新型鎳基單晶高溫合金的顯微組織與力學性能

趙運興，王　薪，劉　軍，黃　嵐，江　亮（1.中南大學 粉末冶金研究院 粉末冶金國家重點實驗室，長沙410083；.中南大學 材料科學與工程學院，長沙410083；3.中南大學 粉末冶金研究院，長沙410083）

新型鎳基單晶高溫合金的
顯微組織與力學性能

趙運興1, 3，王薪1, 3，劉軍2，黃嵐1, 3，江亮1, 3
（1.中南大學 粉末冶金研究院 粉末冶金國家重點實驗室，長沙410083；2.中南大學 材料科學與工程學院，長沙410083；3.中南大學 粉末冶金研究院，長沙410083）

采用高通量的合金設計方法設計一種新型鎳基單晶高溫合金CSU-B2，并對該合金進行了一系列的研究。結果表明：該合金在鑄態(tài)下樹枝晶分布均勻，枝晶間距約為500 μm，沒有三次枝晶出現(xiàn)。通過對合金進行固溶和時效處理，合金中的γ′析出相呈現(xiàn)方塊狀，平均顆粒尺寸為0.5～0.8 μm。在1100和1150℃下對合金的抗氧化性能進行研究發(fā)現(xiàn)，試樣單位面積質量隨時間的變化遵循類拋物線的規(guī)律，在氧化層的下面都存在著γ′相消失的區(qū)域。最后對合金的高溫拉伸性能進行了表征，在760℃時，合金的屈服強度為706 MPa；在980℃時，合金的屈服強度為484 MPa。在兩個溫度下，試樣的斷裂為兩種不同的機制。

鎳基單晶高溫合金；熱處理；高溫氧化；高溫拉伸

自20世紀80年代以來，世界各國就在積極開發(fā)和研制自己的牌號的單晶高溫合金，為制備先進航空發(fā)動機做好材料準備。迄今為止，在全球范圍內，已經(jīng)開發(fā)到了第五代單晶高溫合金[1]。但是我國在這個領域還處于比較落后的狀態(tài)。單晶高溫合金中的元素種類繁多，其高強度來自于各種元素和強化機制的綜合作用。所以，單晶高溫合金的元素組成，制備工藝對合金的組織和性能的影響是一個復雜的問題。為解決這一問題，系統(tǒng)地研究從合金成分設計到組織到性能的變化是十分重要和必要的。

第一代、第二代和第三代單晶高溫合金成分的明顯區(qū)別就是Re的含量，其Re含量分別為0、3％和6％（質量分數(shù)）。而 Re的添加對單晶高溫合金性能的提升是非常明顯的，尤其對于蠕變壽命的改善十分明顯。但是，Re是一種稀有金屬元素，價格昂貴限制了其廣泛的應用。因此，開發(fā)低Re和無Re的單晶高溫合金是十分重要的。CSU-B2就是基于第二代單晶高溫合金設計的一種無Re低成本低密度單晶高溫合金。該合金中C、B和Hf等晶界強化元素的總加入量為0.66％，這些元素的加入可以強化單晶合金中出現(xiàn)的小角度晶界[2]。而W、Mo、Ta和Re等難熔金屬元素的添加量為11％，但對于CMSX系列單晶高溫合金，這些難熔金屬元素的加入量第一代為 14.6％，第二代為 16.4％，第三代達到了20.7％。減少這些元素的添加量可以大幅降低合金的密度[2]。而Cr元素的添加量較高，高溫合金中元素Cr對合金的高溫抗氧化性能具有重要影響，增加Cr元素含量可以大幅改善合金的抗氧化性能[2]。

