持久應力對DD10單晶高溫合金1100℃組織穩定性的影響

谷懷鵬， 曹臘梅， 薛 明， 周志軍

(1. 北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室，北京100095;2. 北京百慕航材高科技股份有限公司，北京100094)

鎳基單晶高溫合金是制造先進航空發動機渦輪葉片的關鍵材料。添加難熔合金元素(Re，W 和Mo等)可提高鎳基單晶高溫合金的承溫能力，但難熔元素含量過高也會促進有害的拓撲密排相(TCP)析出，如μ，P 和σ 相等，破壞組織穩定性［1，2］。

研究表明，應力對高溫合金的組織穩定性具有一定的影響。Acharya 等［3］研究表明在1050℃下應力抑制了CMSX-10 單晶中σ 相的析出，且σ 相的體積分數隨著應力的提高而減小。Dreshfield 等［4］研究表明816℃下應力對IN100 合金中σ 相的析出具有抑制作用。而Wlodek［5］和Mihalisin 等［6］研究認為應力促進IN-100 合金和INCO713C 合金中σ 相的析出。此外，Collins 等［7］的研究則表明應力對IN100 合金中TCP 相析出的影響比較復雜，在815℃下應力促進σ 相的析出;而當溫度為870℃時，應力對σ 相的析出行為沒有影響。Pessah 等［8］的研究表明在1050℃下，應力對MC2 合金中μ 相的析出有抑制作用。從已有的研究可以看出，目前對應力是否促進TCP 相的析出尚存在爭議［3～8］，這主要是由于人們在應力對TCP 相析出的影響機制方面的理解和認識有待完善。

本工作通過組織觀察，相萃取及X 射線衍射相鑒定等手段研究了持久應力對DD10 單晶高溫合金1100℃組織穩定性的影響。

1 實驗材料及方法

實驗用DD10 單晶高溫合金的化學成分(質量分數，%):Cr 4.0 ～4.5，Mo 1.4 ～2.0，W 5.8 ～6.5，Re 4.5 ～6.0，余量Ni。采用HRS 定向凝固工藝制備的［001］結晶取向的單晶試棒尺寸為φ15mm ×160mm。

單晶試棒經標準熱處理后加工成圖1 所示的持久試樣，隨后在1100℃/140MPa 條件下測試持久性能。持久試樣斷裂后，在其不同部位取試樣用于研究應力對組織穩定性的影響。圖1 為持久試樣及取樣位置示意圖。由于持久試樣不同部位橫截面尺寸的差異及持久試樣斷口附近出現頸縮，所取試樣在持久測試過程中所受應力大小存在這樣的定性關系:σ夾頭＜σ臺肩＜σ遠離斷口＜σ斷口附近。試樣的橫截面((001)面)能夠很好地反映γ'相的粗化和TCP 相析出情況，而試樣的縱截面((100)面或(010)面)能夠很好地反映γ/γ'組織的筏排化行為。為了更好地表征筏排化的程度，把單位面積內的平均γ'筏形終端(包括γ'筏形組織的交叉和中斷)數目稱為終端密度(ρa)。考慮到筏形厚度的不同，引入線性終端密度(ρl)，即終端密度乘以γ'筏形厚度(λ)，以此表示γ'筏形的完善程度，其物理意義是沿γ'筏形長度方向的平均終端數目。線性終端密度的值越小表示γ'筏形相對越完善［9～11］。

圖1 持久試樣及取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of stress-rupture specimen and sampling positions

采用ZEISS SUPRA 55 型場發射掃描電子顯微鏡表征合金的顯微組織形貌，利用掃描電鏡所帶能譜(EDS)對TCP 相進行成分分析，采用網格法測定TCP相體積分數，采用JMatPro 軟件計算γ 相和γ'相的晶格常數。萃取合金中TCP 相的電解液的成分為90mL甲醇+10mL 鹽酸+1g 酒石酸溶液，萃取電流密度為0.04A/cm2，萃取時間為6h。通過Rigaku 2500 型X射線衍射儀對相萃取的產物進行相鑒定。

2 結果與分析

2.1 持久性能及持久試樣斷裂后的顯微組織

表1 所示為DD10 單晶高溫合金在1100℃/140MPa 條件下的典型持久性能。可見，DD10 合金在1100℃/140MPa 條件下的平均持久壽命為253.3h，此外該合金具有較好的高溫伸長率和斷面收縮率。

表1 DD10 單晶高溫合金在1100℃/140MPa條件下的持久性能Table 1 Stress rupture properties of DD10 single crystal superalloy at 1100℃/140MPa

