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(yīng)用技術(shù)學(xué)院 機(jī)械學(xué)院， 貴州 畢節(jié) 551700；2. 沈陽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)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(chǎn)生裂紋萌生和擴(kuò)展的橫向晶界，可大幅度提高合金的承溫能力及力學(xué)性能，故定向凝固鎳基合金是制備航空發(fā)動機(jī)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(xué)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(kuò)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(jìn)行更高溫度的固溶處理，并施以更加復(fù)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(tài)合金中粗大的γ′相和共晶溶解，進(jìn)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(xì)小γ′相的時效處理[5-6]。定向凝固合金的組織結(jié)構(gòu)由γ′、γ兩相組成，其中γ′相是合金的主要強(qiáng)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?jǐn)?shù)的γ′相[7]。研究表明，γ′相作為合金的主要強(qiáng)化相，在不同錯配度及不同種類的合金中最佳形態(tài)是不同的，因此需要對每一種合金進(jìn)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(jīng)得到廣泛的研究，但熱處理對DZ125合金的組織結(jié)構(gòu)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(jù)此，本文對定向凝固鎳基合金DZ125進(jìn)行熱處理，以考察不同熱處理步驟對合金組織結(jié)構(gòu)的影響規(guī)律，及熱處理對合金中γ′、γ兩相的晶格常數(shù)和錯配度的影響，并進(jìn)一步對合金中γ′相的形態(tài)演化進(jìn)行理論分析。

1 試驗(yàn)材料及方法

選用的母合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)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(biāo)距長為15 mm，將其置入GWT504型高溫蠕變/持久試驗(yàn)機(jī)中，并在980 ℃不同應(yīng)力條件下進(jìn)行蠕變性能測定，繪制曲線。將不同熱處理狀態(tài)合金試棒切割成塊狀試樣，經(jīng)機(jī)械研磨和拋光后，使用HNO3+HF+C3H8O3(體積比為1∶2∶3)的腐蝕液進(jìn)行化學(xué)腐蝕，并利用掃描電鏡觀察合金不同熱處理及蠕變狀態(tài)的組織形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)合金的組織形貌

圖1為鑄態(tài)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(xiàn)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(nèi)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(tài)合金中枝晶的(100)縱斷面形貌，可以看出，枝晶形態(tài)與(001)橫截面具有較大區(qū)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(tài)DZ125合金在不同斷面的枝晶形貌

圖2為鑄態(tài)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(biāo)注所示。其中A所示區(qū)域?yàn)橹Ц蓞^(qū)域，其放大形貌示于圖2(b)，可以看出，該區(qū)域γ′相尺寸約為0.4 mm，分布均勻。B所示區(qū)域?yàn)橹чg區(qū)域，其放大形貌示于圖2(c)，可以看出，與枝晶干區(qū)域相比，該區(qū)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(tài)如箭頭所示。分析認(rèn)為，由于在凝固的過程中枝晶干含有大量高熔點(diǎn)元素，因此該區(qū)域優(yōu)先凝固，導(dǎo)致在枝晶間和枝晶干區(qū)域元素分布具有較大不同，其中，枝晶間區(qū)域γ′相形成元素的過飽和度較大，是導(dǎo)致較大γ′相的主要原因。在凝固較后階段，低熔點(diǎn)元素(Cr、Co、Ta等)在枝晶間區(qū)域聚集并結(jié)晶形成共晶組織。

圖2 鑄態(tài)DZ125合金中的枝晶及γ′相形貌

圖3(a)為鑄態(tài)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(yōu)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(qū)所示。放射狀的共晶組織分為條狀區(qū)(B)和細(xì)網(wǎng)狀區(qū)(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(qū)為凝固早期形成的共晶組織，由于凝固溫度較高元素擴(kuò)散較為充分，而網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的C區(qū)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(kuò)散所致。

圖3 鑄態(tài)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(jìn)行微區(qū)成分分析，結(jié)果如圖3(b)所示，共晶組織的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為15Cr、12.38Co、7.94Ta、5.62B、5.23W、2.5Mo、1.31C、0.84Al，結(jié)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(tài)合金的組織形貌

