王希多　韓曉東（中航工業(yè)沈陽黎明航空發(fā)動機（集團）有限責任公司，遼寧　沈陽　110043）

某高溫合金高溫時效穩(wěn)定性研究

王希多韓曉東
（中航工業(yè)沈陽黎明航空發(fā)動機（集團）有限責任公司，遼寧沈陽110043）

摘要：本文研究了某高溫合金高溫時效穩(wěn)定性，分析了合金在高溫長期時效過程中，γ?相的粗化遵循Ostwald熟化理論。

關(guān)鍵詞：合金；高溫時效穩(wěn)定性；實驗方法

1　引言

某合金長期在高溫下處于工作狀態(tài)，研究它的高溫時效穩(wěn)定性非常重要。

2　實驗方法

從同爐的試棒上切取金相試樣觀察金相組織；試樣經(jīng)磨平拋光腐蝕后，經(jīng)40%HCl+20%C2H5OH+1.5gCuSO4+40%H2O的腐蝕液腐蝕后分別在光學顯微鏡觀察（OM）、S360型掃描電鏡（SEM）觀察和TEM樣品PhilipsLEM420型分析電鏡在上進行觀察和分析。

圖1　γ’相的粗化規(guī)律和激活能

3　合金高溫時效穩(wěn)定性

3.1γ?相粗化動力學規(guī)律

γ?相粗化動力學有如下規(guī)律：

γ?相粗化激活能Q可通過下列關(guān)系式計算得到

ln（kT）=constant-Q/RT

這里T是絕對溫度，R是氣體常數(shù)。γ?相粗化激活能為255kJ/mol，這個數(shù)值和γ?相形成元素在Ni中的擴散激活能大致相當（Al在Ni中的體擴散激活能270kJ/mol）。

3.2實驗結(jié)果分析

這些γ?相的掃描電鏡觀察說明，合金時效到1000h后均未發(fā)現(xiàn)針狀相的析出。這主要是由于在爐冷過程中，在γ?相的析出的同時，在較高的溫度就能夠較充分的同步析出M6C，從而減少了基體中Mo和W的過飽和度，從而抑制了μ相的析出。

γ?相的平均尺寸隨時效時間的延長而增大，γ?相沿一定方向發(fā)生聚集長大，由原來的正方形小顆粒變?yōu)殚L條形或多邊形；組織特征表明，長期時效后γ?相發(fā)生了明顯的粗化現(xiàn)象：一次γ?相長大，二次γ?相形態(tài)退化，三次γ?相粗化。

這表明，γ?相的粗化主要是由Al在基體中的擴散所控制的。

由圖1可見：長期時效對合金中的初生γ?相即γ/γ?共晶也產(chǎn)生了明顯的影響。900℃長期時效過程中γ/γ?共晶的變化，標準熱處理態(tài)的篩網(wǎng)狀共晶和粗大γ?相，經(jīng)過500h時效后，共晶胞界γ?相顯著粗化，部分MC碳化物發(fā)生反應(yīng)：γ+MC→γ?+M23C6。

1000h時效后，γ/γ?共晶胞界γ?相一步粗化，γ?相內(nèi)部析出了大量的γ?相。

較大的γ?粒子的形態(tài)較穩(wěn)定，在長期時效過程中逐漸粗化，只發(fā)生了形貌退化現(xiàn)象，即立方體的邊角鈍化，整體還保持立方形貌，但相對較小的立方γ?相則出現(xiàn)了形態(tài)不穩(wěn)定現(xiàn)象，γ?顆粒分步“分裂”：首先從一個或幾個面分裂成兩部分，然后在各部分分裂面上發(fā)生溶解現(xiàn)象。高溫合金中兩相錯配度較小時γ?沉淀相為球形，當兩相錯配度較大時，γ?相則呈現(xiàn)出立方體形貌。γ?相的形貌退化說明了在粗化過程中，兩相錯配度有所降低，γ?相的總體表面能降低，形貌趨于穩(wěn)定。

沉淀相的形態(tài)不穩(wěn)定性是由擴散的點效應(yīng)引起的。擴散的點效應(yīng)與界面穩(wěn)定性因素（例如表面能、表面擴散或者表面張力的各向異性）相競爭。當前者占主要地位時，會發(fā)生沉淀相形態(tài)不穩(wěn)定現(xiàn)象；反之，第二相就會長大而不會發(fā)生形態(tài)不穩(wěn)定現(xiàn)象。對于處于平衡態(tài)的γ?相不穩(wěn)定性，則由界面能和晶格錯排引起的彈性能的競爭機制來解釋。由于溶質(zhì)原子擴散和兩相熱膨脹等因素，γ/γ?兩相的共格特性會發(fā)生變化，當彈性應(yīng)變能起主要作用時，分裂會導(dǎo)致相對較小的γ?界面能稍有升高，但卻使總的彈性能大大降低，這樣總能量會達到最低；而當界面能起主要作用時，界面能的降低成為γ?相長大的驅(qū)動力，立方體退化為球形具有更小的表面積，因而長時間時效后大γ?相的邊角會鈍化。

分析結(jié)果表明，枝晶干μ相比枝晶間μ相含較多的Cr、W和Mo。枝晶間和枝晶干上μ相形貌的差異可以歸結(jié)為如下原因：

（1）μ相形核位置的不同；

（2）μ相形成元素的差異。

μ相的出現(xiàn)趨勢可以通過電子空位理論計算來預(yù)測。近年來，相計算方法應(yīng)用在基于合金成分的計算，從而預(yù)測出現(xiàn)μ相的趨勢。

在長期時效過程中γ?相粗化主要由Al在基體中的擴散控制，同時，相關(guān)的其他元素（Cr和Mo）由于互擴散作用遠離γ?粒子，μ相形成元素（Cr、Mo）在基體中達到飽和，這些元素在富W區(qū)偏聚導(dǎo)致這些位置成為μ相的形核位置。隨著時效時間的延長，μ相形成元素通過兩相界面提供所需，Mo的長程擴散成為控制μ相長大的因素，引起短而粗的μ相形貌。

通過上述分析，在高溫長期時效過程中，γ?相的粗化遵循Ostwald熟化理論。即γ?相從過飽和的γ固溶體生長要經(jīng)過三個階段：

（1）形核；

（2）γ?相利用γ基體中的元素長大；

（3）γ?相通過Ostwald熟化（或競爭長大）過程粗化。

結(jié)論

研究了某合金高溫時效穩(wěn)定性，得出如下結(jié)論：

合金在高溫長期時效過程中，γ?相的粗化遵循Ostwald熟化理論：即形核、γ?相利用γ基體中的元素長大和γ?相通過Ostwald熟化（或競爭長大）過程粗化，γ?相粗化是由溶質(zhì)原子通過γ-γ?界面擴散來進行的。枝晶干μ相比枝晶間μ相含較多的Cr、W和Mo。

參考文獻

[1]王從曾，劉會亭.材料性能學[M].北京：北京工業(yè)大學出版社，2011：106.

中圖分類號：TG156

文獻標識碼：A