史振學(xué)， 劉世忠， 趙金乾

（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)良的高溫綜合性能，己經(jīng)發(fā)展了五代合金，為目前制造先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪工作葉片和導(dǎo)向葉片的關(guān)鍵材料[1-3]。在單晶高溫合金的發(fā)展過(guò)程中，C等晶界強(qiáng)化元素經(jīng)歷了“完全保留”到“完全去除”，又到“限量使用”的3個(gè)階段[4]。20世紀(jì)60年代中期，單晶高溫合金在當(dāng)時(shí)的定向高溫合金MAR-M200，Mar-247的基礎(chǔ)上形成，晶界強(qiáng)化元素完全保留，其綜合性能相對(duì)于定向合金沒有明顯的優(yōu)勢(shì)。20世紀(jì)70年代中期，有研究發(fā)現(xiàn)，完全去除晶界強(qiáng)化元素后，合金初熔點(diǎn)顯著提高，因此熱處理時(shí)可大大提高固溶溫度，明顯增加了細(xì)小γ′相的體積分?jǐn)?shù)，顯著提高了合金的蠕變強(qiáng)度。20世紀(jì)90年代以來(lái)，研究發(fā)現(xiàn)，晶界強(qiáng)化元素因其不可替代的有益作用，而被限量加入。例如，合金中加入少量C可帶來(lái)如下有益作用：減少合金中的氧化物夾雜，提高合金的純凈度，減少顯微疏松[5]，從而提高合金的力學(xué)性能[6-7]；降低高熔點(diǎn)合金元素的枝晶偏析，減小枝晶液體對(duì)流驅(qū)動(dòng)力，降低合金凝固過(guò)程中雀斑、雜晶等晶體缺陷的形成傾向[8-9]；通過(guò)強(qiáng)化晶界來(lái)提高小角度晶界的容許角度[10-12]，提高葉片合格率。雖然對(duì)C在鎳基單晶高溫合金中的作用機(jī)理進(jìn)行了大量研究，但在不同合金體系中，其作用機(jī)理可能不同。本文研究了C含量對(duì)一種單晶高溫合金組織和持久性能的影響，為促進(jìn)合金的設(shè)計(jì)和應(yīng)用提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用合金為Ni-Cr(4～6)-Co(7～10)-Mo(2～3)-W(5～7)-Ta(6～8)-Re(1～4)-(Nb+Al)(6～7)-Hf(0.05～0.2)-C(0.001～0.01)。在保持其他合金元素含量不變的情況下，分別加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.019%，0.048%，0.074%和0.094%的C，采用螺旋選晶法制備[001]取向的單晶試棒。用X射線衍射儀(XRD)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)。所有試樣在1 290 ℃/1 h+1 300 ℃/2 h+1 315 ℃/4 h, AC(AC表示空冷)+1 120 ℃/4 h, AC+870 ℃/32 h, AC工藝制度下進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理。加工成持久力學(xué)性能試樣，測(cè)試980 ℃/250 MPa條件下不同C含量的合金的持久性能。用電子探針測(cè)量合金的枝晶干和枝晶間區(qū)域的化學(xué)成分，并計(jì)算出元素偏析比，用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金的顯微組織。

2 結(jié)果與分析

2.1 C含量對(duì)合金組織的影響

圖1為不同C含量試驗(yàn)合金的共晶組織和碳化物形貌。從圖1中可以看出，在枝晶間區(qū)域分布著不規(guī)則的共晶組織和碳化物。隨著合金中C含量的增加，共晶組織含量減少，尺寸減?。欢蓟锖吭黾?，尺寸變大，其形態(tài)由塊狀向骨架狀、發(fā)達(dá)骨架狀轉(zhuǎn)變。在單晶高溫合金的定向凝固過(guò)程為非平衡凝固過(guò)程時(shí)，各個(gè)相析出順序?yàn)椋篖→γ，L→γ+MC，L→（γ+γ′）共晶，γ→γ′，因此碳化物先于共晶組織形成。在相同凝固條件下，隨著合金熔液中C含量的增加，形成碳化物的含量增加，消耗C等共晶形成元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加，形成共晶相的條件越不充分，最終合金液凝固結(jié)束時(shí)形成的共晶組織越少。