圖2 所示為1100℃/140MPa 持久斷裂后持久試樣不同部位(001)面的顯微組織。可見，夾頭部位的γ'出現較為嚴重的粗化，枝晶干處析出較多TCP 相，其體積分數為1.02%，見圖2a。隨著應力增大，遠離斷口和斷口附近的試樣中的γ'相出現更為嚴重的粗化和連接現象(圖2b，c)。與夾頭部位比較，TCP 相體積分數隨著應力的提高逐漸增大，遠離斷口和近斷口處的TCP 相體積分數分別為1.21%和1.81%。

圖2 DD10 合金1100℃/140MPa 持久斷裂后不同部位(001)面顯微組織 (a)夾頭(二次電子照片);(b)遠離斷口(背散射電子照片);(c)斷口附近(背散射電子照片)Fig.2 Microstructure of (001)section at different part of stress-rupture specimen for alloy DD10 after stress-rupture at 1100℃/140MPa (a)the gripping head (secondary electron graph);(b)away from rupture surface(back-scattered electron graph);(c)near rupture surface (back-scattered electron graph)

觀察持久試樣不同位置的縱截面((100)面)微觀組織可知，夾頭部位在較低應力下γ'相就發生了筏排化，形成了垂直于應力軸方向的筏排組織(圖3a)，其線性終端密度為2.76 ×102mm－1。隨著應力增加，筏排組織遭到破壞，完善程度降低(圖3b)。其中，斷口附近筏排組織與應力方向呈一定的角度(圖3c)，這是由于該處處于加速蠕變階段，發生了頸縮致使橫截面變小，單位面積所受應力增大并且應力狀態由單向應力轉變為三向應力，從而導致晶格轉動并形成與應力軸方向呈一定角度的不規則筏排組織［12～15］。斷口附近筏排組織的線性終端密度為3.58 ×102mm－1。

圖3 DD10 合金1100℃/140MPa 持久斷裂后不同部位(100)截面顯微組織 (a)夾頭;(b)遠離斷口;(c)斷口附近Fig.3 Microstructure of (100)section at different part of stress-rupture specimen for alloy DD10 after stress-rupture at 1100℃/140MPa (a)the gripping head;(b)away from rupture surface;(c)near rupture surface

2.2 持久壽命等長時間時效組織

圖4 所示為合金在1100℃下經與持久壽命等長時間(253h)時效后枝晶干處的顯微組織。合金在1100℃時效253h 后枝晶干處析出體積分數為0.82%的TCP 相，見圖4。與1100℃/140MPa 持久斷裂后試樣夾頭部位的組織相比(圖2a 和3a)可知，應力的引入促進TCP 相的析出和γ'相的筏排化。

圖4 DD10 合金經1100℃/253h 長時時效后的顯微組織Fig.4 Microstructure of alloy DD10 after long-term aging at 1100℃for 253h

2.3 TCP 相的萃取與XRD 鑒定

圖5a 所示為DD10 合金經1100℃/253h 長時時效后TCP 相的萃取形貌。TCP 相均呈典型的“編籃狀”結構。持久斷裂后試樣夾頭部位的TCP 相萃取形貌見圖5b，同樣呈“編籃狀”形貌。EDS 能譜分析表明:持久斷裂前后，TCP 相均富集Re，W，Cr 和Mo 元素。可見，應力不能改變TCP 相的形貌和成分富集。

1100℃/140MPa 持久斷裂后試樣夾頭和1100℃/253h 長時時效試樣萃取后的TCP 相的XRD 圖譜見圖6。XRD 分析表明，兩種條件下析出的TCP 相均為μ 相，可見應力的引入未對TCP 相的析出種類產生影響。由于相萃取產物中有γ'相殘留，XRD 圖譜中出現γ'相的衍射峰。

3 分析及討論

鎳基單晶高溫合金中難熔合金元素(Re，W 和Mo 等)含量過量時，合金在高溫長期服役時會析出TCP 相，從而破壞組織穩定性［1，16，17］。TCP 相析出與γ 基體存在慣習面，當TCP 相和γ 基體之間的錯配度較小時有利于TCP 相的形核和長大［2，16，18］，而TCP/γ 的錯配度與合金中共格存在的γ 相與γ'相的錯配度(δ)密切相關。這是由于γ/γ'錯配度的正負影響著γ 相和γ'相所受錯配應力(σmisfit)和基體γ 相晶格應變的大小和方向［19，20］。γ/γ'錯配度由式(1)表示:

