長期時效對DD6單晶高溫合金組織和力學(xué)性能的影響

劉維維，劉世忠，李 影，李嘉榮

(中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗室，北京 100095)

鎳基單晶高溫合金具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能以及抗氧化和抗腐蝕性能，因此被廣泛用于航空發(fā)動機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)的渦輪葉片等重要熱端部件的制造[1-2]。鎳基單晶高溫合金中的主要強(qiáng)化相為γ′相，當(dāng)合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，γ′相呈規(guī)則立方狀分布在基體中，γ′相的尺寸、立方度、體積分?jǐn)?shù)及其與基體γ之間的晶格錯配程度均會影響合金的力學(xué)性能[3]。相關(guān)研究表明[4-5]，當(dāng)γ′相的體積分?jǐn)?shù)在65%～70%、尺寸在0.45～0.5 μm并且規(guī)則排列時，合金的力學(xué)性能較好。由于高溫合金在實(shí)際服役的過程中需要在較高溫度下進(jìn)行長時間的熱暴露，γ′相會發(fā)生退化，導(dǎo)致立方度下降，或者形成筏排狀組織，降低合金的力學(xué)性能。此外，單晶高溫合金中含有較多的W,Mo,Re等難熔元素，這些元素原子半徑較大，具有較高的固溶強(qiáng)化效果，但是較多的難熔元素會使合金在高溫服役的過程中析出拓?fù)涿芏严?TCP相)，同時由于合金中含有少量C元素，Re,Cr等元素也會與C結(jié)合形成碳化物，這就增加了合金發(fā)生脆斷的傾向[6-7]。因此，合金在實(shí)際服役時的組織穩(wěn)定性對力學(xué)性能有著直接影響，需要對合金進(jìn)行長期時效處理來模擬實(shí)際服役時的情況。

本工作以國內(nèi)自主研制的第二代單晶高溫合金DD6為研究對象，模擬服役溫度(980 ℃)下進(jìn)行不同時間的長期時效處理，并對長期時效2000 h后的合金進(jìn)行拉伸和持久性能測試，觀察長期時效后及持久斷裂后合金的微觀組織，為DD6單晶高溫合金的進(jìn)一步應(yīng)用提供了理論和實(shí)驗依據(jù)。

1 實(shí)驗材料與方法

在真空感應(yīng)爐中熔煉母合金，DD6單晶高溫合金的名義成分如表1所示[8]，隨后在定向凝固爐內(nèi)采用螺旋選晶法制備[001]取向的DD6合金單晶試棒。利用勞埃X射線測定單晶試棒的結(jié)晶取向，實(shí)驗用試樣[001]結(jié)晶取向與試樣主應(yīng)力軸方向偏離小于15°。按照標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝對DD6合金單晶試棒進(jìn)行真空熱處理，熱處理制度為1290 ℃/1 h+1300 ℃/2 h+1315 ℃/4 h,AC+1120 ℃/4 h,AC+ 870 ℃/32 h,AC。

表1 DD6單晶高溫合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)[8]Table 1 Chemical compositions of DD6 single crystal superalloy (mass fraction/%)[8]

經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的試棒在980 ℃無載荷長期時效2000 h，并分別在500,1000,1500,2000 h取出小試樣進(jìn)行組織觀察，以期獲得合金微觀組織的演化規(guī)律。將長期時效態(tài)試棒加工成持久試樣和拉伸試樣后進(jìn)行持久性能與拉伸性能測試，持久性能測試的條件為980 ℃/340,309,270,243 MPa和1070 ℃/150,130 MPa，拉伸實(shí)驗的溫度分別為760 ℃和980 ℃。采用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察持久性能測試后的斷口及距離斷口約5 mm處剖面顯微組織。

2 結(jié)果與分析

2.1 長期時效對DD6合金微觀組織的影響

圖1為不同時間長期時效處理后DD6合金的組織形貌，從圖1(a)中可以看出，合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，γ′相呈規(guī)則立方狀分布，γ′相的平均尺寸在0.48 μm左右，體積分?jǐn)?shù)大約為65%；合金經(jīng)980 ℃不同時間的長期時效處理后，與標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)的組織進(jìn)行對比，γ′相尺寸隨著時效時間的延長明顯增大，同時γ基體通道的寬度也逐漸增加，γ′相的邊角發(fā)生鈍化，立方度明顯下降。圖2給出了γ′相尺寸與時效時間的關(guān)系，從圖2(a)中可以看出，長期時效2000 h后，γ′相的平均尺寸長大到1 μm左右，局部區(qū)域的少量γ′相發(fā)生了連接、合并，形成條狀結(jié)構(gòu)，同時合金中并未發(fā)現(xiàn)TCP相析出，說明DD6合金在980 ℃時的組織穩(wěn)定性較好。

