曹臘梅，李相輝，陳晶陽，薛 明，張 勇

（北京航空材料研究院 先進高溫結(jié)構(gòu)材料國防科技重點實驗室，北京100095）

固溶溫度對第三代鎳基單晶高溫合金DD10組織的影響

曹臘梅，李相輝，陳晶陽，薛 明，張 勇

（北京航空材料研究院 先進高溫結(jié)構(gòu)材料國防科技重點實驗室，北京100095）

采用掃描電鏡（SEM）和金相顯微鏡（OM）組織觀察以及能譜（EDS）分析等手段研究了固溶處理溫度對第三代鎳基單晶高溫合金DD10顯微組織、枝晶偏析和組織穩(wěn)定性的影響。結(jié)果表明：合金經(jīng)1290℃／6h固溶后共晶基本消除，1330℃／6h固溶時出現(xiàn)少量微孔，1340℃／6h時則出現(xiàn)初熔。合金經(jīng)1320℃和1330℃固溶處理后，枝晶偏析程度明顯改善。1095℃組織穩(wěn)定性研究表明：合金經(jīng)1330℃固溶處理后的由于枝晶偏析程度較小，析出的TCP相數(shù)量顯著減少，合金的組織穩(wěn)定性較好。此外，固溶溫度對γ′相形貌、體積分數(shù)和尺寸的影響不大。

DD10；固溶溫度；顯微組織；γ′相；枝晶偏析；TCP相

鎳基單晶高溫合金具有較高的承溫能力和良好的高溫性能，被廣泛用于制造航空發(fā)動機渦輪葉片［1，2］。目前，商用鎳基單晶高溫合金已發(fā)展至第三代，其中每一代的承溫能力均比上一代提高約30℃，這主要得益于在合金中不斷添加了難熔合金元素（Re，Mo，W和Ta），這些難熔合金元素（尤其是Re）通過降低元素擴散、延緩γ′相長大、有效阻礙位錯運動以及固溶強化顯著提高單晶的高溫蠕變性能［3－5］。第三代單晶合金中Re及難熔合金元素總量分別達到4%～6%（質(zhì)量分數(shù)，下同）和超過20%［1，3］。與此同時，由于難熔合金元素擴散緩慢，合金在長期服役過程中容易在枝晶干處析出富集這些元素的不穩(wěn)定組織，如：TCP相，從而嚴重損害合金的高溫性能［6，7］。因此，需要在單晶合金制件制備過程中降低Re等難熔合金元素的偏析，以便推遲或減少不穩(wěn)定組織的析出。

固溶處理是改善單晶合金難熔合金元素枝晶偏析、提高高溫性能的最有效方法之一［8－11］。一些新型第三代鎳基單晶高溫合金同時含有微量的C，B和Hf等元素，從而降低了合金的初熔溫度，人們通過采用較為復雜的固溶熱處理工藝，如CMSX－10采用分段、低升溫速率固溶處理，實現(xiàn)了合金不出現(xiàn)初熔、消除共晶及顯著改善枝晶偏析的目的［8］。本工作研究了第三代鎳基單晶高溫合金DD10的固溶處理工藝及顯微組織特征，分析了固溶處理溫度對難熔合金元素枝晶偏析、γ′相以及組織穩(wěn)定性的影響。

1 實驗方法

DD10單晶合金的成分為：Ni－4Cr－12Co－2Mo－6W－5Re－5Al－7Ta－0.02C。采用螺旋選晶法在定向凝固設備上制備出［001］結(jié)晶取向，尺寸為φ15mm×160mm的單晶試棒。利用勞厄背散射法測定試棒的結(jié)晶取向，偏離［001］方向控制在5°以內(nèi)。