成分和組織決定了合金的性能，因此當合金的成分一定時，組織便成為影響合金性能的一個關鍵性因素。影響合金組織的因素有很多，如鑄造工藝、加工工藝和熱處理等。不同的熱處理方式，如加熱溫度、加熱方式、加熱速率、冷卻方式和冷卻速率等都會使合金的組織發(fā)生不同的變化。因此，制定合適的熱處理工藝制度，是影響合金性能的一個重要因素。單晶高溫合金廣泛應用于制備高溫轉動部件，例如地面燃氣輪機的葉片和渦輪發(fā)動機的葉片，在這種服役條件下，要求材料具有很好的表面穩(wěn)定性、高溫抗氧化性能和高溫強度[2]。在通常情況下，在葉片表面都會鍍一層熱障涂層來保護基體材料，但是了解材料自身的氧化抗性也是十分重要的[3]。隨著航空工業(yè)的發(fā)展，為追求更大的推重比和更高的效率，要求進一步提高發(fā)動機渦輪葉片前沿溫度[4]。而更高的工作溫度會導致葉片的氧化和腐蝕進一步加快，最終導致葉片在服役過程中失效。因此，高溫抗氧化性能成為影響渦輪發(fā)動機熱端部件使用壽命的一個關鍵因素[5-6]。在服役條件下，由于高速旋轉，葉片受到很大的軸向拉應力。因此，合金的高溫拉伸性能也是決定材料使用壽命的一個重要因素[4]。本文作者對一種新型鎳基單晶高溫合金的組織和性能進行了比較詳細和系統(tǒng)的表征。

1　實驗

利用定向凝固的方法制備了一批直徑為 12mm的單晶試棒。采用線切割進行試樣切割，切取所需樣品的尺寸。進行組織觀察的試樣依次用尺寸為 180、75、38、23、18μm的金相砂紙進行打磨。打磨完成后，依次分別采用粒度為0.3、0.05 μm的Al2O3拋光液進行拋光。拋光完成后，用Kallings腐蝕劑進行腐蝕，采用膠頭滴管吸取腐蝕液滴在樣品上，直至樣品表面被腐蝕液覆蓋，腐蝕時間60～80 s。腐蝕完成后，采用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡進行觀察分析。

高溫合金的熱處理一般采用固溶加時效，對于CSU-B2合金，首先根據(jù)合金的名義成分，采用Thermo-Calc軟件計算出合金的液相線、固相線和 γ′相固溶溫度，在液相線溫度附近選取5個溫度點進行固溶處理實驗，固溶處理的樣品為邊長為5mm的小方塊。固溶處理后，觀察固溶后的金相組織，從而選取合適的固溶溫度。為了制定出合適的一級時效制度，在不同時效時間（4、8、24、48 h）和不同時效溫度（1080、1100、1120、1160℃）的組合下進行時效處理，根據(jù)γ′相的形貌選取合適的一級時效制度。高溫合金二級時效制度溫度為850℃，處理時間為8～16 h。

氧化實驗在美國 CM 公司生產的型號為CM1610BL的高溫氧化爐中進行。采用線切割切取尺寸為直徑4mm，高度40mm的小圓柱試棒。然后分別采用尺寸為180、75、38、23、18μm的SiC砂紙將試樣表面打磨光亮。然后將試樣泡在酒精中用超聲波清洗機清洗干凈，干燥后存儲起來備用。試樣的尺寸采用精度為0.02mm的游標卡尺進行測量，而試樣的質量變化采用精度為0.01 g的島津公司生產的電子天平在靜態(tài)空氣中進行稱量。氧化實驗由等溫氧化和循環(huán)氧化兩部分組成，根據(jù)HB 5258-2000進行。等溫氧化溫度分別為1100和1150℃，每個溫度測試2個試樣，試樣放在預先處理好的剛玉坩堝中，并用剛玉蓋板蓋好，氧化時間200 h，每隔25 h稱量一次，稱量時連同坩堝一起稱量。循環(huán)氧化時，氧化溫度為1100和1150℃，每個溫度測試2個試樣，試樣放在坩堝中，坩堝口敞開，氧化500個循環(huán)，每個氧化循環(huán)包括高溫保溫1 h和風冷5 min，稱量時只稱取試棒質量變化。實驗完成后，采用掃描電鏡觀察試樣表面和橫截面的組織形貌，采用能譜分析氧化層的元素組成和分布。

拉伸實驗在三思電子萬能試驗機上進行。該試驗機的計算機軟件系統(tǒng)可以選擇記錄所需要的數(shù)據(jù)。拉伸實驗根據(jù)標準GBT 4338-2006進行，試樣示意圖如圖1所示。實驗溫度控制采用三段式控溫，3對鎢錸熱電偶分布在爐體的上、中、下部。實驗前，采用獨立熱電偶焊接在試樣上對保溫爐進行溫度校正。實驗溫度為760和980℃，每個實驗溫度兩個試樣，拉伸速率為0.5mm/min。拉斷后，采用掃描電鏡觀察斷口形貌。

