史振學(xué)，劉世忠，熊繼春，李嘉榮(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(yàn)室，北京 100095)

鎳基單晶高溫合金具有優(yōu)良的高溫性能，良好的抗氧化性能和抗熱腐蝕性能，良好的抗疲勞強(qiáng)度、斷裂韌性和塑性等綜合性能，現(xiàn)在已替代傳統(tǒng)的多晶高溫合金，是目前制造先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片的主要材料[1-4]。DD6合金為我國自主研制的第二代鎳基單晶高溫合金，具有高溫強(qiáng)度高、綜合性能好、組織穩(wěn)定及鑄造工藝性能好等優(yōu)點(diǎn)，其拉伸、持久、抗氧化及耐熱腐蝕等性能達(dá)到甚至部分超過國外廣泛應(yīng)用的第二代單晶高溫合金 PWA1484、René N5、CMSX-4的性能[5-6]。與第一代DD3單晶高溫合金相比，DD6合金承溫能力提高了約40 ℃，適用于制作1100 ℃以下工作的具有復(fù)雜內(nèi)腔的燃?xì)鉁u輪工作葉片等高溫零件[7]。為了提高航空發(fā)動(dòng)機(jī)的性能，關(guān)鍵是提高渦輪葉片的工作溫度，這對單晶高溫合金的承溫能力提出了更高的要求[8]。對確定成分的單晶高溫合金，性能主要取決于合金組織。不同的合金組織對應(yīng)于不同的合金性能[9-10]。鎳基單晶高溫合金完全熱處理后的顯微組織主要由γ 基體和γ′強(qiáng)化相組成，其力學(xué)性能在很大程度上取決于 γ′強(qiáng)化相的尺寸、形態(tài)、分布和體積分?jǐn)?shù)[11-12]。渦輪葉片工作條件苛刻，所受溫度環(huán)境條件十分復(fù)雜，使用過程中有時(shí)會(huì)超過合金理想狀態(tài)的使用溫度。γ′相的形貌受界面能和應(yīng)變能控制，較高的使用溫度肯定對合金的組織產(chǎn)生影響，進(jìn)而影響合金的性能。因此，有必要開展較高使用溫度對合金組織影響的研究，為合金的發(fā)展和安全使用提供依據(jù)。通過這方面工作的系統(tǒng)研究，將使用溫度與組織建立對應(yīng)關(guān)系，就能夠通過解剖分析服役過葉片的顯微組織，大致推算出渦輪葉片工作的最高溫度，為發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)人員提供技術(shù)支持。本文作者對標(biāo)準(zhǔn)熱處理DD6合金在不同溫度進(jìn)行保溫?zé)崽幚恚阅M合金的使用溫度，分析了不同使用溫度下合金的組織演變特征，并通過相圖計(jì)算和差熱分析討論了合金組織演變機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)用DD6母合金的名義化學(xué)成分如表1所列。在高溫度梯度真空定向凝固爐中采用螺旋選晶法制備[001]取向的DD6單晶高溫合金試棒。用勞埃X射線背反射法確定單晶試棒的結(jié)晶取向，試棒的[001]結(jié)晶取向與主應(yīng)力軸方向的偏差在 10°以內(nèi)。試樣經(jīng)(1290 ℃，1 h)+(1300 ℃，2 h)+(1315 ℃，4 h，AC)+(1120 ℃，4 h，AC)+(870 ℃，32 h，AC)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，分別在 1100、1150、1200、1250、1300和1320 ℃溫度下保溫1 h后進(jìn)行空冷處理。用掃描電鏡觀察合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理組織和不同溫度處理后的組織，采用單位面積計(jì)算法測定合金 γ′相的體積分?jǐn)?shù)，采用JMatpro軟件對合金進(jìn)行熱力學(xué)計(jì)算，采用熱分析法確定合金的相轉(zhuǎn)變溫度。采用d3 mm×2 mm的小圓片試樣，在NETZSCH STA409型熱分析儀上進(jìn)行熱分析，升溫速率和降溫速率均為10 ℃/min。

表1 DD6合金的名義成分Table 1 Nominal chemical compositions of DD6 alloy (mass fraction, %)

圖1 經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后DD6合金的SEM像Fig. 1 SEM images of DD6 alloys after standard heat treatment: (a), (b) Low magnification; (c) High magnification

