熱處理對DZ125定向凝固合金組織結構與蠕變行為的影響

田 寧， 趙國旗， 張 萍， 向賢禮， 田素貴， 張順科， 閆化錦

(1. 貴州工程應用技術學院 機械學院， 貴州 畢節 551700；2. 沈陽工業大學 材料科學與工程學院， 遼寧 沈陽 110870)

定向凝固合金在凝固過程中沿著[001]取向定向生長，因而，與普通多晶鑄造合金相比，消除了在蠕變過程中易產生裂紋萌生和擴展的橫向晶界，可大幅度提高合金的承溫能力及力學性能，故定向凝固鎳基合金是制備航空發動機渦輪葉片的主要材料[1-2]。DZ125合金是我國性能和水平最高的定向凝固鎳基合金之一，具有良好的綜合性能，并且該合金的蠕變行為得到眾多研究者的重視[3]。

為了提高合金的綜合性能，在合金中摻雜了多種難熔元素(如Ta、W、Cr)。且隨著難溶元素(如Ta、W、Cr)含量的增加，合金的力學性能得到提高，但由于難溶元素的存在，使凝固期間各元素的擴散速率降低，從而降低合金化程度，可形成大量共晶組織，這要求必須對合金進行更高溫度的固溶處理，并施以更加復雜的熱處理工藝，使其成分均勻[4]。合金的熱處理工藝主要包括：①將鑄態合金中粗大的γ′相和共晶溶解，進而提高各元素在合金中的均勻程度的固溶處理；②隨后的冷卻過程中析出均勻細小γ′相的時效處理[5-6]。定向凝固合金的組織結構由γ′、γ兩相組成，其中γ′相是合金的主要強化相。時效處理的主要作用是使合金獲得最佳形狀、尺寸及體積分數的γ′相[7]。研究表明，γ′相作為合金的主要強化相，在不同錯配度及不同種類的合金中最佳形態是不同的，因此需要對每一種合金進行具體的研究以得到最佳尺寸的γ′相。盡管定向凝固合金的組織與性能已經得到廣泛的研究，但熱處理對DZ125合金的組織結構與蠕變行為的影響報道很少，且合金在蠕變不同階段的組織演變也不清楚。

據此，本文對定向凝固鎳基合金DZ125進行熱處理，以考察不同熱處理步驟對合金組織結構的影響規律，及熱處理對合金中γ′、γ兩相的晶格常數和錯配度的影響，并進一步對合金中γ′相的形態演化進行理論分析。

1 試驗材料及方法

選用的母合金化學成分(質量分數，%)為8.68Cr、9.80Co、7.08W、2.12Mo、5.24Al、0.94Ti、3.68Ta、1.52Hf、0.012B、0.09C，Ni余量，在真空定向凝固爐中將其沿[001]取向制取直徑為φ16 mm的定向凝固合金試棒。選取的熱處理工藝：1180 ℃×2 h+1230 ℃×3 h, AC(固溶處理)+1100 ℃×4 h, AC(一次時效)+870 ℃×20 h, AC(二次時效)。將完全熱處理后的合金加工成工字形試樣，橫斷面為4.5 mm×2.5 mm，標距長為15 mm，將其置入GWT504型高溫蠕變/持久試驗機中，并在980 ℃不同應力條件下進行蠕變性能測定，繪制曲線。將不同熱處理狀態合金試棒切割成塊狀試樣，經機械研磨和拋光后，使用HNO3+HF+C3H8O3(體積比為1∶2∶3)的腐蝕液進行化學腐蝕，并利用掃描電鏡觀察合金不同熱處理及蠕變狀態的組織形貌。

2 試驗結果與分析

2.1 鑄態合金的組織形貌

圖1為鑄態DZ125合金橫(001)、縱(100)斷面的微觀組織形貌。圖1(a)為合金(001)橫截面的枝晶形貌，可以看出，該斷面枝晶呈現整齊的“+”字均勻排列，通過測量得出一次枝晶的間距約為155 μm。相同晶粒內枝晶排列方向一致，不同晶粒枝晶排列方向具有一定差異，從圖1(a)可以看出，此時相鄰枝晶存在約45°的取向差。定向凝固合金在凝固過程中不同晶粒間枝晶生長方向及取向不同，兩種不同晶粒相交處，即為合金的晶界，如圖1(a)中長黑線所示。圖1(b)為鑄態合金中枝晶的(100)縱斷面形貌，可以看出，枝晶形態與(001)橫截面具有較大區別，圖1(b)中長線段和短線段分別代表在凝固過程中一次和二次枝晶的生長方向，可以看出兩者相互垂直，通過測量二次枝晶間距離約為30 μm。