圖1　拉伸試樣示意圖Fig.1　Schematic diagram of tensile specimen

2　結果和討論

2.1鑄態(tài)組織

圖2所示為CSU-B2合金的顯微組織。圖2（a）所示為鑄態(tài)合金橫向金相照片。從圖2（a）中可以看出，合金由十字形的樹枝晶組成，其中樹枝晶大小均勻，排列整齊。一次枝晶間距為500 μm。圖2（b）和（c）所示分別為合金枝晶干和枝晶間的γ′相形貌，可以看到在枝晶干和枝晶間中分布著形狀不規(guī)則的γ′析出相，且枝晶干中的γ′相明顯小于枝晶間的γ′相。

2.2熱處理工藝對組織的影響

采用Thermo-Calc軟件計算出合金的液相線、固相線和γ′相固溶溫度，如表1所列。為了使合金中的γ′相盡可能溶解而且不產生液相，固溶溫度應高于γ′相固溶溫度且盡量接近合金的固相線溫度。以軟件計算的液相線溫度1299.5℃為參考，在附近選取1285、1295、1305、1315和1325℃這5個溫度點進行固溶處理。固溶處理后合金的金相組織如圖3所示，從圖3中可以看出，在1285和1295℃時，試樣幾乎沒有發(fā)生初熔的現(xiàn)象，或者只有很少的初熔，而當固溶溫度在1305℃以上時試樣便發(fā)生了明顯的初熔現(xiàn)象，因此把1295℃定為合金的固溶處理溫度。因此固溶處理制度定為：固溶溫度1295℃，固溶時間2 h，空冷。

圖2　CSU-B2合金鑄造態(tài)的顯微組織Fig.2　Microstructures of as-cast CSU-B2 alloy：（a）Cross sectional OM image；（b）SEM image of γ′ precipitates in dendritic core area；（c）SEM image of γ′ precipitates in interdendritic area

表1　Thermo-Calc軟件計算的CSU-B2單晶高溫合金各溫度值Table 1　Temperatures of CSU-B2 single crystal superalloy calculated by Thermo-Calc software

圖3　不同溫度固溶處理后初熔CSU-B2單晶高溫合金的OM像Fig.3　OM images of incipient melting CSU-B2 single crystal superalloy at different temperatures：（a）1285℃；（b）1295℃；（c）1305℃；（d）1315℃；（e）1325℃

在不同時效時間（4、8、24、48 h）和不同時效溫度（1080、1100、1120、1160℃）的組合下對合金進行時效處理后，合金中γ′相的組織形貌如圖4所示。經(jīng)對比各種狀態(tài)下的合金中γ′相的形貌發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過（1100℃, 24 h）處理后，合金中的γ′相形狀比較規(guī)則，呈小方塊狀，大小均勻（0.5～0.8 μm），排列規(guī)則緊密。這種形態(tài)的γ′相是可以獲得很好的綜合性能的。所以，合金的一級時效制度定為：1100℃, 24 h, 空冷。綜上所述，合金的熱處理工藝制度定為：（1295℃, 2 h, 空冷）+（1100℃, 24 h, 空冷）+（850℃, 16 h, 空冷）。熱處理采用高溫管式爐在大氣條件下進行。

2.3高溫抗氧化性能的表征

2.3.1氧化動力學

CSU-B2單晶高溫合金在1100和1150℃氧化100 h后，試樣總質量變化的平均值分別為0.751和 1.86 mg/cm2；而CMSX-4合金在1000℃氧化100h后總質量變化值為0.923 mg/cm2[7]。圖5（a）所示為等溫氧化時，不同合金在不同溫度下的氧化動力學曲線。從圖5（a）中可以看出，CSU-B2合金在1150℃時具有更快的氧化速度。各合金試樣的質量在剛開始的25 h中迅速增加，然后隨著時間的延長試樣質量變化的速度逐漸降低。因為試樣的質量變化很小，可以用時間常數(shù)n來描述其動力學特點，質量變化速率公式如式（1）所示[8-9]：

式中：mΔ是質量變化；A是樣品的表面積；K是氧化速率常數(shù)；t是氧化時間；C是常數(shù)。式（1）兩邊同時取對數(shù)可以得到一條直線，該直線的斜率就是n，反映了控制氧化過程的機制[8-9]。把式（1）兩邊取對數(shù)后，以lg（mΔ/A）為縱坐標、tlg為橫坐標繪制的曲線如圖5（b）所示。CSU-B2和CMSX-4合金的n值如表2所列。所得到的n值越小，氧化速率越慢，因此CSU-B2單晶高溫合金在1150℃氧化時具有更快的氧化速率，且氧化速度明顯慢于CMSX-4合金的。在氧化的起始階段，合金表面進行自由氧化，氧化速率很快，但隨著氧化時間的延長，氧化層厚度增加，導致易擴散通道減少，從而引起氧化速率的降低。

