鎳基單晶合金中TCP相的析出行為及其對持久性能的影響

田素貴, 錢本江, 李 唐, 于莉麗, 王明罡

(沈陽工業大學 材料科學與工程學院，沈陽110870)

鎳基單晶合金中TCP相的析出行為及其對持久性能的影響

田素貴, 錢本江, 李 唐, 于莉麗, 王明罡

(沈陽工業大學 材料科學與工程學院，沈陽110870)

通過對有/無元素Re、有/無TCP相合金進行時效處理、持久性能測試及組織形貌觀察，研究TCP相的析出特征以及元素Re、TCP相對合金持久壽命的影響。結果表明：在時效期間，合金中析出的TCP相在{111}晶面沿＜110＞晶向呈片狀析出，其在(100)晶面具有相互平行或垂直的針狀形貌，在(111)晶面呈現互成60?角排列的針狀形貌，該TCP相鑒定為μ相。在無Re合金中析出的μ相尺寸較小，在時效期間不發生球化；而在4.5%Re合金中析出的μ相尺寸較大，且隨時效時間的延長，μ相逐漸粗化并轉變成球狀。由于析出的μ相消耗較多的難溶元素，故可明顯降低合金的蠕變抗力和縮短持久壽命。其中，無Re合金2中析出的針狀μ相，在蠕變期間易產生應力集中，并促使其發生裂紋萌生和擴展，是較大幅度縮短合金持久壽命的主要原因；在4.5%Re合金中形成的球狀μ相，在蠕變期間不易產生應力集中，是使合金持久壽命縮短幅度減小的主要原因。

鎳基單晶合金；時效；TCP相；球化；持久壽命

據此，本文作者對有/無元素Re單晶鎳基合金進行高溫時效處理及組織形貌觀察，考察元素Re對合金中析出TCP相形態的影響；并通過對有/無元素Re及TCP相合金進行持久性能測試，以考察元素Re及TCP相對合金持久性能的影響，為單晶鎳基合金的開發與應用提供理論依據。

1 實驗

采用選晶法，在高溫度梯度真空定向凝固爐中用成分為Ni-Cr-Co-W-Mo-Al-Ta系有/無元素Re的母合金制取[001]取向的單晶鎳基合金試棒，試棒的生長方向與[001]取向的偏差在7?以內。選用的熱處理工藝為：(1 280 ℃, 2 h) + (1 310 ℃, 4 h, A C ) + (1 100 ℃, 4 h, A C) + (870 ℃, 24 h, A C)。制取的4種單晶鎳基合金的化學成分列于表1。

表1 單晶鎳基合金的化學成分Table 1 Chemical composition of single crystal nickel-based superalloys (mass fraction, %)

將4種成分的單晶鎳基合金進行四級熱處理，然后，將其切割成10 mm × 10 mm × 2 mm的塊狀試樣，分別將塊狀試樣在1 040 ℃和1 100 ℃進行保溫50、 150、200和300 h的長期時效處理，之后空冷。結合SEM形貌觀察，將有/無TCP相的析出結果列于表1的右側。將不同成分的單晶鎳基合金切割成橫斷面為4.5 mm×2.5mm，標距長為20 mm的板狀持久拉伸樣品。將樣品置入GWT504型高溫蠕變/持久試驗機中，進行持久性能測試。將合金時效不同時間及恒定載荷持久斷裂樣品在SEM/TEM下進行組織形貌觀察，考察不同合金中析出TCP相的形貌特征及演化規律，研究TCP相形態對合金持久性能的影響規律。

2 結果與分析

2.1 TCP相的析出特征

有/無元素Re合金經四級熱處理后，具有相同的組織形貌，均為尺寸為0.4~0.5 μm、且規則排列的立方γ ′相，以共格方式嵌鑲在γ基體相中，γ基體通道的寬度約為50 nm(照片略去)。合金1和3經完全熱處理后，分別經1 040 ℃和1 100 ℃時效300 h后無TCP相析出，僅發生γ ′相的粗化(照片略去)。

