張 皓，田高峰?，陳 陽，王志彪，姜嘉贏

中國航發(fā)北京航空材料研究院先進高溫結構材料重點實驗室, 北京 100095

從20 世紀80 年代末開始，國外相繼研制并應用了第三代粉末高溫合金，其中具有典型代表性的合 金 包 括René104（ME3）、RR1000 和Alloy10等[1–5]。該系列合金屬于高強高損傷容限型合金，合金設計的使用溫度達到800 ℃，其典型特點是合金中的γ′相含量（質量分數）約為45%～50%，經過固溶處理后在704 ℃條件下的抗拉強度可達約1430 MPa[6–10]。

為滿足某航空渦扇發(fā)動機渦輪盤的設計需求，中國航發(fā)北京航空材料研究院研制了第三代粉末高溫合金并獲得初步應用驗證。與第一代及第二代粉末高溫合金相比，該合金添加了約2.4%的Ta 元素（質量分數）以及更多的Co 元素[11–13]。大量研究表明，在服役溫度下，長期時效處理使合金的微觀組織發(fā)生顯著變化，使合金力學性能出現較大波動，因此研究合金在長期時效過程中的組織演變特性及其對服役性能的影響至關重要[14–22]。

第三代粉末高溫合金的設計使用溫度達到800 ℃，需要在750 ℃以上長期使用。本文選擇在其設計服役溫度800 ℃下進行長期時效，研究合金顯微組織演變特征及其對高溫拉伸性能的影響，以期為該粉末高溫合金的應用提供理論依據。

1 實驗材料及方法

實驗合金采用真空感應熔煉制備母合金，氬氣霧化工藝制備合金粉末，粉末粒度為-270 目。粉末經除氣、裝包套及封焊后進行熱等靜壓致密化，經熱擠壓制備成φ270 mm 棒材，隨后將擠壓棒材等溫鍛造成渦輪盤鍛坯，在渦輪盤輪緣處切取試樣和試棒，并進行如下標準過固溶溫度熱處理：1170 ℃保溫2 h，經控制冷卻至600 ℃以下后空冷，隨后于845 ℃保溫4 h 后空冷及760 ℃保溫8 h 后空冷。隨后將合金試樣和性能試棒置于800 ℃溫度條件下進行長期時效，時效時間分別為100、500、1000、2000 和5000 h。實驗所用第三代粉末高溫合金的主要成分見表1。

表1 鎳基粉末高溫合金化學成分（質量分數）Table 1 Chemical composition of the nickel-based powder metallurgy superalloys %

將不同實驗條件制備的合金試樣進行打磨、拋光處理，將機械拋光后的試樣進行化學侵蝕，使用LEICA DM 2500M 型金相顯微鏡（optical microscope，OM）對其晶粒組織進行觀察，所用金相侵蝕劑由15 g CuSO4+3.5 mL H2SO4+50 mL HCl 配制形成。將電解拋光后的試樣進行電解腐蝕，使用ZEISS Gemini SEM 300 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）對其顯微組織及斷口形貌進行觀察，所用電解拋光試劑由20%H2SO4和80%CH3OH 溶液（體積分數）組成，所用電解腐蝕試劑由3 g CrO3+30 mL H3PO4+2 mL H2SO4配制形成。晶粒尺寸、γ'相尺寸等采用ImageJ 軟件進行圖像分析。將時效處理后的試棒加工制成標準拉伸試樣，在Instron1196 拉伸試驗機上進行700 ℃高溫拉伸實驗，實驗結果為兩根試樣的平均值。

2 結果與討論

2.1 合金的標準熱處理態(tài)組織

圖1 為經標準熱處理后合金的顯微組織。由圖1（a）和圖1（b）可見，合金經標準熱處理后晶界主要呈現為細長、光滑的曲線，晶界處析出相不明顯且數量較少，同時可以觀察到存在一定數量的孿晶，經統(tǒng)計合金的平均晶粒尺寸約為16.7 μm。由圖1（c）和圖1（d）可見，合金中存在二次γ′相和三次γ′相，其中二次γ′相尺寸較大，平均顆粒尺寸約為176 nm，主要呈現為不規(guī)則方形、蝶形；三次γ′相尺寸較小，以球形、近球形分布在二次γ′相周圍。

2.2 長期時效后的晶粒組織變化

圖2 給出了合金在800 ℃長期時效后晶粒顯微組織。由圖2 可知，隨著時效時間的持續(xù)增加，晶粒內部析出相的數量發(fā)生了一定程度的增多。經過800 ℃長期時效處理后的合金晶界發(fā)生粗化，在原始晶界處以不規(guī)則形狀析出的析出相使得晶界呈現不連續(xù)“鋸齒狀”。同時，由于晶界處析出相引發(fā)的晶界粗化阻礙了晶粒的進一步長大，導致長期時效過程并未使得合金晶粒尺寸產生明顯變化，具體晶粒尺寸見表2。