2 結(jié)果與分析

2.1 合金的標(biāo)準(zhǔn)熱處理組織

圖1所示為DD6合金經(jīng)過固溶與二級時(shí)效處理后的標(biāo)準(zhǔn)熱處理組織。單晶高溫合金的鑄態(tài)組織中存在共晶、枝晶偏析等組織不均勻性。通過固溶和時(shí)效處理，使單晶高溫合金獲得立方化較好、合適尺寸、高體積分?jǐn)?shù)的 γ′相組織，使單晶高溫合金具有最優(yōu)的綜合性能，因此，單晶高溫合金使用前都要進(jìn)行熱處理。對DD6合金采用兩步熱處理：固溶處理以消除共晶、組織均勻化，減小合金元素偏析；時(shí)效熱處理以調(diào)整γ′相的數(shù)量、尺寸和形狀, 獲得合適的γ′相組織。由圖1看出，合金經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，γ′相立方化良好，平均尺寸為0.43 μm，體積分?jǐn)?shù)約為61%(見表2)，γ基體通道的平均寬度為51 nm，基體通道中無細(xì)小的二次γ′相析出，這與文獻(xiàn)[13]的研究結(jié)果相同。

2.2 不同溫度處理后DD6合金的顯微組織

圖 2所示為不同溫度處理后 DD6合金的 γ′相組織。合金經(jīng)1100 ℃保溫處理后，合金中γ′相立方化程度稍有增加，尺寸稍有增加；基體通道變得比較平直，通道中有細(xì)小的二次γ′相析出，γ′相的體積分?jǐn)?shù)比標(biāo)準(zhǔn)熱 處理后的稍有增加。1150 ℃保溫處理后，合金中γ′相立方化程度增加，尺寸稍有增大，而且其尺寸大小均勻化程度最好；基體通道更加平直，通道中也有細(xì)小的二次γ′相析出。1200 ℃保溫處理后，合金中γ′相立方化程度增大，其尺寸大小、均勻化程度均降低；基體通道明顯變寬，通道中析出尺寸較大的二次γ′相。1250 ℃保溫處理后，合金中γ′相尺寸明顯增大，其尺寸大小非常不均勻，γ′/γ相界面為鋸齒狀；基體通道中也析出了細(xì)小的二次γ′相。1300 ℃保溫處理后，合金中少部分為鋸齒狀界面的 γ′相，大部分為不規(guī)則、近似立方、尺寸較小的新析出 γ′相；基體通道中也析出了細(xì)小的二次γ′相。1320 ℃保溫處理后，組織中全部為不規(guī)則、尺寸較小的新析出相 γ′相；基體通道中沒有析出二次γ′相。

表2 不同溫度熱處理后DD6合金的組織特征Table 2 Microstructure characteristics of DD6 alloy after heat treatment at different temperatures

2.3 合金不同組織的定量分析

對圖2中不同溫度處理后合金的組織特征進(jìn)行了詳細(xì)的定量統(tǒng)計(jì)分析，并與圖1標(biāo)準(zhǔn)熱處理組織進(jìn)行對比，結(jié)果見表2。從1100～1200 ℃，隨著熱處理溫度的升高，基體通道變寬，對應(yīng)于 γ′相的體積分?jǐn)?shù)逐漸減??；在1200～1300 ℃，基體通道變窄，對應(yīng)于γ′相的體積分?jǐn)?shù)又逐漸增加。但相對于標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，不同溫度處理后，γ′相的體積分?jǐn)?shù)都出現(xiàn)不同程度的減小。合金中γ′相的形態(tài)在1100、1150、1200 ℃保溫處理后影響不大，而在1250和1300 ℃保溫處理后γ′相的形態(tài)變化較大。

3 討論

3.1 相圖計(jì)算和差熱分析

DD6合金在不同溫度下處理得到不同特征的組織，主要是因?yàn)樵诓煌瑴囟认绿幚砗?，γ′相長大、溶解或析出，造成組織特征不同。采用JMatPro計(jì)算軟件和熱分析法分別分析了合金的凝固特征。首先分析了γ′相的溶解溫度。圖3所示為利用JMatPro相圖計(jì)算軟件及相應(yīng)的單晶高溫合金數(shù)據(jù)庫計(jì)算出的 DD6合金平衡相與溫度的關(guān)系。

圖2 經(jīng)不同溫度熱處理后DD6合金的顯微組織Fig. 2 Microstructures of DD6 alloy after heat-treatment at different temperatures: (a1), (a2), (a3) 1100℃; (b1), (b2), (b3) 1150 ℃;(c1), (c2), (c3) 1200℃; (d1), (d2), (d3) 1250 ℃; (e1), (e2), (e3) 1300℃; (f1), (f2), (f3) 1320 ℃

由圖3看出，在1100～1320 ℃的溫度區(qū)間內(nèi)，合金主要由γ基體和γ′相及極少量的碳化物組成。由于DD6合金中C含量極少，因此，其含量隨溫度升高幾乎不變化。而γ′相隨著溫度增加逐漸回溶到γ基體中，完全回溶溫度接近1300 ℃。