圖4　CSU-B2單晶高溫合金經(jīng)不同時效制度處理后γ′相的形貌Fig.4　γ′ phase morphologies of CSU-B2 single crystal superalloy after aging at different aging conditions：（a）1080℃, 4 h；（b）1080℃, 8 h；（c）1080℃, 24 h；（d）1080℃, 48 h；（e）1100℃, 8 h；（f）1100℃, 24 h；（g）1100℃, 48 h；（h）1120℃, 8 h；（i）1120℃, 24 h；（j）1120℃, 48 h；（k）1160℃, 24 h

圖6（a）所示為CSU-B2單晶高溫合金在1100和1150℃循環(huán)氧化500個周次后，試樣單位面積的質量變化和時間的關系曲線。從圖6（a）中可以看出，循環(huán)氧化和等溫氧化一致，試樣在1150℃時具有更高的氧化速率。在兩個氧化溫度下，試樣的質量增加在初始階段十分迅速，隨著氧化時間的延長質量增加慢慢變緩。氧化過程的初始階段遵循類拋物線規(guī)律，這是由于在基體和氧化層之間形成了一層連續(xù)致密的Al2O3層，阻礙了氧化的進一步進行[10-11]。然而，隨著氧化的進行試樣表面的氧化皮開始剝落，試樣的質量開始降低[12]。氧化溫度為1100℃、氧化7～10 h后試樣的質量開始下降；而氧化溫度為1150℃、氧化1～4 h后試樣的質量便開始下降。而且在1150℃氧化時，試樣單位面積質量降低的速率比1100℃時的更大。由此可見，氧化溫度是影響高溫合金氧化速率的一個關鍵因素，高的氧化溫度能夠加速氧的向內擴散和合金元素的向外擴散速率。對于循環(huán)氧化，試樣質量變化很小，式（1）同樣適用于描述其氧化動力學過程。把式（1）兩邊取對數(shù)后，以lg（Δm/A）為縱坐標，tlg為橫坐標繪制的曲線如圖6（b）所示。CSU-B2和CMSX-4合金的n值如表3所列。結果表明，試樣質量降低的速率和時間也遵循類拋物線的關系，隨著氧化時間的延長，試樣質量降低的速率越來越慢，生成的氧化層阻礙了氧化反應的進一步進行。同樣，單晶高溫合金CSU-B2 在1150℃氧化時，氧化速率更快，但其循環(huán)氧化抗性稍差于CMSX-4合金的。

圖5 不同合金在不同溫度下的等溫氧化動力學曲線及樣品質量變化和時間的對數(shù)關系曲線Fig.5　Isothermal oxidation kinetic curves （a）and lg（Δm/A）of specimen as function of lg t （b）of different alloys at different temperatures

表2 不同溫度等溫氧化后CSU-B2和CMSX-4合金氧化過程的n值Table 2　n values of CSU-B2 and CMSX-4 after isothermal oxidation at different temperatures

圖6　不同合金在不同溫度下的循環(huán)氧化動力學曲線和樣品質量變化和時間的對數(shù)關系曲線Fig.6　Cyclic oxidation kinetic curves （a）and lg（Δm/A）of the specimen as function of lg t （b）of different alloys at different temperatures

表3　不同溫度循環(huán)氧化后CSU-B2和CMSX-4合金氧化過程的n值Table 3　n values of CSU-B2 and CMSX-4 after cyclic oxidation at different temperatures

2.3.2合金氧化后組織的表征

圖7所示為樣品在1100和1150℃等溫氧化200 h后的顯微組織。其中圖7（a）～（c）所示為1100℃氧化后，從樣品邊緣到中心的顯微組織。圖7（d）～（f）所示為1150℃氧化后從樣品邊緣到中心的顯微組織，圖7中灰度較淺的顆粒狀的相是γ′相。從圖7中可以看出，在兩個氧化溫度下，在氧化層的下面都存在一層γ′相消失的區(qū)域。從圖7（a）和（d）中可以看出，試樣在1100℃形成的γ′相消失區(qū)域厚度為8～10 μm，而在1150℃形成的γ′相消失區(qū)域的厚度為30～40 μm。對比圖7（a）～（c）可以看出，在1100℃氧化200 h后，試樣中細小的γ′相緊密有序地分布在γ基體相中，越靠近試樣邊緣，析出的γ′相越細小，而且在靠近邊緣處會有球狀γ′相出現(xiàn)。對比圖7（d）～（f）可以看出，當氧化溫度為1150℃時，試樣中的γ′相會明顯長大，但是排列較為疏松。在1150℃等溫氧化后，γ′相的變化趨勢和1100℃氧化后的一致。