采用示差掃描量熱儀（DSC）測定了合金的固液相點溫度，分別為1365℃和1410℃。實驗中采用的四種固溶處理制度見表1。合金的時效熱處理制度為：1149℃／4h，AC＋871℃／24h，AC。采用光學顯微鏡（OM）和掃描電子顯微鏡（SEM）表征合金的顯微組織形貌。利用掃描電鏡能譜（SEM－EDS）評定合金元素偏析，偏析系數(shù)k可表述為：

式中Cinceri和Ccorei分別表示合金元素i在枝晶間和枝晶干的質(zhì)量分數(shù)。當k＞1時，元素i富集于枝晶間；當k＜1時，元素i富集于枝晶干。利用Image－Pro軟件統(tǒng)計γ′相尺寸，利用網(wǎng)格法測定共晶含量和γ′相體積分數(shù)，相同的樣品采用3～5張照片進行統(tǒng)計。

表1 DD10鎳基單晶高溫合金的固溶處理制度Table 1 Solution heat treatment schedules of DD10

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 鑄態(tài)組織

圖1所示為合金的鑄態(tài)組織形貌。從圖1（a）的試棒橫截面組織光學照片中可以看出，合金枝晶間存在白色的γ／γ′共晶相，其體積分數(shù)約為4.5%。共晶在合金凝固后期形成，其數(shù)量在一定程度上反映了成分偏析程度，數(shù)量多，則表明偏析嚴重。同時，共晶在蠕變過程中會成為裂紋源，從而降低合金壽命。因此合金需要經(jīng)固溶處理，使共晶絕大部分或完全溶于基體。此外，枝晶間還析出了少量的碳化物，如圖1（b）SEM照片箭頭所指處。掃描電鏡能譜分析表明該碳化物富集Ta。Ta是強碳化物形成元素，且強烈偏析于枝晶間，故此在凝固階段優(yōu)先與C形成MC型碳化物TaC。

圖1 DD10合金鑄態(tài)組織形貌 （a）共晶；（b）碳化物Fig.1 Microstructures of as－cast DD10 （a）eutectic；（b）carbide

2.2 固溶組織和枝晶偏析

為使合金不出現(xiàn)初熔且難熔合金元素分布更加均勻化，合金首先在較低的溫度下進行均勻化預處理，來提高合金的初熔溫度，而后提高溫度再次進行分段處理。圖2為合金在不同固溶溫度下的光學組織。合金經(jīng)1290℃固溶后（A1制度），絕大部分共晶已溶入基體，只有極少量殘余（約0.2%），見圖2（a）箭頭所示。1320℃固溶后（A2制度）共晶已完全消失，見圖2（b）。當固溶溫度提高到1330℃時（A3制度），共晶完全消除，同時合金內(nèi)部形成了少量不同于疏松的微孔（圖2（c）中箭頭所指處），圖2（c）左下角為微孔的高倍SEM照片，可見其呈規(guī)則球狀。固溶溫度繼續(xù)升高至1340℃時（A4制度），合金出現(xiàn)了初熔，見圖2（d）。

圖2 DD10不同固溶溫度下的典型組織 （a）1290℃，試樣內(nèi)部；（b）1320℃，試樣內(nèi)部；（c）1330℃，試樣內(nèi)部；（d）1340℃，試樣內(nèi)部；（e）1290℃，試樣表層Fig.2 Microstructures of DD10after solution heat treatment at different temperatures（a）1290℃，inside of specimen；（b）1320℃，inside of specimen；（c）1330℃，inside of specimen；（d）1340℃，inside of specimen；（e）1290℃，surface of specimen

鑄態(tài)合金中的疏松多呈不規(guī)則形貌，與微孔形貌不同。此外，合金經(jīng)1290℃固溶處理后，在其表層也形成了與圖2（c）類似的微孔（如圖2（e）所示），而在內(nèi)部則不存在微孔，上述分析表明這些微孔并不是初熔組織。鎳基單晶在較高溫度熱處理時，通過空位的擴散和集聚作用容易在合金表面形成微孔組織，并且隨著熱處理溫度的提高，空位的擴散和集聚速率增大，形成更多的微孔［12］。