圖4所示為DD6合金升溫的DSC曲線。由圖4可看出，DD6合金在 895.6 ℃時(shí) γ′相開始回溶，1270.1 ℃時(shí)有一個(gè)較小的吸熱峰，這里對應(yīng)大量γ′相的回溶溫度，γ′相完全回溶溫度為1307.8 ℃，合金的初熔溫度為1325 ℃。

圖3 DD6合金平衡相與溫度的關(guān)系Fig. 3 Calculated content of precipitation phases with temperature for DD6 alloy

圖4 DD6合金的DSC曲線Fig. 4 DSC curve of DD6 alloy

3.2 DD6合金組織演變

DD6合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，基體通道中沒有析出二次 γ′相。本文作者所在課題組的前期研究表明，DD6合金在固溶和一次時(shí)效處理后，基體通道內(nèi)也存在大量的二次γ' 相，但在870 ℃二次時(shí)效保溫過程中，基體通道內(nèi)的二次 γ′相得到完全溶解；并且在隨后冷卻過程中，基體中γ′相形成元素的過飽度較小，γ′相析出驅(qū)動(dòng)力降低，基體通道內(nèi)沒有二次γ′相析出[13]。這與KAKEHI 在單晶高溫合金熱處理研究中的結(jié)果相同[14]。

DD6合金在1100、1150、1200和1250 ℃保溫處理時(shí)，熱處理溫度低于 γ′相的大量回溶溫度。在這樣的溫度保溫過程中，兩個(gè)過程同時(shí)進(jìn)行，一方面為 γ′相長大過程，一方面為 γ′相的回溶過程。γ′相按照Ostwald方式長大，大的γ′相長大，小的γ′相溶解。γ′相的長大受合金元素?cái)U(kuò)散的控制，其長大規(guī)律遵循LSW粗化理論[15]：

式中：rt為沉淀粒子在時(shí)效t后的平均半徑；r0為沉淀粒子在時(shí)效前的平均半徑；K為與時(shí)效溫度有關(guān)的系數(shù)；t為時(shí)效時(shí)間。根據(jù)Arrhenius公式[16]：

式中：D為擴(kuò)散系數(shù)；D0為擴(kuò)散常數(shù)；R為摩爾氣體常數(shù)；Q為激活能；T為溫度。

由式(2)可知，溫度是影響合金元素?cái)U(kuò)散的主要因素，溫度越高，擴(kuò)散系數(shù)越大，合金元素的擴(kuò)散速度越快，γ′相的長大速度越快。因而熱處理溫度越高，經(jīng)過相同熱處理時(shí)間，一次 γ′相的尺寸越大。由表 2看出，熱處理溫度在1100～1250 ℃時(shí)，一次γ′相的尺寸逐漸增加。

在保溫過程中，部分 γ′相得到回溶，基體通道寬度增加。隨后在空冷過程中，基體通道中重新析出細(xì)小的二次γ′相。從1100 ℃到1150 ℃再到1200 ℃時(shí)，隨著熱處理溫度的升高，γ′相回溶量增加，基體通道變寬，二次γ′相尺寸也相應(yīng)增加。但在1250 ℃較高溫度的保溫過程中，γ′相尺寸增加量較大，γ′相回溶量也較大，基體通道也較寬，在冷卻過程中 γ′相的析出方式與較低溫度處理時(shí)的有所不同。γ′相有兩種析出方式：一種是依附于已時(shí)效析出的 γ′相上繼續(xù)長大；由于這種長大方式具有異質(zhì)形核的方式，因此這種析出長大方式比較容易進(jìn)行。MIYAZAKI等[17]指出，考慮到 γ′相各向異性的彈性應(yīng)變能以及界面能，此時(shí)由于γ′相局部存在較高的彈性應(yīng)變能，再次析出的γ′相將沿(011)面析出使能量降低[17]。因此γ′相析出長大具有方向性，沿著(011)面析出長大較快，這就造成了γ′/γ相界面呈現(xiàn)除鋸齒狀的界面，如圖 2(d1)～(d3)所示。另一種析出方式與1100 ℃、1150 ℃或1200 ℃較低溫度下處理時(shí)的相同。由于 γ′相形成元素距原析出 γ′相的距離較遠(yuǎn)，來不及擴(kuò)散到 γ′/γ相界面上，因而在基體通道中析出了細(xì)小的二次γ′相[18]。