圖1 980 ℃長期時效處理不同時間后合金的組織形貌(a)0 h;(b)500 h;(c)1000 h;(d)1500 h;(e)2000 hFig.1 Microstructure morphologies of the alloy after long term aging at 980 ℃ for different time(a)0 h;(b)500 h;(c)1000 h;(d)1500 h;(e)2000 h

圖2 γ′相尺寸與長期時效時間的關(guān)系(a)實(shí)測值；與時效時間關(guān)系曲線Fig.2 Relationship between γ′ phase size and long term aging time(a)measured value;(b)relationship between and aging time

在鎳基單晶高溫合金長期時效過程中，γ′相的長大與合金元素擴(kuò)散密切相關(guān)，由于基體γ相和第二相γ′之間的元素組成存在一定的差異，所以在長期時效過程中會發(fā)生合金元素的重新分配，γ′相形成元素(Al,Ta,Hf,Nb等)在高溫下向基體相中擴(kuò)散，使γ′相尺寸增加，同時，基體中的元素Re,W,Mo等向γ′相中擴(kuò)散，導(dǎo)致基體通道的寬度有所增加。此外，γ′相長大按照Ostwald熟化方式進(jìn)行，即尺寸較大的γ′相長大，而尺寸小的γ′相溶解，相關(guān)研究表明[9-10]，在長期時效的過程中，小顆粒周圍的溶質(zhì)濃度大于大顆粒周圍的溶質(zhì)濃度，所以小顆粒周圍的溶質(zhì)原子會擴(kuò)散到大顆粒附近。擴(kuò)散會破壞顆粒周圍溶質(zhì)濃度的平衡，導(dǎo)致小顆粒溶解，大顆粒長大。在長期時效過程中γ′相的長大遵循LSW粗化模型，其粗化動力學(xué)描述如式(1)所示：

(1)

2.2 長期時效對DD6合金拉伸性能的影響

熱處理態(tài)和長期時效2000 h后DD6合金在不同條件下的拉伸性能數(shù)據(jù)如表2所示?？梢钥闯觯趦煞N實(shí)驗溫度下，無論是熱處理態(tài)還是長期時效2000 h后的試樣，760 ℃時的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均高于980 ℃；同時在兩種實(shí)驗條件下，熱處理態(tài)的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均高于長期時效2000 h的試樣。在760 ℃條件下，2000 h長期時效態(tài)試樣抗拉強(qiáng)度比熱處理態(tài)降低5.55%，屈服強(qiáng)度降低了5.88%；在980 ℃條件下，2000 h長期時效態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度下降11%，屈服強(qiáng)度下降10.59%，這說明隨著實(shí)驗溫度的增加，2000 h長期時效對合金的拉伸性能影響逐漸增大。合金試樣的斷后伸長率隨著實(shí)驗溫度的升高而增加，但是2000 h長期時效對合金試樣斷后伸長率影響不穩(wěn)定，在760 ℃條件下，長期時效態(tài)的試樣斷后伸長率更高，而在980 ℃條件下，長期時效態(tài)試樣伸長率低于熱處理態(tài)。

表2 熱處理態(tài)和980 ℃/2000 h長期時效態(tài)合金的拉伸性能數(shù)據(jù)Table 2 Tensile property data of alloys after heat treatment and long term aging at 980 ℃ for 2000 h

拉伸性能隨實(shí)驗溫度的變化與位錯運(yùn)動密切相關(guān)，在980 ℃時，合金中被激活的滑移系數(shù)量較多，合金的變形能力增大，表現(xiàn)為較好的塑性和較大的伸長率；同時在較高溫度下，γ′相強(qiáng)度較低，軟化的γ′相對位錯運(yùn)動的阻礙作用降低，大量位錯切入γ′相，從而導(dǎo)致強(qiáng)度下降。

2.3 980 ℃/2000 h長期時效后DD6合金的持久性能

DD6合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理及980 ℃/2000 h長期時效處理后的持久性能數(shù)據(jù)如表3所示。對比可知，當(dāng)持久性能實(shí)驗的溫度相同時，熱處理態(tài)和長期時效態(tài)試樣的持久壽命均隨外加應(yīng)力的增加而降低；在相同持久實(shí)驗條件下，長期時效2000 h后合金的持久壽命均明顯低于熱處理態(tài)合金，980 ℃的持久壽命比熱處理態(tài)約降低40%，1070 ℃的持久壽命約降低了50%。長期時效后由于γ′相的尺寸增加、立方度下降，致使γ′相對位錯的阻礙能力減弱，因此，合金的持久壽命大幅度降低[12]。以980 ℃/243 MPa和1070 ℃/130 MPa兩個實(shí)驗條件為例進(jìn)行持久性能與組織演化的具體分析。

