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毕业设计（论文）外文文献翻译

翻译题目：位错对镍基高温合金中铬和钴偏析的影响

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位错对镍基高温合金中铬和钴偏析的影响

关键字:

沿位错线扩散，管中扩散，筏运，溶解，融化，原子探针断层扫描，重结晶，再结晶

摘要

研究了多晶和单晶镍基高温合金中溶质在位错处的偏析.。我们的观察证实了通常假设但尚未证实通过管道的混乱的扩散。铬和钴在gamma;lsquo;沉淀位错和界面位错中的直接观察和定量的近原子尺度偏析对gamma;lsquo;沉淀的部分或完全溶解，在提高温度下进行了讨论。我们的研究结果使我们能够阐明管道扩散引发未扩散的物理机制。gamma;lsquo;沉淀的可溶解性。

高温合金的突出强度来源于L12有序gamma;lsquo;析出物[1]。然而，位错的存在增强了它们在高温下的溶解动力学，并导致gamma;lsquo;的再结晶或定向粗化(称为漂流[2，3])。两者都对高温合金的性能有不良影响[4，5]。尽管经常被研究，但这种溶解的机制仍然难以捉摸[6-9]。

通常认为，gamma;基体中存在高密度的晶体线缺陷，即位错，有可能通过所谓的管状扩散来迁移元素。[8，10]。局部化学不均匀性是一种相对序列，导致gamma;lsquo;沉淀的不稳定和溶解。这种关于gamma;lsquo;沉淀物稳定性及其溶解机制的基本认识，对于发展准确的模型来预测涡轮叶片等关键部件的寿命是必要的[11，12]。然而，对近原子尺度的精确定量化学研究却是缺乏的.

为了证明位错在这个过程中的真正作用，我们将一种商用多晶高温合金和一种单晶镍基高温合金分别进行了显微组织退化和再结晶及漂流，分别观察。摘要利用原子探针断层成像(APT)技术分析了可控电子通道对比度成像(cECCI)显示的高位错密度的微观结构区域，在近原子尺度上用分离的方法，寻找变形gamma;/gamma;lsquo;微观结构中溶质与位错的离析和管道扩散对gamma;rsquo;粒子溶解的合理化。

在再结晶的情况下，对IN 792多晶高温合金进行了研究。采用化学成分为Ni-13.9Cr8.8Co-1.1Mo-1.3 W-7.6Al-4.9Ti-1.3Ta-0.4C-0.1B-0.012Zr(at.%)的全热处理棒材，研磨抛光1mu;m，在750℃空气中等温静态暴露50 h。在漂流的情况下，对MC2单晶高温合金进行了研究。用化学成分为Ni-9.3Cr5.1Co-1.3Mo-2.6 W-11.2Al-1.9Ti-2.0Ta(at.%)的MC2全热处理棒材进行了蠕变试样的切削加工，得到了接近理想[001]Crs-滑石粉取向的蠕变试样。在恒载荷(初始应力为120 MPa)和热粘附条件下进行了拉伸蠕变试验，采用以下循环：1050°C 15 分钟，1105°C 1 分钟，1160°C 15分钟，1050°C 1 分钟，完成热循环蠕变试验后，试样冷却至800°C(即gamma;lsquo;析出区)，冷却速率为10°C/s，然后以较慢的速率进行。试验是使用辐射炉和非接触式引伸计进行的，遵循文献[5，13]所述的程序。

为了识别高位错密度的区域，采用了可控电子通道对比度成像方法，这是一种先进的扫描电子显微扫描技术，允许在宽视场范围内绘制晶体缺陷图[14]。采用蔡司梅林扫描电子显微镜(Carl Zeiss SMT AG, Germany) ，采用双子座场发射枪电子枪和Bruker e-FlashHR EBSD探测器 (Bruker Corporation, USA)。为了揭示晶体缺陷的最佳衍射对比度，采用控制衍射条件下的ECCI方法，将晶体旋转倾斜为双光束衍射条件[14]。计算机程序TOCA被用来选择合适的旋转/倾斜角度，在模拟的电子沟道模式的基础上，先前的EBSD分析在感兴趣区域[14]。显微镜在30 kV加速电压和3nA探针电流下操作.。试样定位在7毫米工作距离，并倾斜到一个范围内[-4°，20°]。

APT试样采用双束聚焦离子束FEI He-Lios 600，从高位错密度的IN 792合金区域和MC2合金的完全拉升组织中提取出APT试样，遵循文献[15]中的步骤。在Cameca Leap 3000 HR仪器上，在重复频率为100 kHz，激光脉冲能量为0.6 nj，基波温度为70 K的Cameca Leap 3000 HR仪器上对合金试样进行了分析。在Cameca Leap 5000 XR仪器上进行了分析，其重复频率为125 kHz，激光脉冲能量为45 pj，基准温度为50K。