無Re的6%W合金(合金2)經1 040 ℃時效200 h后，其析出的TCP相形貌如圖1(a)所示，樣品的觀察面為(100)晶面。析出的大量針狀TCP相尺寸較短，且互成近90?角排列；樣品經深腐刻后，合金中的γ ′相已沿[100]和[010]取向擴散而連接成串狀，清晰可見(見圖1(b))，析出的針狀TCP相與γ ′相粗化方向呈近45?角分布，表明該針狀TCP相沿＜110＞取向呈現相互平行或相互垂直形貌。

含4.5%Re的合金4在1 100 ℃時效150 h后，析出的TCP相形貌如圖2(a)所示，樣品的觀察面為(100)晶面。可以看出，析出針狀TCP相的方向與立方γ′相的對角線平行，即沿＜110＞方向排列，并呈現相互垂直或相互平行的特征。在(111)晶面觀察，析出的針狀TCP相互成60?交角排列，如圖2(b)所示。其中，與觀察面平行的存留片狀TCP相示于圖中的C區域，表明合金中的TCP相沿{111}晶面析出。由此可以推論：貌似針狀的TCP相實為沿{111}晶面析出的片狀結構，并沿＜110＞取向生長。與無Re的6%W合金(見圖1(a))相比，4.5%Re合金中析出的TCP相尺寸較大。

4.5%Re合金經1 100 ℃時效100 h后的TEM像如圖3(a)所示。該樣品的膜面法線方向為[100]取向，析出的TCP相呈現針狀形貌，并沿＜110＞取向平行排列，而另一組與其垂直。該相的選區電子衍射斑點及指數標定如圖3(b)所示，確定出該TCP相為μ相。在衍射斑點中μ相的矢量、γ ′ 相的矢量與中心斑點共線，且γ ′相和μ相衍射斑點的晶帶軸分別為Bγ′= [215]和。由此可以確定：析出的μ相與γ ′相具有和的晶體學關系。

圖1 6%W合金在1 040 ℃時效200 h后的顯微組織Fig.1 Microstructures of 6%W alloy after being aged at 1 040 ℃ for 200 h: (a) Strip-like TCP phases precipitated along ＜110＞orientations on (100) plane; (b) Slice-like TCP phases precipitated along {111} crystal planes as marked with A and B

圖2 4.5%Re合金經1 100 ℃時效150 h后在不同晶面析出的TCP相形貌Fig.2 Morphology of 4.5% Re alloys after being aged at 1 100 ℃ for 150 h: (a) Strip-like TCP phases precipitated along ＜110＞orientations on (100) plane; (b) Strip-like TCP phases precipitated at angle of 60? each other on {111} planes

圖3 TCP相的形貌及衍射斑點Fig.3 Morphology and diffraction spots of TCP phases: (a) Morphology of strip-likeμphases; (b) Diffraction spots and exponent

TEM/EDS能譜分析表明：4.5%Re合金中析出μ相的主要成分(質量分數，%)為：Ta 4.72、Cr 7.12、W 14.59、Re 23.54，其余為Al、Mo、Co、Ni元素；而6%W合金中析出的TCP相也確定為μ相，其主要成分為(質量分數，%)：Ta 8.73、Cr 10.72、Mo 40.12、W 19.59，其余為Al、Co、Ni元素。分析結果表明：μ相中富含W、Re、Mo元素，由于4.5%Re合金中元素Mo含量低，故μ相中元素Mo含量較低，兩合金中TCP相均富含元素W。由此可以認為：Re、W、Mo是強烈促進μ相析出的元素。

2.2 元素Re對TCP相形貌演化的影響

6%W合金中無元素Re，在1 040 ℃時效50 h后，γ ′相已沿[100]和[010]方向擇優粗化，形成串狀結構，并有少量較短片狀μ相析出, 如圖4(a)中箭頭所示。時效至200 h后，有較多μ相析出(見圖1(a)和(b))。時效300 h的形貌如圖4(b)所示，照片的觀察面為(111)晶面。可以看到，有大量針狀μ相沿不同取向析出，且兩取向針狀相夾角約為120?。與圖1(a)比較，針狀μ相數量明顯增加，其中較粗的針狀相是在時效初期形成的(見圖4(b)中箭頭)，而較細的針狀相為時效后期形成的；與圖2(b)比較，針狀相尺寸較短，未發現有針狀μ相的球化或溶斷現象出現。