式中aγ和aγ'分別是γ 相和γ'相的點陣常數。以基體γ 相為例，當外加應力(σapplied)為拉應力，γ/γ'錯配度為負時，根據式(1)，aγ'＜aγ，為了保持共格，γ相所受的錯配應力為壓應力，外加拉應力與錯配應力對γ 相的共同作用為:σapplied－σmisfit;而當γ/γ'錯配度為正時，γ 相所受的錯配應力為拉應力，外加拉應力與錯配應力對γ 相的共同作用為:σapplied+σmisfit。因此，外加應力與錯配應力的共同作用影響著基體γ 相晶格應變的大小和方向，從而影響TCP/γ 的錯配度，最終影響TCP 相的形核和長大。

Acharya 等［3］研究應力對CMSX-10 鎳基單晶高溫合金組織穩定性的影響，研究表明:1050℃下，應力的存在抑制σ 相的析出，且σ 相的體積分數隨著應力的提高而減小，而σ 相的形貌、尺寸和成分則不受應力的影響。這是由于CMSX-10 單晶合金在室溫和高溫下均具有正的γ/γ'錯配度，外加拉應力與錯配應力的共同作用使γ/σ 界面的錯配度增大，從而抑制σ 相的形核，降低TCP 相的析出量［3］。另外，MC2單晶合金在室溫下也具有正的γ/γ'錯配度，在高溫下其錯配度接近于零［8］。Pessah 等研究表明，在1050℃下，應力對MC2 合金中μ 相的析出具有抑制作用，并預測應力對μ 相析出行為的作用受到溫度、合金成分及TCP 相固有性質等因素的影響［8］。

圖5 DD10 合金TCP 相的萃取形貌 (a)1100℃/253h長時時效;(b)1100℃/140MPa 持久斷裂后試樣夾頭部位Fig.5 Morphology of phase-extracted residues of alloy DD10(a)long-term aging at 1100℃for 253h;(b)at the gripping head after stress-rupture testing

圖6 DD10 合金1100℃/140MPa 持久斷裂后試樣夾頭和1100℃/253h 長時時效試樣萃取后TCP 相的XRD 圖譜Fig.6 XRD patterns of extracted precipitates of alloy DD10 at the gripping head after stress-rupture testing and after long-term aging at 1100℃for 253h

本研究表明，與持久壽命等長時間時效組織相比，持久試樣在1100℃/140MPa 條件下斷裂后各部位析出的TCP 相體積分數均增加，這說明應力的引入促進了TCP 相的析出。此外，隨著應力的增大，TCP 相含量隨之增加。JMatPro 軟件計算表明，DD10 合金在1100℃下γ 相和γ'相的點陣常數分別為0.36578nm 和0.36507nm，根據式(1)可以計算出，該合金在1100℃下的錯配度為－0.19%。它在基體γ 相中產生的壓應力與外加拉應力的共同作用改變了γ 相的點陣常數，使基體γ 相與μ 相界面的共格程度提高，從而促進了μ 相的析出和長大。

此外，析出相的析出行為還與其形成元素的擴散能力和擴散機制以及析出相形核位置等因素有關。位錯不僅為析出相提供了有效形核位置，還可視作是一個管狀的高擴散通道。外加應力產生的累積塑性變形增加了遠離斷口和斷口附近試樣中的位錯密度。雖然，Re 和W 等合金元素的擴散系數很低，但高密度位錯加速了這些TCP 相形成元素的擴散，從而促進了TCP 相的析出。因此，本工作中TCP 相的含量隨著應力的增大而增加。

高溫加載條件下TCP 相的析出受到溫度、應力、γ/γ'錯配度、元素擴散、TCP 相形核位置等諸多因素的影響，目前應力對TCP 相析出的影響機制仍存在爭議。本工作以現有的實驗結果為基礎，結合前人的研究觀點從γ/γ'錯配度、元素擴散和TCP 相形核位置等方面初步探討了1100℃/140MPa 持久條件下應力對DD10 合金中TCP 相析出的作用機制。深入揭示該影響機制還有待在γ/γ'錯配度實驗測定、加載后的位錯密度測定等方面開展進一步研究。

4 結論

(1)DD10 合金1100℃/140MPa 條件下的持久壽命為253.3h，并且具有較好的高溫塑性。該合金經1100℃/253h 長時時效和1100℃/140MPa 持久斷裂后析出的TCP 相均為富集Re，W，Cr 和Mo 元素的μ 相。

(2)1100℃/140MPa 持久條件下，應力的引入促進μ 相的析出，并且隨著應力的增大μ 相的析出量增加，但應力未改變TCP 相的析出種類和形貌。

(3)1100℃/140MPa 持久條件下，應力的引入促進γ'相的筏排化過程，并且隨著應力的增加，筏排組織遭到破壞，完善程度降低。

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