圖7　等溫氧化后試樣截面不同部位的SEM像Fig.7　Cross sectional SEM images of specimen at different zones after isothermal oxidation：（a）Surface after isothermal oxidation at 1100℃ for 200 h；（b）Zone near surface after isothermal oxidation at 1100℃ for 200 h；（c）Center after isothermal oxidation at 1100℃ for 200 h；（d）Surface after isothermal oxidation at 1150℃ for 200 h；（e）Zone near surface after isothermal oxidation at 1150℃ for 200 h （f）Center after isothermal oxidation at 1150℃ for 200 h

圖8所示為樣品在1100和1150℃循環(huán)氧化500個循環(huán)后的顯微組織。其中圖8（a）～（c）所示為1100℃循環(huán)氧化后從樣品邊緣到中心的顯微組織；而圖8（d）～（f）所示為1150℃循環(huán)氧化后從樣品邊緣到中心的顯微組織。從圖8中可以看出，循環(huán)氧化時，在氧化層的下面也存在γ′相消失區(qū)域。而且在兩個溫度條件下，所形成的γ′相消失區(qū)域的厚度都比等溫氧化時的更厚。從圖8（a）～（c）中可以看到，當氧化溫度為1100℃，γ′相消失區(qū)域的厚度為30～40 μm；試樣中心的γ′相比較大，排列也較為整齊，越靠近試樣邊緣γ′相的數(shù)量越少，體積也逐漸減小。從圖8（d）～（f）中可以看出，當氧化溫度為1150℃時，氧化層下的γ′相消失區(qū)域的厚度為60～70 μm；試樣中的γ′相體積比1100℃氧化時的明顯粗大，從中心到邊緣的γ′相形貌和1100℃氧化后的具有相同的變化趨勢。

圖8　循環(huán)氧化后試樣截面不同部位的SEM像Fig.8　Cross sectional SEM images of specimen at different zones after cyclic oxidation：（a）Surface after cyclic oxidation at 1100℃ for 500 cycles；（b）Zone near surface after cyclic oxidation at 1100℃ for 500 cycles；（c）Center after cyclic oxidation at 1100℃ for 500 cycles；（d）Surface after cyclic oxidation at 1150℃ for 500 cycles；（e）Zone near surface after cyclic oxidation at 1150℃ for 500 cycles；（f）Center after cyclic oxidation at 1150℃ for 500 cycles

在兩種氧化條件氧化后，在試樣的氧化層下面都存在γ′消失區(qū)域。而且氧化溫度越高，形成的γ′相消失區(qū)域的厚度越厚。形成γ′相消失區(qū)域的原因是在高溫氧化時，元素Al向外擴散同O反應，在氧化層的底部形成Al2O3保護層，元素Al的缺失從而使得γ′相向基體相γ相轉變，從而導致γ′相的減少與消失[13-14]。溫度越高，Al的活度越高，向外擴散的速率越快，從而γ′相消失區(qū)域的厚度也就越厚。在進行循環(huán)氧化時，形成的氧化層和基體之間的熱膨脹系數(shù)不同，在試樣冷卻過程中會受到熱應力的作用不一致，從而導致氧化皮的剝落[12]。舊的氧化皮剝落后，不斷會有新的氧化皮產生，這進一步促進了Al元素向外擴散。因此，Al擴散的深度更深，從而損失的Al更多，形成的γ′相消失區(qū)域的厚度更厚。