圖2 800 ℃長期時效合金晶粒顯微組織：（a）100 h；（b）500 h；（c）1000 h；（d）2000 h；（e）、（f）5000 hFig.2 Grain structure of the alloys aged at 800 ℃ for different times: (a) 100 h; (b) 500 h; (c) 1000 h; (d) 2000 h; (e), (f) 5000 h

表2 800 ℃長期時效合金晶粒尺寸Table 2 Grain size of the alloys aged at 800 ℃ for different times

2.3 長期時效對γ′相的影響

圖3 給出了合金在800 ℃長期時效后γ′相顯微形貌。由圖3 可知，當時效溫度為800 ℃時，合金中已無三次γ′相存在。隨著時效時間的增長，二次γ′相逐漸發(fā)生合并粗化，顆粒逐漸變得圓滑，接近球狀。當時效時間到達500 h 時，相鄰二次γ′相顆粒開始緊密接觸，并由最初的“點接觸”形態(tài)慢慢融合成“葫蘆狀”形態(tài)。當時效時間達到2000 h時，第一批二次γ′相顆粒的合并過程已經完成，其顆粒尺寸明顯增大，數量顯著下降。當時效時間進一步延長至5000 h 后，顆粒間的通道變寬，隨著相鄰顆粒的合并逐漸完成，二次γ′相的尺寸和數目均未發(fā)生顯著變化，形狀基本穩(wěn)定。

圖3 800 ℃長期時效合金γ′相顯微形貌：（a）100 h；（b）500 h；（c）1000 h；（d）2000 h；（e）5000 hFig.3 SEM images of the γ′ phases aged at 800 ℃ for different times: (a) 100 h; (b) 500 h; (c) 1000 h; (d) 2000 h; (e) 5000 h

通過ImageJ 軟件Trainable WeKa Segmentation插件對800 ℃長期時效合金的二次γ′相平均尺寸進行統(tǒng)計分析，結果如表3 所示?？梢园l(fā)現，在整個長期時效過程中，二次γ′相平均尺寸變化區(qū)間在71.4～132.3 nm。在時效時間達到500 h 前，二次γ′相平均尺寸未發(fā)生變化。隨著時效時間的延長，二次γ′相平均尺寸迅速增大。當時效時間達到2000 h 后，二次γ′相平均尺寸增長平穩(wěn)緩慢，增長速率較時效初期明顯降低。這說明合金在800 ℃溫度長期使用時，由于二次γ′相尺寸變化，會導致合金性能發(fā)生較大變化，影響服役穩(wěn)定性。

表3 800 ℃長期時效合金二次γ′相平均尺寸Table 3 Size of the secondary γ′ phases aged at 800 ℃ for different times

在800 ℃長期時效條件下，二次γ′相長大表明發(fā)生了Ostwald 熟化，LSW 理論認為二次γ′相平均半徑的三次方與時效時間呈線性關系，如式（1）所示。結合當前數據得到不同時效時間下二次γ′相平均半徑尺寸（r）的三次方與時效時間的關系曲線，如圖4 所示。曲線擬合度較高，較好的符合LSW 理論，說明合金在800 ℃長期時效條件下的二次γ′相粗化行為主要受擴散控制。

圖4 800 ℃長期時效合金的二次γ′相平均半徑與失效時間關系曲線Fig.4 Relationship between the secondary γ′ phase size of the alloys and aging time at 800 ℃

式中：rt為t時刻二次γ′相平均半徑尺寸，r0為初始二次γ′相平均半徑尺寸，t為時效時間，k為粗化比例常數。通過數據計算得到合金的粗化比例常數k為426.2 nm3·h-1。

2.4 長期時效對拓撲密堆相的影響

圖5 為合金在800 ℃長期時效條件下的拓撲密堆相（topologically close-packed phases，TCP）背散射（back scattered electron，BSE）微觀組織。由圖可知，當時效時間低于500 h 時，合金中未發(fā)現TCP 相存在；隨著時效時間增長到1000 h 后，可以在晶界上發(fā)現細小條狀的白色析出物，即TCP 相，但此時其析出量較少，且分布呈不連續(xù)條狀。隨著時效時間的繼續(xù)增長，TCP 相的數量以及尺寸迅速上漲，并且不僅分布在晶界上，晶粒內部也已經逐漸析出長條形針狀TCP 相。

圖5 800 ℃長期時效合金TCP 相形貌：（a）100 h；（b）500 h；（c）1000 h；（d）2000 h；（e）5000 hFig.5 BSE images of the TCP phases aged at 800 ℃ for different times: (a) 100 h; (b) 500 h; (c) 1000 h; (d) 2000 h; (e) 5000 h