圖1 鑄態DZ125合金在不同斷面的枝晶形貌

圖2為鑄態DZ125合金單個枝晶的微觀形貌。由圖2(a)可以看出，該枝晶的二次枝晶分別沿著[100]、[010]方向生長，如箭頭標注所示。其中A所示區域為枝晶干區域，其放大形貌示于圖2(b)，可以看出，該區域γ′相尺寸約為0.4 mm，分布均勻。B所示區域為枝晶間區域，其放大形貌示于圖2(c)，可以看出，與枝晶干區域相比，該區域γ′相明顯粗大，尺寸為1～1.2 μm，且部分γ′相呈蝶狀分布，其形態如箭頭所示。分析認為，由于在凝固的過程中枝晶干含有大量高熔點元素，因此該區域優先凝固，導致在枝晶間和枝晶干區域元素分布具有較大不同，其中，枝晶間區域γ′相形成元素的過飽和度較大，是導致較大γ′相的主要原因。在凝固較后階段，低熔點元素(Cr、Co、Ta等)在枝晶間區域聚集并結晶形成共晶組織。

圖2 鑄態DZ125合金中的枝晶及γ′相形貌

圖3(a)為鑄態DZ125合金中的共晶組織形貌。由圖3(a)可以看出，合金凝固過程中優先析出的γ/γ′兩相組織將放射狀共晶組織包裹在其中，如圖3(a)A區所示。放射狀的共晶組織分為條狀區(B)和細網狀區(C)，二者分別為初生γ′相和γ′+γ兩相共晶組織。二者形貌差別較大，這是由于條形粗大B區為凝固早期形成的共晶組織，由于凝固溫度較高元素擴散較為充分，而網狀結構的C區為凝固后期形成的共晶組織，由于凝固溫度較低元素并沒有得到充分的擴散所致。

圖3 鑄態DZ125合金的共晶組織(a)及EDS成分分析(b)

為確定共晶組織所富含的主要元素，對其進行微區成分分析，結果如圖3(b)所示，共晶組織的化學成分(質量分數，%)為15Cr、12.38Co、7.94Ta、5.62B、5.23W、2.5Mo、1.31C、0.84Al，結果表明，該共晶組織中富含Cr、Co、Ta、B、W等元素。

2.2 熱處理態合金的組織形貌

經完全熱處理后，DZ125合金的微觀組織形貌如圖4所示。其中枝晶間和枝晶干區域的放大形貌如圖4(b,c)所示，可以看出，合金的組織結構 由γ′強化相和γ基體相組成，且γ′相強化相的尺寸并不相同，細小和粗大的立方γ′相分別位于枝晶干A區域和枝晶間B區域，并且晶界位于枝晶間區域，如箭頭所示。在枝晶干A區域，合金中的立方γ′相規則且均勻分布于該區域，且尺寸約為0.4 μm(見圖4(b))；而在枝晶間B區域的立方γ′相較為粗大且形態與尺寸并不均勻，較小和較大的立方γ′相的尺寸分別為0.7和1.5 μm，如箭頭所示，其平均尺寸為1～1.2 μm，如圖4(c)所示；并且未觀察到共晶組織。表明合金經完全熱處理后，并沒有消除在枝晶間區域粗大的γ′相，但基本消除了DZ125合金中的共晶組織。

圖4 DZ125合金經完全熱處理后的顯微組織

為了解熱處理不同階段對γ′相形態演化的影響規律，觀察不同階段(固溶處理、一次時效、二次時效)枝晶干區域的組織形貌，如圖5所示。DZ125合金經固溶處理后大量細小γ′相以共格方式自γ基體中析出的組織形貌如圖5(a)所示?？梢钥闯?，DZ125合金經固溶處理后， γ′相形態并不規則，以類菱形形態存在，其尺寸約為0.1 μm，且均勻分布于γ基體中。DZ125合金經一次時效處理后的微觀組織形貌如圖5(b) 所示，此時γ′相轉變成立方體形態，尺寸增加到約為0.4 μm。DZ125合金經完全熱處理后，γ′相的尺寸幾乎不變，僅僅是立方度增加，且排列更加規則，如圖5(c)所示。