2.3.3合金氧化后的氧化層表征

圖9所示為樣品在1100和1150℃下等溫氧化200 h后生成的氧化層表面和截面的SEM像。從圖9（a）和（c）中可以看出，在不同的氧化溫度下，試樣表面氧化物的形態(tài)存在很大的區(qū)別。當氧化溫度為1100℃時，方塊狀的氧化物緊密地排列在試樣表面，沒有剝落或者孔洞；而當氧化溫度為1150℃時，氧化物在樣品表面排列疏松，能夠觀察到明顯的剝落和孔洞。這也表明在氧化溫度為1150℃時，氧化更為嚴重。采用能譜對表面氧化物進行分析，得到在兩個溫度下生成的氧化物元素組成主要為Ta、Ni、Al、Co、Cr和O。從圖9（b）和（d）可以看出，在1100℃氧化后，生成的氧化膜主要由兩層構成。結合能譜分析，可以得到氧化層外層主要由元素Ni、O和少量的Cr、Ta和Co組成，內層由元素Al和O組成，氧化層的厚度約為20 μm。而當氧化溫度為1150℃時，氧化層則由3層組成：主要由元素Ni、O和少量的Ta、Cr組成的最外層；由元素Ni、O、Al、Cr、Co和Ta組成的中間層；還有由Al和O構成的最里層，氧化層的總厚度大致為30 μm。由此可以得出，氧化溫度越高，形成的氧化層的厚度就會越厚。這是由于溫度高，空氣中的氧向合金內擴散和金屬元素向外擴散的速度就會更快。

圖10所示為試樣在1100和1150℃循環(huán)氧化后生成的氧化層的表面和截面SEM像。從圖10（a）和（c）可以看出，在1100℃氧化后時，樣品表面的氧化物呈小方塊狀，排列較為緊密，有少量的疏松和孔洞。進行能譜分析后發(fā)現(xiàn)，表面氧化層主要含有Ni和O，還有少量的Co、Cr和Al。然而在1150℃氧化后，生成的方塊氧化物比1100℃時的大，能夠觀察到一些較大的孔洞和剝落現(xiàn)象。相應的能譜信息表明在1150℃時表面氧化層主要含有元素Ni、O、Cr、Al和少量Ta和Co。圖10（b）和（d）是循環(huán)氧化后，樣品表面氧化層的截面圖。從圖10中可以看出，在1100℃循環(huán)氧化后，氧化層由兩層構成：由Ni, O組成的外層和主要由Al、O組成的內層，氧化層的厚度約為8 μm。當氧化溫度為1150℃時，氧化層則由3層構成：由Ni、O組成的最外層，由Ni、O、Cr、Co、Ta組成的中間層和主要由Al、O組成的最里層，氧化層的總厚度約為6 μm。

2.4高溫拉伸性能

圖9　在不同溫度等溫氧化200 h后試樣表面氧化物的形貌和生成氧化層的截面形貌Fig.9　Microstructures of surface oxide（（a）, （b））and corresponding cross sectional morphologies（（c）, （d））after isothermal oxidation for 200 h at different temperatures：（a）, （c）1100℃；（b）, （d）1150℃

表4所列為不同溫度下CSU-B2單晶高溫合金的性能參數(shù)。觀察拉斷后試樣的宏觀斷口形貌，可以發(fā)現(xiàn)：當溫度為760℃時，試樣斷口與應力方向成45°角，出現(xiàn)了很小的頸縮，斷口表面較為光滑，表現(xiàn)出解理斷裂的特征[15]；而當溫度為980℃時，斷口基本與應力方向垂直，頸縮較為明顯，斷口表面粗糙，表現(xiàn)出韌性斷裂的特征[15]。

圖10　不同溫度下循環(huán)氧化500個循環(huán)后試樣表面氧化層的形貌和生成的氧化層的截面形貌Fig.10　Microstructures of surface oxide（（a）, （b））and corresponding cross sectional morphologies（（c）, （d））after cyclic oxidation for 500 cycles at different temperatures：（a）, （c）1100℃；（b）, （d）1150℃

表4　不同溫度下CSU-B2單晶高溫合金的性能參數(shù)Table 4　Property parameters of CSU-B2 SC superalloy at different temperatures

試樣在760和980℃下拉伸斷裂的斷口形貌如圖11所示。當溫度為760℃時，試樣的斷裂面與拉應力方向成45°角。從圖11（a）可以看出，斷口呈橢圓形，表面比較光滑。在整個斷面上，并沒有觀察到明顯的裂紋擴展區(qū)域，但是存在明顯的河流狀花樣，如圖11（b）所示。試樣是在切應力的作用下發(fā)生了斷裂，斷口上有明顯的解理平面和解理臺階，如圖11（c）所示?？梢耘袛?，在溫度為760℃時，試樣的斷裂為典型的解理斷裂[16]。而當實驗溫度為980℃時，試樣的斷口形貌和溫度為760℃時的完全不同。試樣斷口的斷裂面與拉應力方向垂直。從圖11（c）可以看出，試樣斷口為圓形，斷口宏觀形貌呈海綿狀，不存在解理面。從圖11（f）可以看出，海綿狀的拉伸斷面由撕裂棱和形狀、大小不一的韌窩構成，為典型的韌性斷裂[16]。韌窩的底面是圓形或者方形的平面，并且與拉應力方向垂直，在韌窩底部小平面的中心部位都存在小圓孔，由此可以推斷試樣的斷裂是由微孔聚集而導致的[17-18]。

