西工大苏海军团队《Acta Materialia》：揭示镍基单晶高温合金蠕变过程拓扑密排相孪晶转变的原子机制

1.背景介绍

镍基单晶高温合金是航空发动机单晶涡轮叶片的主要材料，随着航空发动机的发展，单晶涡轮叶片的服役温度要求不断提高。在第三代镍基单晶高温合金中，难熔元素的总含量已经接近或者超过20 wt.%。难熔元素含量的增加虽能有效提高单晶高温合金的承温能力，但也促进了拓扑密排相（TCP相）的析出。TCP相作为一种脆性相，不仅易成为裂纹源和裂纹扩展通道，还会削弱基体相的固溶强化效果，显著恶化合金的高温蠕变性能和抗疲劳性能，严重危及航空发动机的服役安全性。因此，深入研究TCP相的生长与演化行为，对改善单晶涡轮叶片高温力学性能，延长其服役寿命具有重要的科学及工程价值。

2.成果简介

最近，来自西北工业大学凝固技术全国重点实验室的苏海军教授和杨文超教授采用HR-STEM等技术手段，揭示了蠕变作用下镍基单晶高温合金TCP相（μ相）孪晶转变的原子机制。研究发现，μ相在生长过程中会形成两种类型的孪晶结构，即错排（TB1）型孪晶和对称（TB2）型孪晶。其中，TB1型孪晶的形成机制为：μ相沿(012)μ晶面的[101]μ方向发生剪切，内部率先产生堆垛层错，再经由原子重排逐层演变，形成TB1型孪晶结构。然而，TB2型孪晶的形成机制可分为2条路径：其一，已形成的TB1型孪晶在应力作用下沿(012)μ晶面的[101]μ方向持续发生剪切畸变，进而转变为TB2型孪晶结构；其二，在P相向μ相转变过程中，保留P相中与TB2型孪晶界面特征相近的结构，最终形成μ相的TB2型孪晶结构。

相关研究成果以“Atomic mechanism of topologically close-packed phases twinning transformation in Ni-based single crystal superalloys during creep”为题发表于期刊Acta Materialia上。论文的第一作者为博士研究生刘晨，通讯作者为杨文超教授，西北工业大学为唯一通讯单位。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.122574

3.图文解析

3.1 TB1型孪晶转变机制

图1展示了合金在1100 °C/150 MPa条件下蠕变150 h后形成的含有堆垛层错的μ相原子结构。μ相中的层错结构会依次从单层结构向多层结构进行过渡，首先μ相 (012)μ晶面的原子经历初始剪切而形成单层堆垛层错，随后相邻的完美结构区域以相同的剪切模式逐层切变，从而在μ相中形成多层堆垛层错结构。

图1. HRTEM分析实验合金1100 ºC/150 MPa蠕变过程中析出的含层错结构μ相：(a) 块状μ相的明场像；(b)SAED花样；(c) μ相沿[2]μ晶带轴下单排层错的原子尺度HADDF图像；(d) 图(c)中μ相无层错区域原子结构的放大视图；(e) 图(c)中μ相层错区域原子结构的放大图；(f) μ相沿[2]μ晶带轴下双排层错的原子尺度HADDF图像；(g) 图(f)中μ相层错区域的原子结构放大视图；(h) μ相中层错转变机制示意图

采用HRTEM对经1100 ºC/150 MPa条件蠕变150 h后合金中μ相错排型孪晶结构进行表征，结果如图2所示。μ相中错排型孪晶界两侧的原子排列并非完全对称，而是存在一定程度的错排。错排型孪晶界面区域的原子排列同时具备层错和孪晶的结构特征，由此表明μ相中错排型孪晶的形成与层错密切有关。

图2. HRTEM分析实验合金在1100 ºC/150 MPa条件蠕变150 h后发生孪晶转变的μ相：(a) 明场像；(b) SAED花样；(c) μ相沿[2]μ晶带轴下孪晶界面的原子像；(d)-(e) 图(c)中孪晶界面的放大视图

基于层错与错排型孪晶原子结构特征分析，得出图3所示μ相中错排型孪晶结构的转变机制：第一步μ相沿(012)μ晶面的[101]μ方向发生剪切，内部率先形成堆垛层错，再经由原子重排逐层演变，形成错排型孪晶结构。

图3. μ相中错排型孪晶结构的转变机制示意图

3.2 TB2型孪晶转变机制

作者进一步对实验合金在1100 ºC/150 MPa条件下蠕变175 h后μ相的孪晶结构进行表征分析，结果如图4所示。发现μ相中(012)μ晶面存在两种不同的孪晶界面构型，除已知的错排型孪晶结构外，还观察到一种对称型孪晶结构。对称型孪晶界面两侧的原子呈现完全对称排列特征，且界面区域宽度为2.84 Å，与(012)μ面的单排层错宽度一致。对比分析两种孪晶结构界面区域的原子排列特征，发现对称型孪晶结构可通过错排型孪晶界面沿(012)μ晶面的[101]μ方向进一步切变而形成。