圖5 DZ125合金熱處理不同階段枝晶干區域的組織形貌

2.3 蠕變前后合金錯配度

分別測定出鑄態和完全熱處理后DZ125合金的X-ray衍射譜線，如圖6所示。鑄態及完全熱處理合金的合成衍射峰分別見圖6(a，b)。從圖6(a，b)可以看出，合金中的γ′、γ兩相合成衍射峰逐漸變窄，表明鑄態合金相比完全熱處理合金中γ′、γ兩相的晶格常數的差別減小。

圖6 不同狀態DZ125合金的X-ray合成衍射峰及分離譜線

計算出鑄態及熱處理合金中γ′、γ兩相的晶格常數及錯配度，列于表1。由表1可以看出，鑄態DZ125合金中γ′、γ兩相的晶格常數分別為0.359 73 nm和0.361 91 nm，錯配度為-0.602%。完全熱處理后，測算出γ′、γ兩相的晶格常數分別為0.359 54 nm和0.361 13 nm，錯配度為-0.443%。表明，經完全熱處理后，DZ125合金中γ′、γ兩相的晶格常數和錯配度逐漸減小。

表1 不同狀態DZ125合金中γ′和γ相的晶格常數與錯配度

2.4 高溫蠕變期間的組織演化

圖7為在980 ℃分別施加不同應力條件下，測定出DZ125合金的蠕變曲線。在180、200和220 MPa條件下，穩態蠕變期間的應變速率和蠕變壽命分別為0.0175%/h、0.0227%/h、0.0334%/h和 161、106.6、50 h。研究表明，DZ125合金在該條件下具有良好的蠕變抗力，并且合金穩態期間的應變速率與施加應力成正比，蠕變壽命與施加應力成反比。

圖7 DZ125合金在980 ℃不同應力條件下的蠕變曲線

圖8為DZ125合金在980 ℃/200 MPa條件下蠕變斷裂后，不同區域的微觀組織形貌。圖8(a)為蠕變斷裂樣品示意圖，將該樣品分為A、B、C、D、E 5個區域，其形貌分別對應圖8(b～f)。其中，A區域不受應力的作用，僅僅受到溫度的作用，其形貌示于圖8(b)，可以看出，此區域γ′相已由立方形態完全變成類球狀形態，這是由于該區域γ′相并無外力作用，僅僅受到溫度作用，因此元素只發生擴散，但不發生定向擴散所致。由于區域B遠離斷口，在蠕變過程中承受的拉伸張應力較小，該區域僅有少量元素發生了定向擴散，因此，僅部分γ′相相互連接形成串狀結構，其尺寸約為0.4 μm，其形貌如圖8(c)所示。

圖8 經980 ℃/200 MPa蠕變106.6 h斷裂后DZ125合金不同區域的形貌

在區域C的γ′相形貌如圖8(d)所示，可以看出，在該區域的γ′相已形成N-型筏狀結構，其尺寸約為0.4 μm，這是由于該區域所受應力較大，合金中元素發生定向擴散所致。區域D的γ′相也已形成完整的筏狀組織，其厚度尺寸略有增大，增大至0.5～0.6 μm，且筏狀γ′相具有一定程度的扭曲，如圖8(e)所示。而在距離斷口最近的E區域，該區域γ′相已發生明顯的扭曲及粗化，其筏狀γ′相的尺寸已增大至0.7 μm，如圖8(f) 所示，這是由于該區域已發生明顯的頸縮導致有效應力較大所致。與D區域微觀組織形貌相比，E區域筏狀γ′相的取向發生一定程度的變化，由與應力軸垂直的方向轉變為與應力軸呈一定角度傾斜，這歸因于近斷口區域發生較大的塑性變形所致。