圖1 不同C含量合金的共晶組織和碳化物形貌Fig.1 Morphologies of eutectic and carbide of the alloy with different C contents

C含量與共晶組織、碳化物含量的關(guān)系如圖2所示。由圖2可以看出，隨著C含量的增加，共晶組織含量減少，碳化物含量增加，與圖1的分析結(jié)果一致。

圖2 C含量對(duì)合金γ/γ′共晶組織、碳化物含量的影響Fig.2 Effects of C content on volume fractions of γ/γ′ eutectic and carbide

在合金熔煉過(guò)程中，部分C與O發(fā)生反應(yīng)，起到凈化合金液的作用，C剩余部分進(jìn)入合金液中。由于C原子半徑較小，含量較少時(shí)主要固溶于面心立方晶體結(jié)構(gòu)的γ相的八面體間隙內(nèi)，不形成碳化物。C的固溶度較小，當(dāng)C的加入量大于其固溶能力時(shí)，就會(huì)形成碳化物。初生的碳化物是在合金的凝固過(guò)程中形成的，一般以塊狀和骨架狀兩種形態(tài)存在。碳化物含量較少時(shí)，形成塊狀碳化物，碳化物含量較多時(shí)，為使體系具有較小的單位界面能和應(yīng)變能，碳化物析出時(shí)與基體存在一定的取向關(guān)系，因此形成了骨架狀的碳化物[13]。

單晶高溫合金在凝固過(guò)程中，由于溶質(zhì)再分配而導(dǎo)致合金元素枝晶偏析。圖3為不同C含量合金的元素偏析系數(shù)。從圖3中可以看出，γ相形成元素 Re，W，Co等偏析于枝晶干，而γ′相形成元素Al，Ta，Nb則偏析于枝晶間。隨著C含量的增加，Ta的偏析減輕，Re，W，Mo，Nb的偏析加重。在合金凝固過(guò)程中，形成碳化物消耗了部分Ta等共晶組織形成元素，減少了共晶組織的體積分?jǐn)?shù)，從而對(duì)合金的枝晶偏析產(chǎn)生了一定的影響。

由于合金體系和制備工藝的不同，目前C含量對(duì)合金元素枝晶偏析的影響有不同的研究結(jié)果。劉麗榮等[13]研究發(fā)現(xiàn)，隨著C含量的增加，W和Al的枝晶偏析程度降低，而Ta和Mo的枝晶偏析程度增加，其他元素的偏析程度變化不明顯。Tin等[14]認(rèn)為C含量的增加減小了W，Re，Ta的枝晶偏析程度，減小了雀斑的形成傾向。Kong等[15]研究指出，合金中添加C增加了Re，W，Cr，Co的枝晶偏析程度。

圖4為不同C含量的試驗(yàn)合金熱處理后，組織中碳化物形貌的SEM照片。從圖4中可以看出，合金熱處理后，碳化物的尺寸和形態(tài)與鑄態(tài)組織中的基本相同，無(wú)明顯改變。因?yàn)樘蓟锏男纬蓽囟仍谝合嗑€以上，所以在合金固溶處理過(guò)程中，當(dāng)γ′相、共晶組織全部溶解時(shí)，大部分碳化物不溶解，仍保持原來(lái)的尺寸和形狀。也有少部分碳化物通過(guò)擴(kuò)散，固溶到γ相中，在冷卻過(guò)程中重新析出，但碳化物類型更加豐富。鑄態(tài)碳化物一般為MC，而熱處理后，部分轉(zhuǎn)變?yōu)?/p>

圖3 不同C含量合金的元素偏析系數(shù)Fig.3 Elemental segregation ratios of the alloy with different C contents

圖4 不同C含量的合金熱處理組織中碳化物的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM images of carbide in the alloy with different C contents after heat treatment

