C含量對一種單晶高溫合金組織和持久性能的影響

史振學， 劉世忠， 趙金乾

（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）

鎳基單晶高溫合金具有優良的高溫綜合性能，己經發展了五代合金，為目前制造先進航空發動機渦輪工作葉片和導向葉片的關鍵材料[1-3]。在單晶高溫合金的發展過程中，C等晶界強化元素經歷了“完全保留”到“完全去除”，又到“限量使用”的3個階段[4]。20世紀60年代中期，單晶高溫合金在當時的定向高溫合金MAR-M200，Mar-247的基礎上形成，晶界強化元素完全保留，其綜合性能相對于定向合金沒有明顯的優勢。20世紀70年代中期，有研究發現，完全去除晶界強化元素后，合金初熔點顯著提高，因此熱處理時可大大提高固溶溫度，明顯增加了細小γ′相的體積分數，顯著提高了合金的蠕變強度。20世紀90年代以來，研究發現，晶界強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性能[6-7]；降低高熔點合金元素的枝晶偏析，減小枝晶液體對流驅動力，降低合金凝固過程中雀斑、雜晶等晶體缺陷的形成傾向[8-9]；通過強化晶界來提高小角度晶界的容許角度[10-12]，提高葉片合格率。雖然對C在鎳基單晶高溫合金中的作用機理進行了大量研究，但在不同合金體系中，其作用機理可能不同。本文研究了C含量對一種單晶高溫合金組織和持久性能的影響，為促進合金的設計和應用提供依據。

1 試驗材料及方法

試驗用合金為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，分別加入質量分數為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)確定單晶試棒的結晶取向，試棒的[001]結晶取向與主應力軸方向的偏差在10°以內。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工藝制度下進行標準熱處理。加工成持久力學性能試樣，測試980 ℃/250 MPa條件下不同C含量的合金的持久性能。用電子探針測量合金的枝晶干和枝晶間區域的化學成分，并計算出元素偏析比，用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察合金的顯微組織。

2 結果與分析

2.1 C含量對合金組織的影響

圖1為不同C含量試驗合金的共晶組織和碳化物形貌。從圖1中可以看出，在枝晶間區域分布著不規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，尺寸減小；而碳化物含量增加，尺寸變大，其形態由塊狀向骨架狀、發達骨架狀轉變。在單晶高溫合金的定向凝固過程為非平衡凝固過程時，各個相析出順序為：L→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量分數增加，形成共晶相的條件越不充分，最終合金液凝固結束時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的分析結果一致。

圖2 C含量對合金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

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

單晶高溫合金在凝固過程中，由于溶質再分配而導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。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數，從而對合金的枝晶偏析產生了一定的影響。

由于合金體系和制備工藝的不同，目前C含量對合金元素枝晶偏析的影響有不同的研究結果。劉麗榮等[13]研究發現，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與鑄態組織中的基本相同，無明顯改變。因為碳化物的形成溫度在液相線以上，所以在合金固溶處理過程中，當γ′相、共晶組織全部溶解時，大部分碳化物不溶解，仍保持原來的尺寸和形狀。也有少部分碳化物通過擴散，固溶到γ相中，在冷卻過程中重新析出，但碳化物類型更加豐富。鑄態碳化物一般為MC，而熱處理后，部分轉變為

圖3 不同C含量合金的元素偏析系數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Fig.4 SEM images of carbide in the alloy with different C contents after heat treatment

2.2 C含量對試驗合金持久性能的影響

圖5 為C含量對試驗合金在980 ℃/250 MPa條件下持久性能的影響曲線。每個持久性能數據為3個試樣的平均值。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后縮短，當C的質量分數為0.048%時達到最大值，這與其他單晶合金的研究結果相同[6]。隨著C含量的增加，持久伸長率先稍有降低后升高，然后再降低。

圖5 C含量對合金在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，對試樣的縱向進行了解剖。圖6為不同C含量試驗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含量試驗合金持久試樣中γ′相都形成了筏排組織，C含量對筏排組織的形貌無明顯影響。γ′相筏排化形貌由外加應力方向及錯配性質所決定[16]。試驗用單晶合金具有負的晶格錯配度，在拉伸應力下粗化，方向與應力方向垂直。γ′相的筏排化本質上是合金元素在γ相和γ′相中擴散和重新分布的過程[17]。在高溫拉伸應力作用下，γ′相形成元素 Al，Ta，Hf，Nb 沿垂直應力方向擴散，促使γ′相沿這個方向長大；γ基體相形成元素Cr，Co，W，Mo，Re沿平行應力方向擴散，使基體通道沿這個方向的寬度增加。

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Fig.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Fig.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展。碳化物較脆，在高溫塑性變形過程中，因應力集中而產生顯微裂紋。同時碳化物的析出降低了周圍基體中的固溶強化元素含量，使基體強度降低而容易產生裂紋。當合金中C含量較低時，C能夠凈化合金[6]，強化小角度晶界[13-15]，減輕枝晶偏析[10]，因此能夠提高合金的持久性能，當C的質量分數為0.048%時，試驗合金的持久壽命達到最大值。隨著合金中C含量的進一步增加，合金中的碳化物含量增加，產生顯微裂紋帶來的危害超過C帶來的有益作用時，持久壽命縮短。同時，試驗合金持久試樣過早斷裂，導致合金持久伸長率明顯降低。

3 結 論

（1）隨著C含量的增加，試驗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、發達骨架狀轉變。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，碳化物的形貌無明顯變化。

（2）隨著C含量的增加，試驗合金在980 ℃/250 MPa條件下的持久壽命先延長后縮短，C的質量分數為0.048%時，達到最大值。持久過程中，未溶碳化物作為裂紋源縮短了試驗合金的持久壽命。