經(jīng)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(qū)域的放大形貌如圖4(b,c)所示，可以看出，合金的組織結(jié)構(gòu) 由γ′強(qiáng)化相和γ基體相組成，且γ′相強(qiáng)化相的尺寸并不相同，細(xì)小和粗大的立方γ′相分別位于枝晶干A區(qū)域和枝晶間B區(qū)域，并且晶界位于枝晶間區(qū)域，如箭頭所示。在枝晶干A區(qū)域，合金中的立方γ′相規(guī)則且均勻分布于該區(qū)域，且尺寸約為0.4 μm(見圖4(b))；而在枝晶間B區(qū)域的立方γ′相較為粗大且形態(tài)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(jīng)完全熱處理后，并沒有消除在枝晶間區(qū)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(jīng)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(tài)演化的影響規(guī)律，觀察不同階段(固溶處理、一次時效、二次時效)枝晶干區(qū)域的組織形貌，如圖5所示。DZ125合金經(jīng)固溶處理后大量細(xì)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(jīng)固溶處理后， γ′相形態(tài)并不規(guī)則，以類菱形形態(tài)存在，其尺寸約為0.1 μm，且均勻分布于γ基體中。DZ125合金經(jīng)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(zhuǎn)變成立方體形態(tài)，尺寸增加到約為0.4 μm。DZ125合金經(jīng)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(guī)則，如圖5(c)所示。

圖5 DZ125合金熱處理不同階段枝晶干區(qū)域的組織形貌

2.3 蠕變前后合金錯配度

分別測定出鑄態(tài)和完全熱處理后DZ125合金的X-ray衍射譜線，如圖6所示。鑄態(tài)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(tài)合金相比完全熱處理合金中γ′、γ兩相的晶格常數(shù)的差別減小。

圖6 不同狀態(tài)DZ125合金的X-ray合成衍射峰及分離譜線

計算出鑄態(tài)及熱處理合金中γ′、γ兩相的晶格常數(shù)及錯配度，列于表1。由表1可以看出，鑄態(tài)DZ125合金中γ′、γ兩相的晶格常數(shù)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(shù)分別為0.359 54 nm和0.361 13 nm，錯配度為-0.443%。表明，經(jīng)完全熱處理后，DZ125合金中γ′、γ兩相的晶格常數(shù)和錯配度逐漸減小。

表1 不同狀態(tài)DZ125合金中γ′和γ相的晶格常數(shù)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(yīng)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(wěn)態(tài)蠕變期間的應(yīng)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(wěn)態(tài)期間的應(yīng)變速率與施加應(yīng)力成正比，蠕變壽命與施加應(yīng)力成反比。

圖7 DZ125合金在980 ℃不同應(yīng)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(qū)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(qū)域，其形貌分別對應(yīng)圖8(b～f)。其中，A區(qū)域不受應(yīng)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(qū)域γ′相已由立方形態(tài)完全變成類球狀形態(tài)，這是由于該區(qū)域γ′相并無外力作用，僅僅受到溫度作用，因此元素只發(fā)生擴(kuò)散，但不發(fā)生定向擴(kuò)散所致。由于區(qū)域B遠(yuǎn)離斷口，在蠕變過程中承受的拉伸張應(yīng)力較小，該區(qū)域僅有少量元素發(fā)生了定向擴(kuò)散，因此，僅部分γ′相相互連接形成串狀結(jié)構(gòu)，其尺寸約為0.4 μm，其形貌如圖8(c)所示。

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

在區(qū)域C的γ′相形貌如圖8(d)所示，可以看出，在該區(qū)域的γ′相已形成N-型筏狀結(jié)構(gòu)，其尺寸約為0.4 μm，這是由于該區(qū)域所受應(yīng)力較大，合金中元素發(fā)生定向擴(kuò)散所致。區(qū)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(qū)域，該區(qū)域γ′相已發(fā)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(qū)域已發(fā)生明顯的頸縮導(dǎo)致有效應(yīng)力較大所致。與D區(qū)域微觀組織形貌相比，E區(qū)域筏狀γ′相的取向發(fā)生一定程度的變化，由與應(yīng)力軸垂直的方向轉(zhuǎn)變?yōu)榕c應(yīng)力軸呈一定角度傾斜，這歸因于近斷口區(qū)域發(fā)生較大的塑性變形所致。