3 討論

3.1 凝固期間γ′相的形態演化與分析

由圖2可以看出，鑄態DZ125合金的枝晶干和枝晶間存在組織不均勻特性，細小且規則排列的γ′相分布于枝晶干區域，粗大且排列不均勻的γ′相分布于枝晶間區域。分析認為，合金熔體在凝固期間，枝晶干區域優先凝固，這是因為高熔點元素一般主要分布于枝晶干區域，從而優先凝固，且合金熔體凝固后均為γ基體相。枝晶干凝固時溫度較高，隨著溫度降低凝固持續進行，Ti、Cr和Ta等原子被排斥進入到固-液前沿的液相中，使得液相中的Al、Ti、Cr、Ta元素濃度不斷增加，因此，在后期凝固的枝晶間區域，低熔點元素Al、Ti、Cr等含量較高，當元素組成達共晶成分時，熔體瞬間凝固，形成共晶組織；其中，Al、Ti、Ta均為γ′相形成元素，隨著溫度的降低，γ′相自γ基體中析出。由于枝晶干區域Al、Ti、Ta溶質含量較低，且優先凝固，故析出γ′相尺寸較為細小，而在枝晶間區域Al、Ti、Ta溶質元素含量較高，且γ′相析出后可迅速長大。因此，與枝晶干區域相比，在枝晶間區域的γ′相尺寸較為粗大，并在枝晶間存在共晶組織。

3.2 γ′相的形態演化與分析

鑄態DZ125合金在固溶處理保溫過程中，可將合金中的γ′相重新溶入γ基體中，并在隨后的冷卻過程中細小γ′相粒子再一次自基體中析出，在此過程中發生了大量的元素擴散，因此，合金經過固溶處理后，各元素的偏析程度降低。固溶態合金在經兩級時效處理后，細小γ′相在內應力產生的應力梯度作用下逐漸長大成較為規則的立方形貌，且γ/γ′兩相具有相近的晶格常數，因此，兩相具有共格界面，在共格界面應力作用下，γ′相可長大成立方體形貌。

由于DZ125合金在一次及二次時效過程中并不受外力的作用，因此，合金中γ′相的形態演化動力為晶格錯配應力。對于定向凝固鎳基DZ125合金而言，時效過程中γ基體承受壓應力，γ′相承受拉應力，并且γ′相承受的錯配應力從邊緣至中心逐漸遞增，因此γ′相在時效期間具有較高的晶格錯配應力梯度，同時導致γ基體相也具有較高的晶格錯配應力梯度。分析認為，為降低時效期間γ基體相的應力梯度，γ′相長大方向將與von Mises應力減小的方向同向[8]。合金在時效期間，彈性應力梯度可以為元素的擴散提供驅動力，促使較大半徑的Al、Ta等原子，定向擴散到γ′相的凹穴區域，使γ′相的立方度增加，應變能降低。與此同時，γ′相沿垂直于界面的方向生長也會受到彈性應變能的限制，因此在共格界面、彈性應變能和界面能的共同作用下，合金中元素大量擴散，γ′相將優先按“臺階機制”沿<100>方向、臺階的側面擴散生長。

DZ125合金在一次時效過程中γ′相在彈性應變能和界面能的共同作用下，按“臺階機制”長大，并仍舊保持γ/γ′兩相共格界面。經一次時效后，合金中γ′相呈現凹凸特征的立方形態，其立方度欠佳。在二次時效期間，在共格界面應變能的作用下，合金中元素繼續擴散，γ′相仍按“臺階機制”生長，可進一步調整γ′相的尺寸且完善γ′相的形貌，增加立方度。

4 結論

1) 鑄態DZ125合金的枝晶間區域存在較多放射狀的共晶組織，在枝晶間和枝晶干處部分γ′相呈蝶形形態且γ′相尺寸具有較大差異。

2) 鑄態DZ125合金的共晶組織及γ′相在固溶過程中被溶解，并在隨后的冷卻過程中類菱形的細小γ′相自γ基體中析出；一次時效期間，彈性應力梯度可以為元素的擴散提供驅動力，可促使較大半徑的Al、Ta原子定向擴散至γ′相中，導致類菱形的細小γ′相發生鈍化，并長大直至轉變成立方體形態；二次時效期間，γ′相的尺寸基本不變，但立方度增加，其合金的組織結構是γ′相以共格方式自γ基體中析出。

3) 在熱處理過程中基本消除了DZ125合金中的共晶組織，并提高γ′相的立方度，但并未消除合金中的組織不均勻性，枝晶干區域的立方γ′相尺寸細小，而枝晶間區域的立方γ′相尺寸粗大。合金在980 ℃/180～220 MPa條件下具有良好的蠕變抗力，工作段區域立方γ′相轉變為筏狀組織。