表2列出了合金熱處理前后的偏析系數(shù)k。鑄態(tài)合金中，Re，W和Mo偏析于枝晶干，偏析系數(shù)分別為0.32，0.45和0.61；而Ta元素偏析于枝晶間，其偏析系數(shù)為3.26。經(jīng)固溶熱處理后，難熔合金元素的偏析程度明顯改善，并且隨固溶溫度升高，偏析的改善程度提高，1330℃時Re，W，Mo和Ta的偏析系數(shù)分別為0.82，0.91，0.94和1.22。DD10合金元素的偏析行為與以往的報道是相一致的［13，14］。

表2 鑄態(tài)和固溶后難熔合金元素的偏析系數(shù)Table 2 The segregation coefficient of the refractory alloying elements of as－cast alloy and alloy after solution heat treatment

綜合考慮固溶組織和枝晶偏析：DD10單晶合金經(jīng)1320℃固溶在消除共晶的同時，未出現(xiàn)初熔和微孔組織并且枝晶偏析較之鑄態(tài)有了很大的改善，因此該固溶溫度較為適合。合金經(jīng)1330℃固溶處理后出現(xiàn)了少量的微孔（圖2（c）），微孔的形成可能會對合金的性能造成不利影響。但是，考慮到1330℃固溶處理后產(chǎn)生的微孔數(shù)量較少，以及較高的固溶溫度對難熔合金元素偏析和組織穩(wěn)定性的改善作用，1330℃也可作為合適的固溶溫度。

圖3所示為合金經(jīng)A2和A3固溶處理后枝晶干處的典型形貌。固溶后過飽和的γ基體在空冷過程中析出了細小的γ′相，固溶溫度對γ′相尺寸和形貌的影響不明顯，兩種固溶制度下γ′相尺寸均在90～100nm范圍內(nèi)。

2.3 固溶溫度對時效組織的影響

固溶處理后對合金進行時效處理，以便調(diào)整γ′相的數(shù)量、尺寸和形狀。時效處理過程中γ′相沿著固溶過程中析出的細小γ′相繼續(xù)析出并長大。圖4所示為合金經(jīng)兩種制度的固溶處理并時效后枝晶干處γ′相的典型形貌?？梢?，γ′相形貌特征基本一致，均為接近立方形，尺寸約為0.3～0.32μm，體積分數(shù)分別為60.7%和57.8%。因此，固溶溫度對DD10合金γ′相形貌、尺寸和體積分數(shù)的影響不大。

2.4 固溶溫度對組織穩(wěn)定性的影響

組織穩(wěn)定性是鎳基單晶高溫合金合金一個重要指標。單晶合金雖然經(jīng)過高溫固溶均勻化處理，但難熔合金元素Re，W和Mo仍偏析于枝晶干，當偏析程度過高時合金在高溫長期服役過程中會析出TCP相，損壞合金的組織穩(wěn)定性。

圖5所示為DD10合金在兩種溫度固溶處理并經(jīng)1095℃不同時間熱處理后枝晶干處的典型顯微組織?？梢?，A2制度下（固溶溫度為1320℃），合金在1095℃熱處理100h后在枝晶干析出了較多短棒狀和顆粒狀的TCP相（圖5（a）），其體積分數(shù)約為3.4%；能譜分析結(jié)果表明該TCP相富集Re，W和Cr元素。進一步觀察表明TCP相周圍包裹著γ′相，見圖5（a）左下角放大圖所示。這是由于TCP相在形成過程中逐漸吸收周圍的Re，W和Cr等TCP相形成元素而排出Al和Ta等γ′相形成元素，隨著TCP相的長大，在其周圍形成γ′相包裹層［15］。隨著熱處理時間的延長，TCP相析出范圍變大并且其尺寸和體積分數(shù)均增大（圖5（b））；當熱處理時間達到500h時，TCP相在枝晶干相互連接起來，體積分數(shù)達到6.8%，見圖5（c）。對于A3制度（固溶溫度為1330℃），合金熱處理100h后TCP相剛析出，其成分和形貌與A2制度相似，但是體積分數(shù)僅為A2制度100h的0.4（圖5（d））；熱處理時間延長至200h后，TCP相只是在尺寸上有所增加而其數(shù)量無明顯變化，見圖5（e）；熱處理500h后，TCP相數(shù)量明顯增多，體積分數(shù)為2.8%（圖5（f）），但仍顯著小于A2制度。上述研究結(jié)果表明，隨著固溶溫度的增大，TCP相析出傾向顯著減小。這是由于在較高的溫度下固溶處理后，合金的枝晶偏析得到了更好的改善（見表2），Re，W和Mo等強TCP相形成元素在合金中的分布更加均勻，從而降低了TCP相的析出動力。