圖11　不同溫度下合金拉伸斷裂的斷口形貌Fig.11　Tensile fracture surface morphologies of new superalloy：（a）Macromorphology at 760℃；（b）Low magnification micromorphology at 760℃；（c）High magnification morphology at 760℃；（d）Macromorphology at 980℃；（e）Low magnification morphology at 980℃；（f）High magnification morphology at 980℃

3　結論

1）采用HRS方法制備的合金枝晶細小，排列規(guī)則；合金中的γ′相在熱處理后，形狀由不規(guī)則形狀變?yōu)樾》綁K狀，大小一致，排列分布均勻。

2）等溫氧化時，合金的氧化動力學曲線遵循類拋物線規(guī)律；在1150℃氧化200 h后氧化層為三層結構，而在1100℃氧化200 h后氧化層為兩層結構。循環(huán)氧化時，合金的氧化動力學曲線遵循類拋物線規(guī)律；在1150℃和1100℃氧化500個循環(huán)后，形成的氧化層均為三層結構。

3）等溫氧化和循環(huán)氧化后，在氧化層的下面都會形成γ′相消失區(qū)域。其中從試樣中心到試樣邊緣，γ′相數(shù)量減少，形狀由方塊狀變?yōu)閳A點狀。

4）CSU-B2單晶合金在980℃的屈服強度為484 MPa，斷后伸長率和斷面收縮率分別為45.35％和40％，為微孔聚集型韌性斷裂；在760℃時，CSU-B2單晶合金的屈服強度為706 MPa，斷后伸長率為23.2％，為解理斷裂。

REFERENCES

[1] 胡壯麒, 劉麗榮, 金濤.鎳基單晶高溫合金的發(fā)展[J].航空發(fā)動機, 2005, 31（3）：1-7.HU Zhuang-qi, LIU Li-rong, JIN Tao.The development of nickel base superalloy[J].Aeroengine, 2005, 31（3）：1-7.

[2] 郭建亭.高溫合金材料學[M].北京：科學出版社, 2010.GUO Jian-ting.Materials science and engineering for superalloys[M].Beijing：Science Press, 2010.

[3] 張鵬, 朱強, 秦鶴勇.航空發(fā)動機用耐高溫材料的研究進展[J].材料導報, 2014, 28（11）：27-31, 7.ZHANG Peng, ZHU Qiang, QING He-yong.The research progress of high temperature material in air space engine[J].Materials Review, 2014, 28（11）：27-31, 7.

[4] 鄭蕾, 郭洪波, 郭磊.新一代超高溫熱障涂層研究[J].航空材料學報, 2012, 32（6）：14-24.ZHEN Lei, GUO Hong-bo, GUO Lei.New generation thermal barrier coatings for ultrahigh temperature applications[J].Journal of Aeronautical Materials, 2012, 32（6）：14-24.

[5] LATIEF F H, KAKEHI K, FU X T, TASHIRO Y.Isothermal oxidation behavior characteristics of a second generation Ni-base single crystal superalloy in air at 1000 and 1100℃[J].Int J Electrochem Sci, 2012, 7：8369-8383.

[6] 趙雙群, 董建新, 張麥倉.新型鎳基高溫合金在950℃和1000℃的氧化行為[J].稀有金屬材料與工程, 2005, 34（2）：208-211.ZHAO Shuang-qun, DONG Jian-xin, ZHANG Mai-cang.Oxidation behavior of a new nickel base superalloy at 950℃and 1000℃[J].Rare Metal Mat Eng, 2005, 34（2）：208-211.

[7] MU N, LIU J, BYEON J W, SOHN Y H, NAVA Y L.Long-term oxidation and phase transformations in aluminized CMSX-4 superalloys[J].Surface and Coatings Technology, 2004, 28（188/189）：27-34.