4.5%Re合金經1 100 ℃時效不同時間的顯微組織如圖5所示，時效50 h后，合金中有片狀μ相析出(見圖5(a))。當時效時間延長至150 h時，片狀相已經粗化，并有少量片狀μ相溶斷，呈現逐漸球化特征(見圖5(b)中白色箭頭)，該觀察面為非{100}晶面，故兩組TCP相并不互相垂直。當時效時間延長至300 h時，合金中部分μ相已經球化，并轉變成粒狀形貌(見圖5(c))。與圖2(b)相比，較多μ相的厚度增加，并呈球狀。分析認為，圖5(c)中的粒狀μ相為初始片狀μ相經長期時效逐步球化所致，而與粒狀相鄰的細小、片狀μ相應為時效后期再次析出所致。與6%W合金相比，在4.5%Re合金中，析出的μ相可發生球化，表明元素Re具有促使μ相發生球化的作用。

圖4 6%W合金經1 040 ℃時效不同時間后的顯微組織Fig.4 Microstructures of 6%W alloys after being aged at 1 040 ℃ for different times: (a) Finer strip-likeμphases precipitated after being aged for 50 h; (b) After being aged for 300 h, significant amount of strip-likeμphases precipitated and arranged at angle of 120? each other on {111} planes

圖5 4.5%Re合金經1 100 ℃時效不同時間后的顯微組織Fig.5 Microstructures of 4.5%Re alloys after being aged at 1 100 ℃ for different times: (a) Strip-likeμphases precipitated after being aged for 50 h; (b) Some ofμphases precipitated after being aged for 150 h, a few grooves appeared in strip-likeμphases, a fewμphases dissolved up to abruption as marked with arrow; (c) After being aged for 300 h, morphology ofμphases spherfied as marked with arrow

2.3 TCP相對持久性能的影響

對有/無元素Re合金在不同條件下進行持久性能測試，并觀察TCP相的形貌特征，其結果列于表2。由表2可以看出，在無Re的4%W合金中無TCP 相析出，在980 ℃, 200 MPa條件下，測定出其持久壽命達395 h；與4%W合金相比，6%W合金含有較多的難溶元素W，但由于有TCP相析出，在相同條件下的持久壽命僅有123 h，與前者相比，持久壽命降低272 h，縮短幅度達69%。

在4.2%Re合金中無TCP相析出，在1 080 ℃, 137 MPa條件下，測定出其持久壽命為140 h；而在4.5%Re合金中有TCP相析出，測定的持久壽命為96 h，壽命縮短44 h，縮短幅度為31.4%。由此可見，TCP相對合金的持久壽命有明顯影響。

在試驗條件下，4%W合金的持久壽命為395 h。其中，當蠕變至123 h時，合金中無TCP相析出，且γ ′相已經形成筏狀結構，并在γ ′/γ兩相界面存在規則的位錯網，如圖6(a)所示。筏狀γ ′相內無位錯的事實表明，合金仍有較好的蠕變抗力。而6%W合金在恒定載荷持續123 h時已經斷裂，其中有較多針狀μ相析出，該μ相橫穿筏狀γ ′相的形貌如圖6(b)中箭頭所示。由于6%W合金中的筏狀γ ′相已有較多位錯切入，表明該合金已失去蠕變抗力。

圖7所示為6%W合金在980 ℃, 200 MPa條件下恒定載荷持續123 h斷裂后的組織形貌。由圖7可以看出，針狀μ相尺寸較大，如圖中箭頭所示。μ相的上側為γ ′相，相內有位錯切入，μ相的右側，存在較高密度的位錯纏結如箭頭所示。由此可以認為，在蠕變期間位錯運動至針狀μ相受阻，產生應力集中，可使其在應力集中區域發生裂紋萌生和擴展，加速合金的蠕變斷裂[10]。因此，該合金的持久壽命較短。

