高温长期时效对一种镍基单晶合金拉伸和持久性能的影响

水 丽， 胡壮麒

(1. 沈阳理工大学 机械工程学院，沈阳110159;2. 中国科学院金属研究所，沈阳110016)

镍基单晶合金是在普通铸造和定向凝固基础上发展起来的新型高温合金，广泛用于制造先进燃气涡轮发动机导向叶片及涡轮叶片等关键热端部件［1～3］。高温服役期间，叶片的使用寿命不仅受控于合金的高温持久性能，而且与合金组织的高温稳定性密切相关，γ'相的形貌对合金的性能有很大的影响，γ'相形貌随合金的工作温度和时间的变化而变化［4～6］。组织结构的高温稳定性是高温合金的一项重要指标，并受到广泛的重视［7～10］。本研究实验用测试合金是一种新研制的镍基单晶高温合金，重金属元素的总体含量相对较低，在长期无应力时效过程中，末观察到有新相的析出，只是发生了γ'相的粗化现象。本研究主要研究镍基单晶高温合金在1000℃经不同时间长期时效后的室温拉伸强度及高温持久性能，了解高温长期时效对单晶合金力学性能的影响规律。

1 试验材料与方法

试验用母合金的成分(质量分数/%)为Al 5.47，Ti 2.14，Cr 8.39，Ta 2.92，W 9.47，Co 5.01，C ＜0.014 和Ni 余量。在ZGG-25A 型真空感应定向凝固炉中拉制单晶试棒，首先对试棒进行热处理，工艺为1300℃/4 h，AC(空冷)+1100℃/4 h，AC +870℃/16 h，AC。标准热处理后合金内γ'相的组织形貌如图1，γ'相呈立方状规则分布，平均尺寸为0.44μm。将热处理后试棒在1000℃进行100h，300h，500h，800h，1000h，1500h，2000h，3000h 时效处理，对长期时效的样品进行室温拉伸及950℃/240MPa 条件下的高温持久拉伸测试，为了保证测试数据的可靠性，在同样实验条件下共测试3个试样，取其平均值。在JMS-6301F 型场发射扫描电镜和FEITECANAI-20 上对合金微观组织形貌进行观察。

图1 合金热处理后γ'相形貌Fig.1 The morphology of γ' phase in the alloy after standard heat treatment

3 实验结果与分析

3.1 1000℃长期时效对合金室温拉伸强度的影响

合金经过1000℃长期时效，在室温条件下测试瞬时拉伸强度，结果见表1。时效100h 的试样，瞬时拉伸强度σb和屈服强度σ0.2的平均值分别为1093 和1095 MPa，其中σb与标准热处理态相当，而σ0.2比标准热处理态样品提高约10%。随时效时间延长，σb和σ0.2逐渐下降，伸长率随时效时间的延长波动较大，当时效2000h 后，δ 值趋于稳定。考察拉伸强度σb随时效时间的变化数据，时效时间不超过500h，拉伸强度与标准热处理态相比基本相当，时效超过1000h，σb下降幅度增大，时效超过1500h，合金的拉伸强度值变化较小，综合分析可以看出，合金室温拉伸强度随时效时间的延长呈现逐步下降趋势。

表1 合金经1000℃长期时效后室温拉伸性能数据Table 1 Tensile properties of room temperature after aging treatment at 1000℃

3.2 长期时效对合金持久性能的影响

合金经1000℃长期时效，在950℃/240MPa 条件下进行持久性能测试，结果如表2 所示。可以看出，时效时间低于1000h，合金持久寿命与标准热处理态相比大幅下降，时效500h 试样的持久寿命下降约30%，时效超过1000h，随时效时间的不断延长，合金持久寿命逐渐下降，经3000h 时效试样的持久寿命为标准热处理态的40%。长期时效后，合金内立方形态γ'相的立方度丧失，γ'相对变形位错的阻碍作用明显下降，合金的持久性能降低幅度较大。随时效时间延长，γ'相的粗化速率达到一峰值后，γ'相尺寸及成分趋于稳定，持久寿命的变化较小。时效时间对合金延伸率的影响如表2 所示，随时效时间的延长，延伸率不断提高，当时效时间超过500h后，δ 值基本趋于稳定。