2.2 C含量對(duì)試驗(yàn)合金持久性能的影響

圖5 為C含量對(duì)試驗(yàn)合金在980 ℃/250 MPa條件下持久性能的影響曲線。每個(gè)持久性能數(shù)據(jù)為3個(gè)試樣的平均值。從圖5中可以看出，隨著C含量的增加，合金的持久壽命先延長(zhǎng)后縮短，當(dāng)C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.048%時(shí)達(dá)到最大值，這與其他單晶合金的研究結(jié)果相同[6]。隨著C含量的增加，持久伸長(zhǎng)率先稍有降低后升高，然后再降低。

圖5 C含量對(duì)合金在980 ℃/250 MPa條件下持久性能的影響Fig.5 Effect of C content on stress rupture properties of the alloy at 980 ℃/250 MPa

為了分析持久斷裂試樣的斷裂組織形貌，對(duì)試樣的縱向進(jìn)行了解剖。圖6為不同C含量試驗(yàn)合金持久斷裂試樣靠近斷口2 cm處組織的SEM照片。從圖6中可以看出，不同C含量試驗(yàn)合金持久試樣中γ′相都形成了筏排組織，C含量對(duì)筏排組織的形貌無(wú)明顯影響。γ′相筏排化形貌由外加應(yīng)力方向及錯(cuò)配性質(zhì)所決定[16]。試驗(yàn)用單晶合金具有負(fù)的晶格錯(cuò)配度，在拉伸應(yīng)力下粗化，方向與應(yīng)力方向垂直。γ′相的筏排化本質(zhì)上是合金元素在γ相和γ′相中擴(kuò)散和重新分布的過(guò)程[17]。在高溫拉伸應(yīng)力作用下，γ′相形成元素 Al，Ta，Hf，Nb 沿垂直應(yīng)力方向擴(kuò)散，促使γ′相沿這個(gè)方向長(zhǎng)大；γ基體相形成元素Cr，Co，W，Mo，Re沿平行應(yīng)力方向擴(kuò)散，使基體通道沿這個(gè)方向的寬度增加。

圖6 不同C含量合金持久斷裂試樣靠近斷口2 cm處組織的SEM照片F(xiàn)ig.6 SEM images of the microstructures at 2 cm away from the fracture surface in the ruptured specimens with different C contents

圖7 不同C含量合金持久斷裂試樣靠近斷口表面組織的SEM照片F(xiàn)ig.7 SEM images of microstructures near the fracture surface in the ruptured specimens with different C contents

圖7 為不同C含量試驗(yàn)合金持久斷裂試樣靠近斷口表面組織的SEM照片。從圖7中可以看出，顯微裂紋在碳化物處形成和擴(kuò)展。碳化物較脆，在高溫塑性變形過(guò)程中，因應(yīng)力集中而產(chǎn)生顯微裂紋。同時(shí)碳化物的析出降低了周圍基體中的固溶強(qiáng)化元素含量，使基體強(qiáng)度降低而容易產(chǎn)生裂紋。當(dāng)合金中C含量較低時(shí)，C能夠凈化合金[6]，強(qiáng)化小角度晶界[13-15]，減輕枝晶偏析[10]，因此能夠提高合金的持久性能，當(dāng)C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.048%時(shí)，試驗(yàn)合金的持久壽命達(dá)到最大值。隨著合金中C含量的進(jìn)一步增加，合金中的碳化物含量增加，產(chǎn)生顯微裂紋帶來(lái)的危害超過(guò)C帶來(lái)的有益作用時(shí)，持久壽命縮短。同時(shí)，試驗(yàn)合金持久試樣過(guò)早斷裂，導(dǎo)致合金持久伸長(zhǎng)率明顯降低。

3 結(jié) 論

（1）隨著C含量的增加，試驗(yàn)合金中共晶組織含量和尺寸減小，碳化物含量增加，其形貌由塊狀向骨架狀、發(fā)達(dá)骨架狀轉(zhuǎn)變。隨著C含量的增加，Ta偏析減輕，Re，W，Mo，Nb偏析加重。熱處理后，碳化物的形貌無(wú)明顯變化。

（2）隨著C含量的增加，試驗(yàn)合金在980 ℃/250 MPa條件下的持久壽命先延長(zhǎng)后縮短，C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.048%時(shí)，達(dá)到最大值。持久過(guò)程中，未溶碳化物作為裂紋源縮短了試驗(yàn)合金的持久壽命。