3 討論

3.1 凝固期間γ′相的形態(tài)演化與分析

由圖2可以看出，鑄態(tài)DZ125合金的枝晶干和枝晶間存在組織不均勻特性，細(xì)小且規(guī)則排列的γ′相分布于枝晶干區(qū)域，粗大且排列不均勻的γ′相分布于枝晶間區(qū)域。分析認(rèn)為，合金熔體在凝固期間，枝晶干區(qū)域優(yōu)先凝固，這是因?yàn)楦呷埸c(diǎn)元素一般主要分布于枝晶干區(qū)域，從而優(yōu)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(xù)進(jìn)行，Ti、Cr和Ta等原子被排斥進(jìn)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(qū)域，低熔點(diǎn)元素Al、Ti、Cr等含量較高，當(dāng)元素組成達(dá)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(qū)域Al、Ti、Ta溶質(zhì)含量較低，且優(yōu)先凝固，故析出γ′相尺寸較為細(xì)小，而在枝晶間區(qū)域Al、Ti、Ta溶質(zhì)元素含量較高，且γ′相析出后可迅速長大。因此，與枝晶干區(qū)域相比，在枝晶間區(qū)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(tài)演化與分析

鑄態(tài)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(xì)小γ′相粒子再一次自基體中析出，在此過程中發(fā)生了大量的元素擴(kuò)散，因此，合金經(jīng)過固溶處理后，各元素的偏析程度降低。固溶態(tài)合金在經(jīng)兩級時效處理后，細(xì)小γ′相在內(nèi)應(yīng)力產(chǎn)生的應(yīng)力梯度作用下逐漸長大成較為規(guī)則的立方形貌，且γ/γ′兩相具有相近的晶格常數(shù)，因此，兩相具有共格界面，在共格界面應(yīng)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(tài)演化動力為晶格錯配應(yīng)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(yīng)力，γ′相承受拉應(yīng)力，并且γ′相承受的錯配應(yīng)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(yīng)力梯度，同時導(dǎo)致γ基體相也具有較高的晶格錯配應(yīng)力梯度。分析認(rèn)為，為降低時效期間γ基體相的應(yīng)力梯度，γ′相長大方向?qū)⑴cvon Mises應(yīng)力減小的方向同向[8]。合金在時效期間，彈性應(yīng)力梯度可以為元素的擴(kuò)散提供驅(qū)動力，促使較大半徑的Al、Ta等原子，定向擴(kuò)散到γ′相的凹穴區(qū)域，使γ′相的立方度增加，應(yīng)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(yīng)變能的限制，因此在共格界面、彈性應(yīng)變能和界面能的共同作用下，合金中元素大量擴(kuò)散，γ′相將優(yōu)先按“臺階機(jī)制”沿<100>方向、臺階的側(cè)面擴(kuò)散生長。

DZ125合金在一次時效過程中γ′相在彈性應(yīng)變能和界面能的共同作用下，按“臺階機(jī)制”長大，并仍舊保持γ/γ′兩相共格界面。經(jīng)一次時效后，合金中γ′相呈現(xiàn)凹凸特征的立方形態(tài)，其立方度欠佳。在二次時效期間，在共格界面應(yīng)變能的作用下，合金中元素繼續(xù)擴(kuò)散，γ′相仍按“臺階機(jī)制”生長，可進(jìn)一步調(diào)整γ′相的尺寸且完善γ′相的形貌，增加立方度。

4 結(jié)論

1) 鑄態(tài)DZ125合金的枝晶間區(qū)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(tài)且γ′相尺寸具有較大差異。

2) 鑄態(tài)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(xì)小γ′相自γ基體中析出；一次時效期間，彈性應(yīng)力梯度可以為元素的擴(kuò)散提供驅(qū)動力，可促使較大半徑的Al、Ta原子定向擴(kuò)散至γ′相中，導(dǎo)致類菱形的細(xì)小γ′相發(fā)生鈍化，并長大直至轉(zhuǎn)變成立方體形態(tài)；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(jié)構(gòu)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(qū)域的立方γ′相尺寸細(xì)小，而枝晶間區(qū)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(qū)域立方γ′相轉(zhuǎn)變?yōu)榉罱M織。