[8] ENGLAND D M, VIRKAR A V.Oxidation kinetics of some nickel-based superalloy foils and electronic resistance of the oxide scale formed in air Part I[J].J Electrochem Soc, 1999, 146：3196-3202.

[9] ENGLAND D M, VIRKAR A V.Oxidation kinetics of some nickel-based superalloy foils in humidified hydrogen and electronic resistance of the oxide scale formed part II[J].J Electrochem Soc, 2001, 148：330-338.

[10] SHI Zhen-xue, LI Jia-rong, LIU Shi-zhong.Isothermal oxidation behavior of single crystal superalloy DD6[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2012, 22（3）：534-538.

[11] WANG L, HUANG Y, ZHAO Z, LIU Y, WU J T, YAN P.Isothermal oxidation behavior of a new directionally solidified Ni-base superalloy in air at different temperature[J].Materials Science Forum, 2010, 654：538-541.

[12] ZHENG L, ZHANG M C, CHELLALI R, DONG J X.Investigations on the growing, cracking and spalling of oxides scales of powder metallurgy Rene95 nickel-based superalloy[J].Applied Surface Science, 2011, 257（23）：9762-9767.

[13] LIU C T, MA J, SUN X F.Oxidation behavior of a single-crystal Ni-base superalloy between 900 and 1000℃ in air[J].Journal of Alloys and Compounds, 2010, 491（1/2）：522-526.

[14] LI M H, SUN X F, JIN T, GUAN H R, HU Z Q.Oxidation behavior of a single-crystal Ni-base superalloy in air—II：At 1000, 1100, and 1150℃[J].Oxidation of Metals, 2003, 60（1/2）：195-210.

[15] 張俊善.材料的高溫變形與斷裂[M].北京：科學出版社, 2007.ZHANG Jun-shan.High temperature deformation and fracture of materials[M].Beijing：Science Press, 2007.

[16] 劉麗榮, 溫濤, 李金國, 陳立佳, 金濤.鎳基單晶高溫合金不同溫度下的拉伸性能[J].沈陽工業(yè)大學學報，2011, 33（2）：2-5.LIU Li-rong, WEN Tao, LI Jin-guo, CHEN Li-jia, JIN Tao.Tensile properties of a single crystal Ni-based superalloy at different temperatures[J].Journal of Shenyang University of Technology, 2011, 33（2）：2-5.

[17] LIU Jin-lai, YU Jin-jiang, JIN Tao, SUN Xiao-feng, GUAN Heng-rong, HU Zhuang-qi.Influence of temperature on tensile behavior and deformation mechanism of Re-containing single crystal superalloy[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21（7）：1518-1523.

[18] WANG X G, LIU J L, JIN T, SUN X F.Tensile behaviors and deformation mechanisms of a nickel-base single crystal superalloy at different temperatures[J].Materials Science and Engineering A, 2014, 598：154-161.

（編輯王超）

Microstructure and mechanical properties of new nickel-base single crystal superalloy

ZHAO Yun-xing1, 3, WANG Xin1, 3, LIU Jun2, HUANG Lan1, 3, JIANG Liang1, 3
（1.State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Research Institute of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China；2.School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China；3.Research Institute of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China）

A new nickel-base single crystal superalloy named CSU-B2 was designed by high-throughput alloy design method and a series of investigations were done to characterize the superalloy.The results show that the primary dendrites are uniformly distributed and the spacing size in the as-cast alloy is about 500μm, where tertiary dendrite is absent.After solution and ageing treatments, the γ′ prime precipitates are cuboidal-shaped and the average size is 0.5-0.8μm.The oxidation-resistance property of the new alloy is evaluated at 1100 and 1150℃, the results show that the oxide growth of the new alloy obeys the parabolic law for both under isothermal and cyclic oxidation, and there both have a γ′free zone under the oxide scale.The yield strengths under the temperature of 760 and 980℃ are measured to be 706 and 484 MPa, respectively, and two different mechanisms govern the failure processes.

nickel-base single crystal superalloy；heat treatment；high temperature oxidation；high temperature tensile

TG146

A

1004-0609（2015）10-2695-12

國家高技術研究發(fā)展計劃資助項目（2012AA03A514）；國家自然科學基金資助項目（51401242，61271356，51205031，51301209）

2015-01-12；

2015-04-25

黃嵐，副教授，博士；電話：0731-88830937；E-mail：hazefog2013@yahoo.com