表2 合金径多1000℃长期时效后在950℃/240MPa 持久条件下的性能数据Table 2 Stress rupture properties under 950℃/240MPa after long term aging

3.3 1000℃长期时效后持久变形组织特征

图2a，b 为合金1000℃长期时效100h，1500h 后的组织形貌。950℃/240MPa 持久拉伸变形后，其形貌演化如图2c，d。立方γ'相与γ 基体保持共格关系对提高合金的持久性能有利，长期时效后γ'相演化形成粗化不规则形态的组织，合金的持久性能与显微组织的变化密切相关。1000℃时效100h 后，γ'相的边角处溶解，正方度略有下降，持久变形过程中γ'相对位错的阻碍作用受到影响，合金持久寿命开始下降约15%，持久断裂后形成了完善的筏状γ'相(图2c)。1000℃时效1500h 后，γ'相平均尺寸明显增大，γ'相形状不规整呈迷宫形(图2b)，持久断裂后形成粗大不连续形状复杂的γ'相，如图2d 所示，合金的持久性能与时效前相比明显降低，随着时效时间的增加，γ'相形状愈来愈不规整，导致合金的持久寿命不断降低。γ'相形态变得不规则与基体通道的加宽是合金塑性逐步提高的主要原因。

图3 是100h 时效后经950℃/240MPa 持久变形后的透射图片，可以看出，时效100h 后的拉伸样品中，γ/γ'界面处存在稠密的位错网(图3a)，位错网形态规则致密，可以有效阻止位错切入γ'相中，对提高合金的性能有利，时效500h 后的拉伸样品中，γ'相仍呈现出规则的条形形态，但基体通道已经变宽，基体通道的加宽可能是由于γ'相体积百分含量下降所致。综合分析1000℃时效不同时间试样的持久性能数据及变形组织形貌，可以看出，经100h、500h 短期时效后的拉伸试样中，γ'相的形貌及尺寸变化不显著，γ/γ'相界面高密度位错网可以有效阻止位错切入γ'相，合金的持久强度没有明显下降;时效超过500h，γ'相演化为不规则形态，已观察不到完整的界面位错网，位错在迷宫状的基体通道中的攀移及滑移受阻，导致位错在局部缠结塞积，引起应力集中产生微裂纹，导致长期时效样品的持久强度越来越低。

图2 合金长期时效后γ'相形貌及950℃/240MPa 持久试验后的γ'形貌 (a) 100h 时效后的形貌;(b)时效1500h 后的形貌;(c)时效100h 后持久断裂试样;(d)时效1500h 后持久断裂试样Fig.2 Morphology evolution of γ' phase after 950℃/240MPa;(a)aged 100h;(b)aged 1500h;(c)aged 100h and stress ruptured;(d)aged 1500h and stress ruptured

图3 合金长期时效不同时间后经950℃/240MPa 持久试验的位错组态(a)100 h 时效后持久变形组织;(b)时效500h 后的持久试样位错组态Fig.3 Dislocation configuration of test alloy after 950℃/240MPa stress rupture(a)aged 100h and stress ruptured;(b)aged 500h and stress ruptured

4 高温持久拉伸寿命预测

人们常用损伤机理来描述蠕变变形过程中材料变形及损坏的发生。用ω 来表征损伤的程度，则ω是一个动态的变量，记录材料从最初的热处理状态起始至发生断裂时材料的损伤过程。例如，微观组织形貌的改变、出现颈缩、裂纹及空穴的长大等［10～12］。在单轴拉伸过程中，损伤逐渐形成发展，ω 从零逐渐上升至某一数量，当上升至一定量时断裂发生。在此把损伤状态变量及实验条件作为损伤ω 及应变速率ε 的函数，函数表达式如下［9］:

在恒定的温度下，表达式(1)可用下式代替:

其中，C 是与材料高温蠕变激活能有关的一个参数，ν 是一个不受温度影响的参数，σ 是拉伸应力，E0为材料的弹性模量，T 代表合金的持久寿命。合金经高温长期时效处理后，γ'相逐渐演化，形成了形态复杂的粗化组织，随后在950℃/240MPa 进行持久拉伸，从表1 及图2 中可以看出，7 组试样的初始微观组织结构及室温强度存在差异，这些差异对持久变形期间ω 的变化产生影响。持久寿命及变形期间材质的损伤程度可以用下式表达:

随着持久变形的不断深入，拉伸应力不断变化，从最初的240MPa，逐渐上升以用表达有效拉伸应力，当试样出现颈缩趋于断裂时，损伤参数ω 可以用材料的极限拉伸强度UTS 表达为ωf=有效应力上升至下面两式表达了ω 的变化速率及拉伸试样发生断裂时的应力状态:

当t = 0，t = Tr时(发生断裂)，则ω = 0 和ωf=1，将极限条件代入上述表达式并进行简化，得到持久寿命的表达式如下:

将表1 和表2 中的拉伸强度值及持久寿命数据代入式(7)中，则C=3.35818，ν=7.37926。获得估算持久寿命的经验公式如下:

利用该表达式，可估算出测试合金在950℃不同应力条件下的高温持久断裂寿命。

5 结论

(1)1000℃短期时效100h，500h 时，合金室温拉伸强度σb与时效前相比变化不大，但时效500h后屈服强度σ0.2下降幅度较大，约为时效前的75%，时效超过1000h 后，σb和σ0.2随时效时间延长逐渐下降;时效1000h 以前，950℃/240MPa 条件下的持久寿命大幅度降低，延伸率快速上升，时效时间超过1000h，持久性能的下降幅度减小，合金的持久寿命与延伸率均趋于稳定。

(2)长期时效后γ'相形貌改变及γ/γ'相界面高密度位错网的破坏是时效后合金室温及高温持久性能持续降低的主要原因。

(3)随着持久变形的不断深入，材料的微观组织发生改变导致损坏的发生，可以用式 Tr=估算合金的持久拉伸寿命。

［1］DARDI L E，DALAL R P，YAKERME C. Tallurgical Advancements in Investment Casting Technology［C］//Advanced High-Temperature Alloys:Processing and Properties，ASME，Ohio，1985:25 －29.

［2］仲增墉，师昌绪. 中国高温合金四十年发展历程［M］.北京:中国科学技术出版社，1996:3.

［3］ZHOU H，OKADA I，RO Y. Thermo mechanical fatigue behavior of the third-generation，single crystal superalloy TMS-75:deformation structure ［J］. Metall. Trans (A)，2004，35:1779 －1786.

［4］TSUNO N，KAKEHI K，RAEC M F. Effect of ruthenium on creep strength of Ni base single crystal superalloys at 750℃and 750Ma［J］. Metall Trans (A)，2009，40:269－277.

［5］GUNTURI S K，MACLACHLAN D W，KNOWLES D M.Anisotropic creep in CMSX-4 in orientations distant from(001)［J］. Mater Sci Eng (A)，2000，289:289 －296.

［6］SASS V，GLATZEL U，FELLER-KNIEPMEIER M. Anisotropic creep properties of the nickel base superalloy CMSX-4［C］//. Superalloy 1996，Metal Park:TMS，1996:283－290.

［7］KNOWLES D M，MACLACHLAN D W. Mechanism of〈112〉3 slip initiation and anisotropy of γ' phase in CMSX-4 during creep at 750℃and 750MPa［J］. Mater Sci Eng(A)，2003，356:352 －367.

［8］LIN T L，MAO W. The deformation mechanism of a γ'precipitation-hardened nickel-base superalloy［J］. Mater Sci Eng (A)，1990，128:23 －31.

［9］GELL M，DUHL D N. Processing and Properties of Advanced High Temperature Alloys. ［C］//Allen Seds. Advanced High-Temperature Alloys Ohio:ASME，1986:41－47.

［10］HOFFELNER W. High cycle fatigue life of the cast nickelbase superalloys in 738LC and IN939 ［J］. Metall Trans(A)，1982(13):1245 －1255.

［11］REN W J，NICHOLAS T. Notch size effects on high cycle fatigue limit stress of Udimet 720 ［J］. Mater Sci Eng(A)，2003，357:141 －152.

［12］HOFFELNER W，SPEIDEL M O. Behavior of high temperature alloys in aggressive environments［C］//London:The Metals Society，1980，Book 266，993 －1004.