我们首先关注的是经受短时降解处理的多晶的、完全热处理的镍基In792高温合金在空气中在750℃下静态等温暴露50小时。已经证实，环境降解导致连接到表面的MC碳化物的氧化，导致局部塑性变形[16-19]。图1A示出了从连接到表面的颗粒内氧化的碳化物附近的可控电子通道对比度成像显微照片(在补充图中示出了碳化物的严重氧化和它们的表面喷发的证据)，揭示了gamma;Prime;沉淀物的溶解以及在其附近的显著再结晶。以明亮的对比度成像的高密度位错在再结晶晶粒附近的原始微结构中是容易可见的。

这些都是由于氧化碳化物的体积膨胀，不断产生不合适的位错。在750°C的相对较短的曝光时间里，即远低于gamma;lsquo;溶线的温度下，块状扩散预计会太慢而不会造成这种溶解。我们假定这些位错有助于gamma;lsquo;的局部溶解，使它们从拓扑约束中释放出来，从而能够通过软再结晶晶粒进入热处理后的显微组织。这就解释了为什么再结晶晶粒与原始组织之间的位错密度较高。相反，位错密度较低，就远离碳化物。

图表1b显示出了从gamma;/gamma;lsquo;显微组织制备的试样中进行了APT重建，在与再结晶区的界面附近显示出较高的位错密度。重建过程中含有一个gamma;lsquo;沉淀及其与gamma;基体的界面。我们还提供了gamma;lsquo;中的少量gamma;沉淀，这些沉淀被认为是由于应用热处理[20，21]而产生的。在gamma;lsquo;沉淀中，沿管状局部富集，铬和钴的含量分别达到8.0%和12.0%。这类似于在APT[22-24]中经常遇到的位错的偏析，以前通过与透射电子显微镜(TEM)[25]的关联证实了这一点。垂直于描述性位错的圆柱形感兴趣区域，如图1B所示。如图1C所示，在位错处显示铬和钴的富集。 铝和钛的含量是耗尽的，而位错处的镍浓度与gamma;lsquo;沉淀中镍的浓度相同。用APT没有观察到位错与gamma;析出物之间的相互作用，从而使铬和钴从gamma;基体中偏析到位错处，而不是从gamma;lsquo;沉淀中析出gamma;析出物。

图1. (a)在750°C静态等温暴露50h后，从IN 792合金中氧化态晶内MC碳化物横截面上观察到的可控电子通道对比度成像显微图像显示，氧化过程中体积膨胀引起的塑性变形导致位错密度较高。部分氧化MC碳化物用红色虚线表示，再结晶区用绿色虚线表示。

(b) 从高位错密度gamma;/gamma;区域重建原子探针，在gamma;沉淀中显示gamma;/gamma;界面、位错和gamma;析出物。gamma;/gamma;界面与位错在4.6 at.%Cr.

(c) 1维浓度剖面上，与图中指示的位错垂直。

(d) 由于氧化MC碳化物的体积膨胀，gamma;/gamma;lsquo;界面的1D浓度分布。经过完全热处理后，在任何变形之前，IN792的gamma;/gamma;rsquo;界面的浓度分布。误差条表示为填充颜色的线条，对应于2sigma;计数误差。

在被氧化碳化物变形的区域内，gamma;基体的组成与降解处理前的状态相比发生了很大的变化，如图1d和e所示。gamma;基体中的镍含量从47.0 at.%提高到73.0 at.%，而铬和钴的含量分别从32.0%和16.0 at.%减少到9.0 at.%和12.0 at.%。降解后gamma;基体中镍的含量与gamma;lsquo;析出物的含量相近。这是铬和钴在高位错密度辅助下的质量迁移的直接结果，局部增加了镍在gamma;中的溶解度，从而导致gamma;lsquo;沉淀完全溶解[26]。应该指出的是，没有观察到大量形成的氧化铬层在形成过程中可能消耗铬。

接下来，我们讨论了在单晶高温合金MC2中，gamma;lsquo;粒子的部分溶解及其在蠕变条件下的二重粗化。可控ECCI分析表明，在gamma;/gamma;lsquo;微观结构中存在着高度位错密度的完全重叠组织，如图2a和图2b所示。2c显示出与IN 792合金相似的gamma;/gamma;lsquo;界面、位错和gamma;基体中的三级gamma;rsquo;相的组织结构。如文献[5，27]所述，蠕变试验后冷却过程中形成的第三次gamma;lsquo;析出物是通过管道形成的。

图2d是图2c所示的APT重建的子集，其包含在gamma;Prime;沉淀物内旋转45°的位错，以使读者清楚地知道该特征不是平面的。图2d所示的垂直于此位错的圆柱感兴趣区域的一维浓度分布表示在图2e中了。我们的结果再一次明确证实，铬和钴在单晶高温合金的偏析和位错。钛和铝在位错处耗尽，如IN 792高温合金的情况。铬和钴在两种合金之间的轻微不同的偏析行为很可能是它们不同的标称体积组成的结果。此前，提出了在蠕变位错处的铬和钴比其他典型的溶质如镍、钨、钛、钼等[ 28 ]的偏析与这些元素的尺寸和更高的迁移率有关。铬和钴对位错的偏析是由相关畸变场的弹性弛豫驱动的。它们的富集阻碍了其它元素沿位错的扩散[ 28 ]。