在1 080 ℃, 137 MPa條件下，4.2%Re和4.5%Re合金恒載持久斷裂后的組織形貌如圖8所示。4.2%Re合金恒載持續140 h斷裂后無μ相析出，且在遠離斷口區域形成規則的筏狀γ ′相、且排列平直，如圖8(a)所示；由于合金中形成的筏狀γ ′相與應力軸垂直，可有效阻礙位錯運動，因此，合金具有較長的持久壽命。4.5%Re合金恒載持續96 h斷裂后有μ相析出，且析出的μ相尺寸較短，甚至有的μ相為球狀，如圖8(b)中箭頭所示；由于合金中有μ相析出，并使原筏狀γ ′相中斷，故位錯運動的阻力減小，因此，在相同條件下,合金的持久壽命較短。

表2 合金在不同條件下的持久壽命和TCP相的形貌特征Table 2 Stress rupture lifetimes and morphology of TCP phases for alloys under different conditions

圖6 不同合金在980 ℃, 200 MPa條件下蠕變不同時間后的顯微組織Fig.6 Microstructures of alloys crept at 980 ℃ and 200 MPa for different time: (a) 4%W alloy crept for 123 h; (b) 6%W alloy crept for 123 h, precipitated TCP phase marked with arrow

圖7 6%W合金經980 ℃, 200 MPa蠕變123 h斷裂后的顯微組織Fig.7 Microstructure of 6%W alloy crept at 980 ℃ and 200 MPa for 123 h up to fracture

圖8 合金在1 080 ℃, 137 MPa條件下恒載持久斷裂后的顯微組織Fig.8 Microstructures of alloys after being endured up to fracture at 1 080 ℃ and 137 MPa: (a) 4.2% Re alloy; (b) 4.5% Re alloy

3 討論

3.1 元素W和Re對TCP相析出行為的影響

元素W、Re的偏聚程度與元素W、Re的偏聚自由能(?Gbγ→μ)有關。采用熱力學方法，計算出Ni-6%Al-x%W和Ni-6%AL-x%Re合金在1 040 ℃的偏聚自由能(?Gbγ→μ)，如圖9所示。隨著元素W、Re含量的增加，合金的偏聚自由能(?Gbγ→μ)降低，表明合金中溶質原子的偏聚是自發過程。但是與無Re合金相比，含Re合金的偏聚吉布斯自由能降低幅度較大，表明隨著Re含量的提高合金中溶質原子的偏聚傾向增大。

圖9 1 040 ℃時?Gbγ→μ與Re、W質量分數的關系Fig.9 Relationships between ?Gbγ→μand mass fractions of Re and W at 1 040 ℃

另一方面，W的原子半徑為0.141 nm，Re的原子半徑為0.137 nm，與W相比，Re的原子半徑較小，更容易發生擴散與聚集，因此，含Re合金中易于出現μ相的析出與粗化。

合金中一旦有μ相析出，則根據平衡分配規則，元素W、Re平衡分配于μ和γ ′兩相之中，當溶質原子M(W, Re)的濃度超過臨界值時，則有片狀μ相自基體中析出，此時，附加壓力(p=2σ/r)為零(片狀μ相的曲率半徑為無窮大)。隨著時效時間的延長，μ相逐漸粗化，并在μ/γ ′兩相界面形成彎曲界面，隨著彎曲界面的曲率半徑(r)減小，附加壓力增大。具有較小曲率半徑的μ相對相鄰的γ ′相施加較大的附加壓力，并引起μ相中溶質元素M (W, Re)的化學位和自由能發生變化，導致溶質元素在γ ′相中的平衡溶解度增大，因此，可促使片狀μ相發生分解。在附加壓力的作用下，γ ′相中溶質元素M (W, Re)溶解度的變化可用下式表 示[16]：