图4. HRSTEM分析实验合金在1100 ºC/150 MPa蠕变过程中发生孪晶转变的μ相：(a) 明场像和SAED花样；(b) μ相中TB1型孪晶的原子像；(c) μ相中TB2型孪晶的原子像；(d) μ相中TB1-TB2共存孪晶的原子像；(e) 图(b)中TB1型孪晶界面的放大视图；(f) 图(c)中TB2型孪晶界面的放大视图；(e) 图(d)中TB1-TB2共存孪晶界面的放大视图

作者进一步采用分子动力学模拟计算了两种孪晶结构的体系自由能。弛豫过程的能量变化结果，如图5所示。μ相中对称型孪晶体系相较于错排型孪晶体系具有更低的自由能。根据热力学基本原理，固态相变倾向于向自由能降低的方向自发进行，因此错排型孪晶向对称型孪晶的转变是可行的。因此，提出了μ相中错排型向对称型孪晶结构转变的微观机制：在高温蠕变过程中，μ相中错排型孪晶结构形成后，外部应力诱导其沿μ相(012)μ晶面的[101]μ方向发生进一步剪切，这一剪切过程最终促使体系向热力学更稳定的对称型孪晶结构转变。

图5.分子动力学模拟μ相中错排型和对称型孪生结构在弛豫过程中的系统能量变化(a)以及孪晶转变的微观机制(b)

此外，在P相向μ相的转变过程中同样会形成μ相的对称型孪晶结构。图6显示了P相与μ相共生结构的原子排列特征。P相内部存在独特的周期性排列类μ相对称型孪晶结构，其孪晶界面的宽度在误差范围内与μ相对称型孪晶界面宽度一致。基于对P/μ共生结构匹配界面错配度的计算结果，得出P相与μ相之间存在共格界面（界面错配度仅为3.74%），为相变过程中的晶体学原子排列特征传递提供了有利条件。

图6. HRSTEM分析实验合金在1100 ºC/150 MPa条件下蠕变过程中的P/μ共生结构：(a) 明场像；(b) 高分辨图；(c) [011]P∥[201]μ晶带轴下的叠加衍射花样；(d) P/μ共生结构的高分辨原子像；(e) 图(d)中A区域高分辨原子像；(f) 图(e)的FFT图；(g) 图(d)中B区域高分辨原子像；(h) 图(g)的FFT图；(i) 图(d)中A区域高分辨原子像和FFT图

进一步，作者基于P相与μ相共生结构原子排列特征，提出了μ相对称型孪晶结构的第二种转变机制，如图7所示：在P相向μ相转变过程中，保留了P相中与对称型孪晶界面特征相近的结构，在后期完全转变为μ相后，同步形成对称型孪晶结构。

图7. 基于P相向μ相转变过程的μ相对称型孪晶形成机制示意图

众所周知，在晶体塑性变形过程中，当位错滑移受到阻碍时，孪晶形核与扩展是材料协调变形、维持塑性变形能力的重要微观机制。因此，μ相孪晶转变行为可以显著影响镍基单晶高温合金的蠕变性能，当μ相所受剪切应力达到孪晶形成临界条件时将发生孪晶转变，该过程不仅能使μ相自身的塑性得到提升，还会通过缓解局部应力集中（即降低应力峰值）以及吸收周围基体中运动的位错，实现应力的重新分布。尽管μ相通常易引发周边应力集中并促进缺陷生成、缩短蠕变寿命，但孪晶转变可有效缓解该应力集中效应，在蠕变稳态阶段抑制孔洞和裂纹萌生，或许对合金的蠕变断裂寿命能够起到一定的积极作用。

通讯作者：

杨文超，西北工业大学材料学院/凝固技术全国重点实验室长聘教授，博士生导师，国家青年科学基金B类项目获得者。主要从事铝合金、高温合金及其零件成形基础和应用研究。承担国家自然科学基金、太行国家实验室、工信部强基工程、国家重点研发计划、科技创新2030-新材料专项等纵向课题14项、中国航发集团等横向课题15项；在Acta Materialia、International Journal of Plasticity、Journal of Materials Science & Technology、Materials Research Letters、Scripta Materialia等国际顶尖学术期刊发表SCI论文150余篇，授权国家发明专利23件；获中国产学研合作创新奖、中国材料研究学会青年科技奖、陕西省科学技术一等奖、陕西省航空学会青年科技奖、中国精品科技期刊顶尖学术论文奖、西北工业大学研究生教学成果二等奖；入选中国科协青年人才托举工程、陕西省杰青、湖南省100个科技创新人才；现任先进有色金属材料及零部件研发联合实验室主任、陕西镁铝产业联盟专家委员会副主任、中国金属学会电磁冶金与强磁场材料科学分会委员、高端有色金属材料创新联合体专家委员会委员、陕西省航空学会理事会理事、陕西省层状金属复合材料工程研究中心委员会委员等职。

本文来自“材料科学与工程”公众号，感谢论文作者团队支持。

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