表3 熱處理態(tài)和980 ℃/2000 h長期時效態(tài)合金的持久性能數(shù)據(jù)Table 3 Stress rupture property data of alloys after heat treatment and long term aging at 980 ℃ for 2000 h

在980 ℃/243 MPa及1070 ℃/130 MPa兩種持久實(shí)驗條件下，2000 h長期時效試樣的持久壽命分別為180.16 h和144.42 h，均明顯低于熱處理態(tài)，分別為熱處理態(tài)壽命的56.3%和35.31%。圖3為2000 h長期時效試樣在980 ℃/243 MPa下的持久斷口及試樣剖面的組織形貌，剖面位置位于脫離頸縮區(qū)、距離端口約5 mm處。由圖3(a)中剖面組織可知，試樣靠近斷口區(qū)域在持久實(shí)驗后期承受較大的應(yīng)力，γ′相在與應(yīng)力垂直的方向上全部連接合并，γ′相發(fā)生了一定的扭曲，基體通道被分隔成短條狀，形成被γ′相反包圍的形態(tài)。圖3(b)中宏觀斷口表面較粗糙，氧化較嚴(yán)重，在斷口邊緣處存在較小面積的剪切唇，可以判斷出試樣發(fā)生韌性斷裂。微觀斷口形貌(圖3(c))顯示有多個韌窩，韌窩很淺，部分中心有小孔洞，裂紋由此向周圍輻射擴(kuò)展，各韌窩之間通過很細(xì)的撕裂棱相連接，由此判斷合金的斷裂方式屬于微孔聚集型斷裂。圖4為2000 h長期時效試樣在1070 ℃/130 MPa下的持久斷口及剖面組織形貌。與圖3(a)相比，圖4(a)剖面組織中可以看出基體γ相及γ′相尺寸明顯增加，γ′相扭曲程度也有所增大，同時發(fā)現(xiàn)了少量的析出相，析出相的形態(tài)呈細(xì)針狀、塊狀及顆粒狀，根據(jù)文獻(xiàn)[13-14]，判斷針狀析出相為TCP中的μ相，塊狀及顆粒狀析出相為碳化物。而在980 ℃/243 MPa持久條件下，合金中沒有針狀TCP相和碳化物析出，說明1070 ℃為TCP相和碳化物的析出溫度，而980 ℃不在TCP相和碳化物的析出溫度范圍。圖4(b)宏觀斷口形貌顯示斷口的表面較粗糙，與980 ℃/243 MPa下相比，邊緣處剪切唇區(qū)域的面積有所增加，同時斷口處孔洞的數(shù)量更多，可以看出在此條件下發(fā)生的仍然是韌性斷裂。圖4(c)微觀斷口形貌中可以看出韌窩數(shù)量較多，韌窩的中心同樣存在微孔，韌窩之間通過撕裂棱相連接，與圖3(c)相比，韌窩的尺寸有所增加，說明在該條件下合金的塑性更好，因此在1070 ℃/130 MPa下試樣具有更高的斷后伸長率；試樣的斷裂方式仍為微孔聚集型斷裂。

圖3 2000 h長期時效態(tài)試樣在980 ℃/243 MPa下持久斷口及組織形貌(a)斷口附近組織；(b)宏觀斷口；(c)微觀斷口Fig.3 Rupture fracture and microstructure morphologies of the sample after long term aging for 2000 h at 980 ℃/243 MPa(a)microstructure near fracture;(b)macroscopic fracture;(c)micro fracture

圖4 2000 h長期時效態(tài)試樣在1070 ℃/130 MPa下持久斷口及組織形貌(a)斷口附近組織；(b)宏觀斷口；(c)微觀斷口Fig.4 Rupture fracture and microstructure morphologies of the sample after long term aging for 2000 h at 1070 ℃/130 MPa(a)microstructure near fracture;(b)macroscopic fracture;(c)micro fracture