由式(1)可知，隨著片狀μ相的曲率半徑的減小，γ′相中溶質元素M (W, Re)的平衡濃度提高。如果認為溶質元素M (W, Re)是根據平衡分配規則平衡分配在μ和γ ′兩 相中，則γ ′相中溶質元素M (W, Re)的平衡濃度將隨μ相曲率半徑的變化而變化，隨著μ相曲率半徑的減小，溶質元素M (W, Re)在相鄰γ ′相中的化學位隨之降低，由此可促使溶質元素M(W, Re)自μ相中擴散至臨近的γ ′相中，導致片狀μ相發生分解而形成溝槽，直至轉變成球狀結構，如圖5(c)中箭頭所示。

3.2 TCP相對持久性能的影響

在980 ℃, 200 MPa條件下，4%W合金在蠕變期間無TCP相析出，合金的持久壽命是395 h。與該合金相比，6%W合金的合金化程度較高，但有TCP相析出，且析出針狀的μ相。由于μ相的析出消耗了合金中的難溶元素，使合金中γ和γ ′兩相的固溶強化程度減弱，蠕變抗力降低。在持久性能測試期間，形變位錯易于切入筏狀γ ′相內(見圖6(b))，因此，在相同條件下，6%W合金的持久壽命僅為123 h，其持久壽命縮短幅度達69%。

合金3中含有4.2% Re，持久性能測試期間無TCP相析出。由于元素Re可提高合金的高溫蠕變抗力[9]，因此，在1 080 ℃, 137 MPa條件下，該合金的持久壽命為140 h。而在含4.5%Re合金中有TCP相析出，在相同條件下，該合金的持久壽命縮短到96 h，與4.2%Re合金相比，4.5%Re合金持久壽命縮短的幅度為31.4%，表明TCP相可明顯縮短合金的持久壽命。

6%W合金析出的TCP相為針狀，縮短持久壽命的幅度為69%，4.5%Re合金持久性能測試期間析出的TCP相為球狀，縮短持久壽命的幅度為31.4%。比較可知，TCP相形態對合金的持久壽命有明顯影響。其中，在6%W合金中析出針狀TCP相，在性能測試期間易產生應力集中，可促使其在應力集中區域發生裂紋萌生和擴展，加速合金的恒載應力斷裂[13]，是使該合金較大幅度降低持久壽命的主要原因。而具有球狀TCP相的4.5%Re合金，其縮短持久壽命的幅度較小。

對后者縮短持久壽命幅度較小的分析認為：4.5%Re合金中析出TCP相發生球化后，具有兩方面作用，一方面合金中析出TCP相后使γ ′和γ兩相的固溶強化作用減弱，球狀TCP相的尺寸較小，并使原筏狀γ ′相中斷(見圖8(b)中箭頭)。由于在持久性能測試期間，尺寸較小的筏狀γ ′相對位錯運動的阻力減小，位錯易于在基體中滑移，可使合金的持久抗力降低；另一方面，在持久性能測試期間，球狀TCP相處不易產生應力集中，并具有第二相強化及阻礙位錯運動的作用。因而，兩者的綜合作用使合金的持久壽命縮短幅度較小，與針狀TCP相相比，粒狀TCP相合金持久壽命縮短的幅度減小37.6%。

可以看出，中國在“代數式的運算”“代數式的證明”知識主題所占比重與六國均值較為接近；然而，在“代數式概念”知識主題所占比重（37.50%）明顯高于六國均值（17.20%），同時也是六國中所占比重最大的國家；在“未知數、變量的使用”知識主題所占比重（25.00%）明顯低于六國均值（40.03%）．

4 結論

1) 元素W、Re、Mo可強烈促進合金中TCP相的析出，在1 040 ℃和1 100 ℃長期時效期間，6%W合金、4.5%Re合金中的TCP相在{111}晶面沿＜110＞晶向呈片狀生長，并鑒定為μ相；其在(100)晶面的μ相具有相互平行或相互垂直的針狀形貌，而在(111)晶面的針狀μ相互成60?角排列。

