑移面上，而是位于非密排的{001}面上，故其可动性很差，只能滑移和攀移 因此，a<010>型超位错使蠕变速率降低，可提高合金的持久寿命[32]

4 结论

(1) 这种第四代镍基单晶高温合金在高温下具有较好的组织稳定性 在1000℃进行1000 h的长期时效，γ′相发生轻微连接但是并未筏化且没有析出TCP相；在1130℃长期时效200 h后开始析出TCP相，500 h后γ′相发生筏化，1000 h后TCP相的析出量仍然很低(含量为0.04%)

(2) 在长期时效过程中，这种第四代镍基单晶高温合金中的立方状γ′相按LSW熟化方式长大，随着长期时效温度的升高粗化速率提高 拟合计算结果表明，在1000℃和1130℃长期时效过程中γ′相的粗化速率分别为9.82 nm3/s和96.27 nm3/s，表明合金具有较高的γ′相稳定性

(3) 在1130℃长期时效过程中出现四边形界面位错网，随着时效时间的延长合金元素的扩散导致的错配应力的增大使位错的平均间距减小

(4) 在1100℃/140 MPa条件下合金的持久寿命为676.5 h，达到第四代镍基单晶高温合金的水平 在持久试验过程中，合金中形成致密的γ/γ′界面位错网和a<010>超位错，有利于提高合金的持久性能

参考文献

View Option 原文顺序文献年度倒序文中引用次数倒序被引期刊影响因子

[1]

Chen J Y, Feng Q, Sun Z Q.

Topologically close-packed phase promotion in a Ru-containing single crystal superalloy

[J]. Scr. Metall., 2010, 63 (8): 795

[本文引用: 1]

[2]

Chang J X, Wang D, Dong J S, et al.

Effect of rhenium addition on isothermal oxidation behavior of a nickel-base single crystal superalloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2017, 31(09): 695

常剑秀, 王 栋, 董加胜 等.

铼对镍基单晶高温合金恒温氧化行为的影响

[J]. 材料研究学报, 2017, 31(09): 695

[3]

Liu X X, Huang T W, Zhang J C, et al.

Influence of thermal exposure on microstructure and stress rupture property of a Re-containing Ni-based single crystal superalloy

[J]. Intermetallics, 2021(136): 107237

[本文引用: 1]

[4]

Zhang Y B, Liu L, Huang T W, et al.

Incipient melting and solution heat treatment of a boron-bearing third generation single crystal nickel base superalloy

[J]. Rare Metal Mater. and Eng., 2017, 46(10): 3105

[本文引用: 1]

张琰斌, 刘 林, 黄太文 等.

一种含硼第三代镍基单晶高温合金的初熔及固溶处理

[J]. 稀有金属材料与工程, 2017, 46(10): 3105

[本文引用: 1]

[5]

Ding Q Q, Li S Z, Chen L Q, et al.

Re segregation at interfacial dislocation network in a nickel-based superalloy

[J]. Acta Mater., 2018, 154: 137

DOIURL [本文引用: 1]

[6]

Liang S, Liu Z X, Liu L R.

Effect of Ru on creep properties of a high tungsten containing Ni-based single crystal superalloy

[J]. Chin. J. Mater. Res., 2021, 35(09): 694

[本文引用: 1]

梁 爽, 刘智鑫, 刘丽荣 等.

Ru对一种高W镍基单晶合金蠕变性能的影响

[J]. 材料研究学报, 2021, 35(09): 694

[本文引用: 1]

[7]

Zhao G Q, Tian S G, Shu D L, et al.

Influence of Ru on creep behavior and concentration distribution of Re-containing Ni-based single crystal superalloy at high temperature

[J]. Mater. Res. Express, 2020, 7(6): 066507

[本文引用: 1]

[8]

O'hara K S, Walston W S, Ross E W, et al.

Nickel base superalloy and article

US 5482789 [P]. 1996-01-09

[本文引用: 1]

[9]

Hobbs R A, Zhang L, Rae C M F, et al.

Mechanisms of topologically close-packed phase suppression in an experimental ruthenium-bearing single-crystal nickel-base superalloy at 1100℃

[J]. Metall Mater Trans A, 2008, 39 (5): 1014

DOIURL [本文引用: 1]

[10]

Tan X P, Liu J L, Jin T, et al.

Effect of Ru additions on very high temperature creep properties of a single crystal Ni-based superalloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2013, 580(10): 21

DOIURL [本文引用: 1]

[11]

Sun J X, Liu J L, Li J G, et al.

Microstructural degradation after thermal exposure of a Re-containing single crystal superalloy

[J]. Mater. Charact., 2021, 178: 111279

DOIURL [本文引用: 1]

[12]

Shi Z X, Liu S Z, Li J R.

Microstructure stability of a nickel based single crystal superalloy

[J]. Mater. Mech. Eng., 2013, 37(11): 5

[本文引用: 1]

史振学, 刘世忠, 李嘉荣.

一种镍基单晶高温合金的组织稳定性

[J]. 机械工程材料, 2013, 37(11): 5

[本文引用: 1]

[13]

Chen J Y, Hu P P, Feng Q, et al.

Effects of Ru on microstructural evolution during thermal exposure and stress-rupture property of Ni-based single crystal superalloys

[J]. Rare Metal Mater. and Eng., 2011, 40(12): 6

[本文引用: 1]

陈晶阳, 胡聘聘, 冯 强 等.

Ru对镍基单晶热暴露组织演变及持久性能的影响

[J]. 稀有金属材料与工程, 2011, 40(12): 6

[本文引用: 1]

[14]

Shu D L.