3 結(jié)論

（1）DD10合金經(jīng)1290℃固溶處理后共晶基本消除，1330℃時出現(xiàn)少量微孔，1340℃時發(fā)生初熔。

（2）1095℃組織穩(wěn)定性研究表明：不同固溶溫度下（1320℃和1330℃），合金經(jīng)100h時效處理后枝晶干處均析出了富集Re，W和Cr元素的TCP相。但是經(jīng)1330℃固溶處理后的合金由于枝晶偏析較小，析出的TCP相數(shù)量顯著減少，其組織穩(wěn)定性較好。

（3）固溶溫度對標準熱處理后γ′相形貌、體積分數(shù)和尺寸的影響不大。

圖5 DD10合金經(jīng)1095℃不同時間熱處理后枝晶干處的典型SEM組織（a），（d）100h；（b），（e）200h；（c），（f）500h（a）～（c）固溶溫度為1320℃；（d）～（f）固溶溫度為1330℃Fig.5 Typical microstructures in the dendrite core of DD10after heat treatment at 1095℃for different time（a），（d）100h；（b），（e）200h；（c），（f）500h（a）－（c）solution heat treatment at 1320℃；（d）－（f）solution heat treatment at 1330℃

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Influence of Solution Heat Treatment Temperature on the Microstructure of the Third Generation Ni－based Single Crystal Superalloy DD10

CAO La－mei，LI Xiang－h(huán)ui，CHEN Jing－yang，XUE Ming，ZHANG Yong
（National Key Laboratory of Science and Technology on Advanced High Temperature Structural Materials，Beijing Institute of
Aeronautical Materials，Beijing 100095，China）

The effects of solution heat treatment temperature on the microstructures，dendritic segregation and microstructural stability of the third generation Ni－based single crystal superalloy DD10 were investigated by using technics such as SEM （Scanning Electron Microscope），OM （Optical Microscope）and EDS（Energy Dispersive X－ray Spectroscope）analysis.The results indicate that the eutectic is almost disappeared at 1290℃／6h.Limited amount of microporosities are observed in the interdendritic region at 1330℃／6hand initial melting appears while the solution heat treatment temperature is up to 1340℃.The dendritic segregation degree is decreased after solution heat treatment at both 1320℃and 1330℃.The results of long－term thermal exposure at 1095℃indicate that the microstructural stability of DD10is improved and the amount of TCP phase is decreased significantly after solution heat treatment at 1330℃due to lower dendritic segregation.Furthermore，the morphology，size and volume fraction ofγ′precipitates are not influenced by solution heat treatment temperature.

DD10；solution heat treatment temperature；microstructure；γ′precipitate；dendritic segregation；TCP phase

TG146.15；TG132.32

A

1001－4381（2011）10－0023－05

國家重點基礎研究發(fā)展計劃項目（2010CB631202）

2011－01－25；

2011－07－20

曹臘梅（1966－），女，研究員，現(xiàn)從事高溫合金的研究，聯(lián)系地址：北京市81信箱1分箱（100095），E－mail：lamei.cao＠biam.ac.cn