2) 元素Re可促使合金中析出的μ相發生球化轉變，在高溫有/無應力時效期間，6%W合金中析出的μ相不發生球化；隨著時效時間的延長，4.5%Re合金中析出的μ相發生粗化及逐漸溶斷，直至轉變成球狀形態。

3) 析出的μ相可消耗合金中的難溶元素，使γ ′和γ兩相的合金化程度及蠕變抗力減弱，可明顯縮短合金的持久壽命。其中，6%W合金中析出的針狀μ相，在持久性能測試期間易于產生應力集中，并促使其發生裂紋的萌生和擴展，是較大幅度縮短合金持久壽命的主要原因；4.5%Re合金中析出的μ相在高溫服役期間發生球化，而球狀μ相區域不易產生應力集中，是使合金持久壽命縮短幅度減小的主要原因。

REFERENCES

[1]CARON P, HENDERSON P J, KHAN T, MCLEAN M. On the effects of heat treatments on the creep behaviour of a single crystal superalloy[J]. Scripta Metall, 1986, 20: 875?880.

[2]MACKAY R A, NATHAL M V, PEARSON D D. Influence of molybdenum on the creep properties of nickel-base superalloy single crystals[J]. Metall Trans A, 1990, 21: 381?387.

[3]NYSTROM J D, POLLCK T M, MURPHY W H. Discontinuous cellular precipitation in a high-refractory nickel-base superalloy[J]. Metal Mater Trans A, 1997, 28: 2443?2450.

[5]MURAKUMO T, KOBAYASHI T, KOIZUMI Y, HARADA H. Creep behavior of Ni-base single-crystal superalloys with variousγ′ volume fraction[J]. Acta Mater, 2004, 52(12): 3737?3744.

[6]YU X H, YRO Y Y. Design of quaternary Ir-Nb-Ni-Al refractory superalloys[J]. Metall Trans A, 2000, 31: 173?181.

[7]GIAMEI A F, ANTON D L. Rhenium additions to a nickel-base superalloy: Effect on microstructure[J]. Metal Mater Trans A, 1985, 16: 1997?2005.

[8]YEH A C, TIN S. Effects of Ru and Re additions on high temperature flow stresses of nickel-base single crystal superalloys[J]. Scripta Material, 2005, 52: 519?526.

[9]駱宇時, 李嘉榮, 劉世忠, 韓 梅，曹春曉. Re在單晶高溫合金持久過程中的作用[C]//中國金屬學會高溫合金分會. 第十一屆中國高溫合金年會論文集. 北京: 冶金出版社, 2007: 482?485. LUO Yu-shi, LI Jia-rong, LIU Shi-zhong, HAN Mei, CAO Chun-xiao. Role of Re in stress rupture for single crystal superalloys[C]//Chinese Society for Metals Superalloy Branch. The 11th Annual Meeting of China Superalloy Collection. Beijing: Metallurgical Press, 2007: 482?485.

[10]RAE C M F, REED R C. Precipitation of topologically close-packed phases in rhenium-containing superalloys[J]. Acta Mater, 2001, 49: 4113?4120.

[11]SIMONETTI M, CARON P. Role and behavior ofμphase during deformation of a nickel-based single crystal superalloy[J]. Mater Sci Eng A, 1998, 254: 1?12.

[12]ZHAO K, MA Y H, LOU L H, HU Z Q.μphase in a nickel base directionally solidified alloy[J]. Materials Transactions, 2005, 46(1): 54?58.

[13]趙 鍇, 樓瑯洪, 文 怡, 姜衛國, 胡壯麒. 一種定向凝固鎳基高溫合金中μ相的析出及其有害作用[C]//中國金屬學會高溫合金分會. 第十一屆中國高溫合金年會論文集. 北京: 冶金出版社, 2007: 418?422. ZHAO Kai, LOU Lang-hong, WEN Yi, JIANG Wei-guo, HU Zhuang-qi. Formation ofμphase and its deteriorating effect on a nickel base directionally solidified alloy[C]//Chinese Society for Metals Superalloy Branch. The 11th Annual Meeting of China Superalloy Collection. Beijing: Metallurgical Press, 2007: 418?422.