2.4 分析與討論

γ′相是鎳基單晶高溫合金中的主要強(qiáng)化相，γ′相在長期時效過程中形狀、尺寸以及體積分?jǐn)?shù)的變化對合金的持久壽命具有較大影響[15]。當(dāng)γ′相的尺寸為0.45～0.5 μm，體積分?jǐn)?shù)為65%～70%并具有較高立方度時，能夠有效地阻止位錯運(yùn)動，合金具有較高的強(qiáng)度。長期時效的過程中，γ′相會發(fā)生粗化，同時在界面能的調(diào)控下，γ′相的形態(tài)會趨近于球狀，γ/γ′兩相的晶格失配加大。在持久實(shí)驗的過程中，由于γ′相的強(qiáng)度下降從而導(dǎo)致合金的持久強(qiáng)度降低。此外，在高溫下，位錯在較高熱激活的作用下會發(fā)生攀移運(yùn)動，位錯攀移時要克服Orowan阻力τ，其與基體通道寬度之間存在一定的關(guān)系，如式(2)所示：

(2)

式中：μ為切變模量；b為柏氏矢量；h為基體通道的寬度。由于長期時效后基體通道的寬度有所增加，由式(2)可知Orowan阻力減小，即位錯在基體通道中的運(yùn)動更加容易進(jìn)行，因此通過Orowan機(jī)制對位錯運(yùn)動阻礙能力減弱[16]。這即是長期時效后合金的持久性能下降的主要原因。

合金在持久實(shí)驗過程中第二相的析出同樣會對持久性能產(chǎn)生影響。由于合金在熔煉的過程中添加了較多Re,W,Mo等難熔元素，在一定程度上增加了TCP相析出的傾向。相關(guān)研究表明[17]，TCP相的析出，消耗了對合金高溫強(qiáng)度起關(guān)鍵作用的合金元素如W,Re等，從而貧化了合金相中高熔點(diǎn)元素。一方面，基體中高熔點(diǎn)元素的貧化使得合金的固溶強(qiáng)化效果下降；另一方面難熔元素的大量析出使γ/γ′兩相間其他合金元素的擴(kuò)散加劇，弱化了γ′相及γ/γ′相界面。此外，析出的TCP相對合金中位錯運(yùn)動起阻礙作用，削弱了γ′筏排組織對位錯的阻礙作用。TCP相的析出可使位錯受阻于TCP相，最終微裂紋易沿TCP相形成。同時，TCP相為裂紋擴(kuò)展提供了通道，裂紋易沿TCP相擴(kuò)展。但是在本實(shí)驗中，長期時效2000 h后合金中沒有TCP相析出，具有較好的組織穩(wěn)定性。因此，合金中碳化物和TCP相的析出都是在持久實(shí)驗過程中的高溫與應(yīng)力協(xié)同作用下產(chǎn)生的，不能歸結(jié)為980 ℃長期時效過程對其力學(xué)性能的影響。

斷口分析結(jié)果表明兩種持久條件下發(fā)生的均為微孔聚集型斷裂，關(guān)于斷口處孔洞主要有三個來源，第一是在持久實(shí)驗后期，隨著應(yīng)變量的不斷積累，合金中會產(chǎn)生大量的微孔，稱之為蠕變孔；第二是在定向凝固的過程中，由于合金未能得到有效的補(bǔ)縮會形成縮孔、縮松等缺陷，這些缺陷也是孔洞的來源之一；第三則是在固溶處理的過程中由于空位濃度的激增而產(chǎn)生的固溶微孔。三種孔洞在持久實(shí)驗過程中都會成為微裂紋萌生之處。通常情況下，縮松、縮孔等鑄造缺陷對持久性能最為不利[18]。在持久斷裂時，合金中的微孔不斷擴(kuò)展形成韌窩，當(dāng)較多韌窩相遇時會形成二次裂紋，隨著韌窩和二次裂紋的數(shù)量增多、尺寸增大，產(chǎn)生縮頸，局部區(qū)域由于受到較大的應(yīng)力集中，最終導(dǎo)致斷裂。

3 結(jié)論

(1)DD6合金經(jīng)980 ℃不同時間的長期時效處理后，γ′相的尺寸比標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)明顯增大，長期時效后γ′相粒子平均尺寸與長期時效時間的關(guān)系遵循LSW粗化動力學(xué)模型，合金中沒有發(fā)現(xiàn)TCP相析出，合金在980 ℃時具有較好的組織穩(wěn)定性。

(2)2000 h長期時效試樣在980 ℃和1070 ℃不同應(yīng)力條件下的持久壽命均明顯低于熱處理態(tài)合金，2000 h長期時效試樣在980 ℃/243 MPa下持久壽命為180.16 h，為標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)的56.3%；在1070 ℃/130 MPa下持久壽命為144.42 h，為標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)的35.31%。

(3)相比熱處理態(tài)的合金，2000 h長期時效態(tài)試樣760 ℃時的抗拉強(qiáng)度降低5.55%，屈服強(qiáng)度降低5.88%；980 ℃時的抗拉強(qiáng)度下降11%，屈服強(qiáng)度下降10.59%。