Al含量对镍基单晶高温合金组织和持久性能的影响

史振学， 刘世忠

（北京航空材料研究院先进高温结构材料重点实验室,北京100095）

γ′相是高温合金的主要强化相，是以Ni3Al为基的金属间化合物，其体积分数、形状和尺寸影响合金的性能[1-2].高温合金之所以在高温下保持高强度主要依靠γ′的沉淀强化作用.Al是镍基单晶高温合金中重要的元素，主要形成γ′沉淀相.Al能提高合金表面稳定性，有利于提高合金的抗氧化性能[3].Al有助于合金获得合适的铸造性能、热处理性能、相稳定性、高力学性能，过量的Al增加合金的共晶含量，热处理时不能完全溶解进而降低合金的强度[4].过量的Al降低Ta、W、Mo、Nb等固溶元素的加入量，对高温性能不利.目前国内外典型第2代、第3代单晶高温合金的Al含量 （质量分数）一般为5.6%～6.2%，如合金DD6[5]、DD9[6]、PWA1484[7]、Ren éN5[8]、RenéN6[9]、CMSX-4[10]、C MSX-10[11]、TMS-75[12]的 Al含量分别为 5.6%（指质量分数， 下同）、5.6%、5.6%、6.2%、5.75%、5.6%、5.7%、6.0%，为认识Al在一种单晶高温合金中的作用和Al的较优加入量，文中研究了不同Al含量对合金组织及稳定性的影响，以期对合金成分优化和应用提供参考数据.

1 试样制备和试验方法

在真空单晶炉中采用选晶法制备了2种不同Al含量的单晶高温合金试棒，Al含量分别为5.6%和6.0%，其它合金元素含量相同，2种单晶合金的化学成分见表1.用X射线衍射仪测试单晶高温试棒的晶体取向，选取[001]取向偏离度15°以内的试棒进行试验.2种合金以相同的工艺进行热处理，热处理工艺如下：1 300℃/1 h+1 310℃/2 h+1 320℃/2 h+1 330℃/4 h/空冷+1 120℃/4 h/空冷 +870℃/20 h/空冷.热处理后分别在1 040℃长期时效200 h、400 h、600 h、800 h.采用扫描电镜研究不同状态下合金的显微组织.在1 070℃/140 MPa条件下测试不同Al含量单晶高温合金的持久性能.

表1 不同Al含量合金的化学成分/（质量分数，%）Table 1 Nominal chemical compositions of the alloy with different Al/（mass fraction,%）

2 结果与分析

2.1 合金共晶含量

图1所示为不同Al含量合金共晶组织.经面积法计算5.6%Al和6.0%Al合金中的共晶含量分别为9.2%和10.5%.从图1中可以看出，随着单晶高温合金中Al含量由5.6%增加6.0%Al，共晶尺寸稍有变大，共晶含量略有增加.在单晶高温合金凝固过程中，溶质再分配导致合金元素枝晶偏析.枝晶干含有较多的Re、W、Mo等元素，而枝晶间含有较多的Al、Hf、Ta等元素[13].当枝晶间液相成分达到共晶相成分时，析出共晶组织.Al作为γ′相形成元素，随着Al含量增加，枝晶间液相达到共晶相成分其体积分数升高，因而凝固结束后形成的共晶尺寸增大，含量增多.这与单晶高温合金中增加Hf含量的共晶变化趋势相同[14].

图1 不同Al含量合金的γ/γ′共晶组织Fig.1 Eutectic morphologies of the alloy with different Al content

2.2 热处理组织

图2所示为不同Al含量合金的热处理组织.合金经过固溶处理保温过程中，全部消除了粗大γ′相和共晶组织，变为单相γ组织.冷却时γ相中析出细小大量的γ′相，再经过2级时效处理，形成尺寸适中立方化较好的γ′相组织.由图2可以看出，不同区域γ′组织大小和分布不均匀，枝晶干区域为细小立方形态规则的γ′相，枝晶间区域为粗大立方形态不规则的γ′相.在单晶合金热处理冷却过程中，γ′相主要是由过饱和的γ相中析出的.经过固溶处理枝晶偏析虽然减轻但仍然存在，枝晶间含有较多的γ′形成元素，因而枝晶间的γ′相比枝晶干有相对较高的过饱和度，枝晶间的γ′相的长大驱动力比枝晶干的大，因而枝晶间的γ′相尺寸较大且不规则.这与其它单晶高温合金具有相同的枝晶干与枝晶间热处理组织差异特征[15,16].随着Al含量增加，枝晶干的γ′相无明显变化，而枝晶间的γ′相尺寸增加.因为Al偏析于合金的枝晶间，Al含量增加，γ′相长大驱动力高，因而其尺寸较大.