當(dāng)合金在1300 ℃熱處理時(shí)，由于溫度高于γ′相大量回溶溫度而又低于 γ′相的完全回溶溫度，因此，在保溫過程中，絕大部分γ′相回溶，從圖2(e1)中也可看出，只剩下少量部分 γ′相未回溶。在冷卻過程重新析出大量的、細(xì)小不規(guī)則的 γ′相，只有很少的部分 γ′相依附于未完全回溶的原 γ′相重新析出，形成了鋸齒狀界面。在鋸齒狀界面之間基體通道中，距離未完全回溶的原γ′相較遠(yuǎn)處，析出了細(xì)小的二次γ′相。

DD6合金在1320 ℃熱處理時(shí)，由于溫度高于γ′相的完全回溶溫度而小于合金的初熔溫度，因此，在此溫度保溫過程中，γ′相完全回溶變成γ相，合金未形成初熔組織。在冷卻過程中重新析出細(xì)小不規(guī)則的 γ′相。由于 γ′相全部回溶后又重新析出，沒有機(jī)會(huì)形成細(xì)小的二次γ′相。

相計(jì)算表明，1300 ℃以上時(shí)，DD6 合金平衡狀態(tài)的γ′相含量接近0；而在600 ℃以下時(shí)，DD6 合金平衡狀態(tài)的 γ′相質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 72%，在 1100、1150、1200、1250 ℃下合金平衡狀態(tài)的γ′相質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為47%、37%、28%和15%。DD6 合金在1315 ℃完全固溶后直接冷卻到室溫，基體中 γ′相形成元素高度過飽和，促使 γ′相在冷卻過程中大量析出。再經(jīng)過二級時(shí)效處理，γ′相的體積分?jǐn)?shù)為61%。不同溫度處理后，γ′相的體積分?jǐn)?shù)經(jīng)歷先增加后降低又增加的過程。合金在不同溫度處理時(shí)，γ′相的長大、溶解又重新析出的相大小、形態(tài)和體積分?jǐn)?shù)不同，一次 γ′相的體積分?jǐn)?shù)變化要具體分析。合金在1100 ℃處理時(shí)，γ′相長大為主要因素，基體通道變小，一次 γ′相的體積分?jǐn)?shù)增加。在1150和1200 ℃熱處理時(shí)，γ′相溶解逐漸增多，冷卻過程中基體通道中析出細(xì)小的 γ′相，基體通道變大，因此，一次γ′相的體積分?jǐn)?shù)又逐漸降低。在1250、1300和1320 ℃熱處理時(shí)，γ′相溶解進(jìn)一步增多乃至全部回溶，冷卻過程中析出的 γ′相也相對增加，因此，一次γ′相的體積分?jǐn)?shù)又逐漸增加。

綜上所述，合金在不同溫度處理后得到明顯不同特征的組織，表明使用溫度對合金的組織有顯著的影響，對合金性能產(chǎn)生的影響還需進(jìn)一步的研究。

4 結(jié)論

1) DD6合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，γ′相立方化良好。在1100、1150、1200 ℃保溫處理后，γ′相的尺寸稍有增加。1250 ℃保溫處理后，γ′相尺寸明顯增加，大小分布極不均勻，大部分γ′/γ相界面為鋸齒狀。在1300 ℃保溫處理后，少部分未完全回溶的γ′相為鋸齒狀的γ′/γ相界面，大部分為 γ′相回溶后重新析出不規(guī)則、細(xì)小的γ′相。在1320 ℃保溫處理后，γ′相全部回溶后重新析出不規(guī)則、細(xì)小的γ′相。

2) 在不同溫度處理后，γ′相的體積分?jǐn)?shù)經(jīng)歷先增加后降低又增加的過程。DD6合金在不同溫度處理后，γ′相的長大、溶解或重新析出使其大小、形態(tài)和體積分?jǐn)?shù)不同。在1100 ℃處理時(shí)，γ′相長大為主要因素，γ′相的體積分?jǐn)?shù)增加。在1150 ℃、1200 ℃處理時(shí)，γ′相溶解逐漸增多，冷卻析出細(xì)小的γ′相，基體通道變大，γ′相的體積分?jǐn)?shù)逐漸降低。在 1250、1300、1320 ℃處理時(shí)，γ′相溶解繼續(xù)增加乃至全部回溶，冷卻析出的γ′相也相對增加，γ′相的體積分?jǐn)?shù)又逐漸增加。與標(biāo)準(zhǔn)熱處理后的合金相比，除1100 ℃處理后γ′相體積分?jǐn)?shù)稍有增加外，其他溫度處理后的都不同程度地減小。

3) DD6合金在標(biāo)準(zhǔn)熱處理后和經(jīng)過1320 ℃保溫處理后，基體通道中沒有二次γ′相，而在1100～1300 ℃處理后，基體通道中都析出了細(xì)小的二次γ′相。

4) DD6合金在不同溫度處理后得到明顯不同特征的組織，表明使用溫度對合金組織具有顯著的影響。

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