最近，Smith等人[29]利用扫描透射电镜(STEM)成像技术和能量色散X射线(EDX)光谱技术，研究了镍基高温合金中铬和钴的偏析与堆垛断裂现象。比较扫描透射电镜（STEM）观测和cECCI显微图像的叠加断层密度，我们的观测结果不太可能是关于叠加断层的，而这里所描述的铬和钴的偏析处于位错状态。此外，MC2合金在1050°C~1160°C温度范围内进行蠕变变形，表明其变形机制包括a/2lt;110gt;{111}型位错的滑移、攀移和这种位错的传递机制，可能是gamma;lsquo;粒子[30-32]的lt;100gt;型剪切。此外，在过去的调查分析中，在这种热循环条件下，MC2标本没有观察到堆叠断层。[5，27，33，34]。

图中的APT重建。如图2所示，2c还显示了gamma;/gamma;lsquo;界面的位错如图3所示。特别是在图3a中。在蠕变试验结束后冷却过程中，gamma;/gamma;lsquo;界面的突起与高密度面内位错的存在直接相关。透射电子显微镜(TEM)[35-38]曾观察到类似的界面突起。这些界面位错形成正则网络，如图中绿色等浓度表面所强调的那样。垂直于界面位错的一维浓度分布，如图3b所示。图3c显示，溶质的浓度与gamma;lsquo;沉淀物(2e)中观察到的位错浓度相同。铬和钴含量(22.0 at.%Cr和10.0 at.%Co)，略高于gamma;基体,gamma;基体含量分别为20.0 at.%Cr和8.0 at.%Co。此外，与界面位错平行的一维浓度分布如图所示。图3b表明，这些溶胶-槽沿位错的偏析是均匀的，没有明显的波动。如果假定质量不发生管道扩散，则Cr和Co在位错处的偏析将导致这些元素在gamma;基体或gamma;lsquo;析出物周围和沿缺陷的耗尽。然而，正如1D浓度剖面所清楚显示的那样，对于这两种合金来说，没有观察到这种损耗。因此，研究表明，铬和钴在镍基高温合金中沿位错发生扩散。

图2.(a) CECCI显微照片，显示了MC2合金的gamma;/gamma;Prime;微观结构中具有高位错密度。

图(b) 与图2a中由红色虚线表示的区域相对应的CECCI显微照片，详细示出gamma;基质中和gamma;Prime;颗粒内的位错网络。

图(c) 从gamma;Prime;沉淀中显示gamma;/gamma;Prime;界面，gamma;/gamma;lsquo;界面位错在gamma;基体中加入gamma;lsquo;沉淀和第三次gamma;rsquo;粒子。位错和gamma;/gamma;Prime;界面在8.0at.%Cr处具有等组成表面。

图(d) 图2c中的原子探针重建的细节，旋转45°，显示出垂直于gamma;Prime;沉淀物中的位错的感兴趣的圆柱形区域的位置。

图(e) 垂直于由图2d中的gamma;Prime;颗粒内的红色箭头(1)表示的位错的1维浓度分布。误差条被示为填充有颜色的线并且对应于2sigma;计数误差。

图3.(a) 图中所示APT重建的一部分显示在2c中，由于界面位错的存在，在gamma;/gamma;lsquo;界面上表现突出。界面为8.0 at.%Cr。第三次gamma;lsquo;沉淀没有显示出界面的视觉清晰度

图(b) 界面位错网络，界面位错的分布采用等浓度表面，浓度为44 Ni/Nm3。

图(c) 代表垂直于图3b中连接的界面位错的一维浓度分布。

图(d) 与图3b中黑色箭头界面位错平行的一维浓度分布。误差条表示为填充颜色的线条，对应于2sigma;计数误差。

到目前为止，gamma;lsquo;的定向粗化是基于gamma;通道中gamma;和gamma;rsquo;稳定元素的交叉通量的计算[39]。然而，元素的体积扩散速度太慢，无法在已知发生漂流的较短时间内观测到gamma;lsquo;的二重粗化[7]。我们观察到铬和钴对位错的偏析，特别是在界面位错中，为gamma;lsquo;的定向粗化提供了一个新的视角，如图4所示。众所周知，对于[001]取向的单晶高温合金，在蠕变条件下存在负晶格失调，首先会产生位错，并通过垂直于载荷轴的gamma;矩阵通道移动，如图4a所示[6，7，40]。位错在垂直于负载轴的gamma;/gamma;lsquo;界面处被阻断，从而堆积，从而形成界面位错网络，如图4b所示。在这一阶段，与负载轴平行的gamma;走廊中的铬和钴，特别是靠近立方体gamma;lsquo;沉淀物角的区域，被吸引到界面位错网络中，在那里它们开始分离，如图4c所示。

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