图2 不同Al含量合金的热处理组织Fig.2 Heat treatment microstructure of the alloy with different Al content

2.3 合金长期时效组织

图3所示为5.6%Al合金在1 040℃时效200 h、400 h、600 h、800 h后枝晶干和枝晶间组织.由图3看出，200 h、400 h时效处理后，合金无TCP相析出，枝晶干和枝晶间的γ′相长大，但仍保持立方状，γ相基体通道变宽.600 h、800 h时效后，合金枝晶有少量TCP相析出，枝晶干和枝晶间的γ′相进一步长大，仍保持立方状，γ相基体通道变宽.长期时效过程中，γ′相变化规律符合LSW粗化理论，较大尺寸的γ′相逐渐长大，较小尺寸的γ′相渐渐溶解消失[17].

图4所示为6.0%Al合金在1 040℃时效200 h、400 h、600 h、800 h后枝晶干和枝晶间组织.由图4看出，200 h时效处理后，合金枝晶干析出TCP相，枝晶干和枝晶间的γ′相长大，但基本上仍保持立方状，γ相基体通道变宽.时效400 h后，合金枝晶干的γ′相进一步长大，仍保持立方状，枝晶间的γ′相长大合并成筏排状，γ相基体通道变宽.时效600 h、800 h后，枝晶干析出的TCP相增多，γ′相长大仍为立方形状，枝晶间筏排组织更加粗大，γ相基体通道进一步变宽.

对不同Al含量合金长期时效γ相基体通道宽度进行了定量分析，分析结果见表2.结果表明，随着时效时间的延长，不同Al含量合金枝晶干、枝晶间的γ相基体通道宽度增加.

对不同Al含量合金长期时效800 h后TCP相进行了能谱分析，分析结果见表3.结果表明，析出相中含Co、Re、W等元素.由图3、图4看出，TCP相优先在合金的枝晶干析出，这是由于合金完全热处理后，枝晶偏析不能够完全消除，枝晶干仍含有较多的Re、W等负偏析元素[18].合金中TCP相的析出是由于合金γ基体中的Re、W等强化元素过饱和导致的[19]，Re、W等元素为TCP相形成元素，因此TCP相优先在合金的枝晶干析出.随着时效时间增加，TCP相由枝晶干向枝晶间延伸长大.

对比2种合金时效组织可以看出，随着Al含量增加，TCP相析出速率和析出量增加，这表明Al含量高的单晶高温合金组织稳定性变差.这是由于Al为γ′相形成元素，随着Al含量增加，合金的γ′相体积分数增加，则γ相体积分数相对减少，而γ相形成元素不变，这就使γ相中Re、W等元素的过饱和程度增加，导致合金的组织稳定性变差.对比还可看出，随着Al含量增加，枝晶间γ′相筏排化程度增加.合金长期时效过程中筏排化的驱动力为γ、γ′两相的错配度[20].由于Al增加了合金枝晶间的错配度，长期时效过程中使合金容易筏排化.

图3 5.6%Al合金在1 040℃时效不同时间的组织Fig.3 Microstructures of 5.6%Al alloy after long term aging for different time at 1 040℃

2.4 合金持久性能

不同Al含量合金在1 070℃/140 MPa条件下的持久性能见表4.由表4可以看出，随着Al含量的增加，合金的寿命增加，延伸率和断面收缩率降低.由前面分析看出，Al作为γ′相形成元素，随着Al含量增加，合金中γ′强化相的体积分数增加，使合金的持久寿命增加，而持久延伸率和断面收缩率相对减小.

图4 6.0%Al合金在1 040℃时效不同时间的组织Fig.4 Microstructures of 6.0%Al alloy after long term aging for different time at 1 040℃

表2 长期时效对5.6%Al和6.0%Al合金γ相基体通道宽度的影响Table 2 Effect of long term aging on the γ matrix channel width in the 5.6%Al alloy and 6.0%Al alloy

表3 5.6%Al和6.0%Al合金长期时效800 h后析出TCP相的化学成分 /（质量分数，%）Table 3 Chemical composition of TCP phase in the 5.6%Al alloy and 6.0%Al alloy after long term aging for 800 h/（mass fraction,%）

表4 5.6%Al和6.0%Al合金在1 070℃/140 MPa条件下的持久性能Table 4 The stress rupture properties of 5.6%Al alloy and 6.0%Al alloy at 1 070℃/140 MPa

3结 论

1）随着Al含量增加，合金铸态组织中的共晶含量增加，热处理组织枝晶干γ′相无明显变化，枝晶间的γ′相稍有增大.

2）随着Al含量增加，合金时效组织中TCP相析出量增加，枝晶间γ′相筏排化倾向增加，合金的组织稳定性变差.

3）随着Al含量增加，合金的持久寿命增加，延伸率和断面收缩率减小.