[14]KEARSEY R M,BEDDOES J C, JAANSALU K M. The effects of Re, W and Ru on microsegregation behavior in single crystal superalloy systems[C]//Superalloys 2004—Proceedings of the Tenth International Symposium on Superalloys. Pennsylvania: Metals and Materials Society, 2004: 801?810.

[15]田素貴, 杜洪強, 王春濤, 孟凡來, 水 麗, 胡壯麒. W含量對單晶鎳基合金組織與性能的影響[J]. 航空材料學報, 2006, 26(3): 17?20. TIAN Su-gui, DU Hong-qiang, WANG Chun-tao, MENG Fan-lai, SHUI Li, HU Zhuang-qi. Influence of W concentration on microstructure and properties of single crystal nickel base superalloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2006, 26(3): 17?20.

[16]郝士明. 材料熱力學[M]. 北京: 化學工業出版社, 2004: 121?125. HAO Shi-ming. Material thermodynamics[M]. Beijing: Chemistry Industrial Publishing Company, 2004: 121?125.

(編輯 楊 華)

Precipitation behavior of TCP phase and its influence on stress rupture property of single crystal nickel-based superalloys

TIAN Su-gui, QIAN Ben-jiang, LI Tang, YU Li-li, WANG Ming-gang
(School of Materials Science and Engineering, Shenyang University of Technology, Shenyang 110870, China)

By means of measurement of the stress rupture property and microstructure observation, an investigation was made on the features of TCP phase precipitated and the influence of element Re and TCP phase on the stress rupture property of the single crystal nickel-based superalloys. The results show that during aging, TCP phase is precipitated along the ＜110＞ orientation on {111} planes in the form of the slice-like structure. Thereinto, TCP phase displays a strip-like morphology, arranging in the upright each other on the {100} planes, or arranging at an angle of 60? each other on the {111} planes, and the TCP phase is identified asμphase. Theμphase precipitated in the free-Re alloy is shorter in size, and no feature of the spheroidization is detected during the aging. But theμphase precipitated in the 4.5%Re alloy displays a longer size, and the coarsening occurs as the aged time prolongs, and then μ phase is gradually transformed into the sphere-like morphology. The precipitated TCP phase may obvious decrease the creep resistance and stress rupture lifetimes of the superalloys due to the consumption of the refractory elements. Thereinto, the stress concentration is easily generated in the regions near the strip-likeμphase in the free-Re alloy, and promotes the initiation and propagation of the cracks during creeping, which is a maim reason reducing the stress rupture lifetimes of the alloy a great extent. And the stress concentration is not easily generated in the regions near the sphere-likeμphase in 4.5%Re alloy, which is a main reason reducing the stress rupture lifetimes of the alloy a small extent.

single crystal nickel-based superalloy; ageing; TCP phase; spheroidization; stress rupture lifetime由于單晶鎳基合金中含有高體積分數的γ ′強化相(~70%)而具有良好的高溫性能，主要用于制作航空發動機的熱端葉片部件[1?6]。隨著對航空發動機功率及熱效率等使用性能要求的提高，要求合金具有更高的承溫能力[7]。加入難溶元素W和Re可有效改善單晶鎳基合金的高溫性能[8?10]，且隨著W、Re元素含量的增加，改善合金高溫性能的幅度增大。但隨著合金中難溶元素W、Re含量的增加，合金在熱暴露及服役期間會發生難溶元素的偏聚，增加析出σ、μ、P或者R等拓撲密排相(TCP相)的傾向，一旦合金中析出TCP相，將大幅度縮短單晶合金的持久壽命[10?13]。關于元素W、Re可促進合金中TCP相析出的研究已有文獻[14?15]報道，但有關元素Re對析出TCP相形態的影響及TCP相形態對持久性能的影響報道較少。

TG146

A

國家自然科學基金資助項目(50571070)

2009-11-13；

2010-05-30

田素貴，教授，博士; 電話：024-25494089；傳真：024-25496768; E-mail: tiansugui2003@163.com

1004-0609(2010)11-2154-08