Creep behaviors and effecting factors of Re/Ru containing nickel-based single crystal superalloys

[D].

Shenyang:

Shenyang University of Technology, 2018

[本文引用: 1]

舒德龙.

含Re/Ru镍基单晶合金的蠕变行为及影响因素

[D].

沈阳:

沈阳工业大学, 2018

[本文引用: 1]

[15]

Yang X X, Cui X, Yuan H.

Correlations between microstructure evolution and mechanical behavior of a nickel-based single crystal superalloy with long-term aging effects

[J]. Mater. Charact., 2020, 169(1-2): 110652

DOIURL [本文引用: 1]

[16]

Lifshitz I M, Slyozov V.

The kinetics of precipitation from supersaturated solid solutions

[J]. J. Phys. Chem. Sol., 1961, 19(1): 35

DOIURL [本文引用: 1]

[17]

Song W, Wang X G, Li J G, et al.

Role of Ru on the microstructural evolution during long-term aging of Ni-Based single crystal superalloys

[J]. Acta Metall. Sin-Engl., 2020, 33(12): 101

[本文引用: 2]

[18]

Sato A, Harada H, Yokokawa T, et al.

The effects of ruthenium on the phase stability of fourth generation Ni-base single crystal superalloys

[J], Scr. Metall. 2006, 54: 1679

[本文引用: 1]

[19]

Lv P S, Liu L R, Zhao G Q, et al.

Creep properties and relevant deformation mechanisms of two low-cost nickel-based single crystal superalloys at elevated temperatures

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2022, 851: 143561

DOIURL [本文引用: 2]

[20]

Long H B, Wei H, Liu Y N, et al.

Effect of lattice misfit on the evolution of the dislocation structure in Ni-based single crystal superalloys during thermal exposure

[J]. Acta Mater., 2016, 120: 95

DOIURL [本文引用: 1]

[21]

Zhang J X, Murakumo T, Koizumi Y, et al.

Slip geometry of dislocations related to cutting of the γ′ phase in a new generation single-crystal superalloy

[J]. Acta Mater., 2003, 51(17): 5073

DOIURL [本文引用: 1]

[22]

Xia W S, Zhao X B, Yue L, et al.

Inconsistent creep between dendrite core and interdendritic region under different degrees of elemental inhomogeneity in nickel-based single crystal superalloys

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2021(92): 88

[23]

Zhang J X, Murakumo T, Koizumi Y, et al.

Strengthening by γ/γ′ interfacial dislocation networks in TMS-162-Toward a fifth-generation single-crystal superalloy

[J]. Metall. Mater. Trans. A, 2004, 35(6): 1911

DOIURL [本文引用: 1]

[24]

Pan J S, Tong J M, Tian M B. Fundamentals of materials science [M].

Beijing:

Tsinghua University Press, 1998: 550

[本文引用: 1]

潘金生, 仝健民, 田民波. 材料科学基础 [M].

北京:

清华大学出版社, 1998: 550

[本文引用: 1]

[25]

Liu J L, Jin T, Yu J J, et al.

Effect of thermal exposure on stress rupture properties of a Re bearing Ni base single crystal superalloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2010, 527(4-5): 890

DOIURL [本文引用: 1]

[26]

Sun J X, Liu J L, Chen C, et al.

Effect of Ru on γ/γ' microstructural evolutions and precipitation of TCP phases during thermal exposure at 1100℃ in a single crystal superalloy

[J]. Mater. Charact., 2022, 186: 111794

DOIURL [本文引用: 1]

[27]

Huang Y S, Wang X G, Cui C Y.

Effect of thermal exposure on the microstructure and creep properties of a fourth-generation Ni-based single crystal superalloy

[J]. J. Mater. Sci. Technol., 2021, 69(10): 180

DOIURL [本文引用: 2]

[28]

Cheng K Y, Jo C Y, Jin T, al et .

Effect of Re on the precipitation behavior of μ phase in several single crystal superalloys

[J]. J. Alloys Compd., 2012, 536: 7

DOIURL [本文引用: 1]

[29]

Lv P S, Gao Q, Li C J, et al.

Effect of stress on precipitated phases in DD5 single crystal superalloy during stress rupture tests

[J]. Acta Aeronaut. Astronaut. Sin., 2021, 42(6): 638

[本文引用: 1]

吕培森, 高 强, 李常金 等.

应力对DD5单晶高温合金持久过程中析出相的影响

[J]. 航空学报, 2021, 42(6): 638

[本文引用: 1]

[30]

Xu J H, Li L F, Liu X G, et al.

Thermal-stress coupling effect on microstructure evolution of a fourth-generation nickel-based single-crystal superalloy at 1100℃

[J]. Acta Metall. Sin., 2021, 57(2): 205

[本文引用: 1]

徐静辉, 李龙飞, 刘心刚 等.

热力耦合对一种第四代镍基单晶高温合金1100℃蠕变组织演变的影响

[J]. 金属学报, 2021, 57(2): 205

[本文引用: 1]

[31]

Wang X G, Liu J L, Jin T.

Creep deformation related to dislocations cutting the γ′ phase of a Ni-base single crystal superalloy

[J]. Mater. Sci. Eng. A, 2015, 626: 406

DOIURL [本文引用: 1]

[32]

Tan Z H, Wang X G, Du Y L, et al.

Microstructural stability and creep performance of a novel low-cost single crystal superalloy

[J]. Met. Mater. Int., 2022, 28: 1599

DOI [本文引用: 1]

Topologically close-packed phase promotion in a Ru-containing single crystal superalloy

1

2010