TCP 相作為一種硬脆有害相成為合金裂紋的萌生點，了解掌握TCP 相的析出行為對合金服役行為具有重要的指導意義。通過ImageJ 軟件對經不同時效時間處理所得合金的TCP 相含量（面積分數）進行統(tǒng)計分析，結果如表4 所示。由表4 可知，當時效時間低于500 h 時，合金中未產生TCP 相；在時效時間達到1000 h 時，合金只有在晶界處有TCP 相析出，其含量約為0.392%；隨著時效時間的進一步增長，TCP 相的析出越來越多，并且由最初的只在晶界處析出逐步發(fā)展為在包括晶界和晶內的整個晶粒進行析出。在時效時間達到5000 h 時，TCP 相含量已達到2.667%。由于合金微觀組織變化明顯，推斷此時合金性能將難以得到保障。

表4 800 ℃長期時效合金TCP 相含量Table 4 Content of the TCP phases aged at 800 ℃ for differenttimes

2.5 長期時效對力學性能的影響

為了掌握該第三代新型鎳基粉末高溫合金在高溫長期服役狀態(tài)下的性能表現，對經800 ℃長期時效合金進行700 ℃拉伸性能測試，結果如圖6所示。由圖6 可知，隨著時效時間的延長，合金的強度及塑性呈現降低趨勢，并隨時效時間增加，降低趨于減緩。經5000 h 時效后合金的700 ℃拉伸性能達到最低值，相應的抗拉強度和屈服強度分別為1204.0 MPa 和849.5 MPa，相較于時效100 h 時，分別降低了6.04%和10.63%；斷后伸長率和斷面收縮率為7.35%和10.25%，相較于時效100 h 時，分別降低了74.61%和62.99%。

圖6 800 ℃長期時效合金拉伸性能Fig.6 Tensile properties of the alloys aged at 800 ℃ for different times

圖7 為不同時效時間下合金拉伸斷口整體形貌，圖8 則展示了經5000 h 時效處理后的合金斷口顯微形貌。由圖可見，合金的斷裂方式為典型的韌性斷裂，大量等軸韌窩出現在斷口中心，裂紋在試樣心部以微孔聚合的形式萌生和向周圍擴展。

圖7 800 ℃長期時效合金拉伸斷口整體形貌：（a）100 h；（b）500 h；（c）1000 h；（d）2000 h；（e）5000 hFig.7 Tensile fractures SEM images of the alloys aged at 800 ℃ for different times: (a) 100 h; (b) 500 h; (c) 1000 h; (d) 2000 h;(e) 5000 h

圖8 800 ℃長期時效5000 h 下合金拉伸斷口形貌：（a）斷口局部；（b）裂紋萌生；（c）裂紋擴展；（d）裂紋斷裂Fig.8 Tensile fractures SEM images of the alloys aged at 800 ℃ for 5000 h: (a) local morphology of tensile fracture; (b) crack initiation region; (c) crack propagation region; (d) rapidly fracture region

合金經長期時效后的組織改變將引發(fā)力學性能的變化。結合800 ℃不同時效時間條件下合金的金相組織、γ′相和TCP 析出相情況分析認為，隨著時效時間的增加，試樣合金的晶粒尺寸變化不明顯，其對合金拉伸性能的影響不大。隨著時效時間的延長，合金的微觀組織發(fā)生顯著改變，合金中二次γ′相粗化合并長大，平均尺寸增大而數量降低，顆粒間通道變寬，使得位錯易于切割過顆粒，進而導致合金700 ℃拉伸性能逐漸降低。同時多項研究表明[23–25]，鎳基粉末高溫合金TCP 相主要包括σ 相和μ 相，其中σ 相主要由基體中Cr 元素形成，而μ 相主要由Mo、W 元素形成，在使用過程中會嚴重降低合金的力學性能。時效時間的增加導致硬而脆的TCP 相含量逐步提升，其在晶界、晶內不斷以長條形、針狀析出，極易發(fā)展為裂紋萌生點，對合金的高溫拉伸性能產生影響。隨著時效時間的延長，二次γ′相平均尺寸增大和TCP 相含量增加趨勢逐漸放緩，相應的拉伸性能也展現了相同的放緩降低趨勢。

3 結論

（1）第三代粉末高溫合金在800 ℃進行長期時效過程中，隨著時效時間的增加，合金的晶粒尺寸變化不大，晶界發(fā)生粗化，在原始晶界處的不規(guī)則析出相析出，導致新晶界呈現不連續(xù)“鋸齒狀”。

（2）該合金在時效過程中未見三次γ′相存在，二次γ′相從500 h 后開始發(fā)生合并粗化，初期粗化速率較高，隨著時效時間的增加，粗化過程趨于平緩。二次γ′相的粗化主要受到擴散控制，符合LSW 理論，粗化比例常數為426.2 nm3·h-1。

（3）隨著時效時間的增加，合金中TCP 相整體含量增加。當時效時間達到1000 h 時，在合金晶界處析出細小白條狀的TCP 相，2000 h 后在晶內亦有長條形針狀TCP 相析出，5000 h 時合金中TCP 相含量達到最大。

（4）隨著時效時間的增加，合金中二次γ′相的尺寸、分布和TCP 相的析出形貌、含量發(fā)生顯著變化，導致合金700 ℃拉伸性能呈現緩慢降低趨勢。斷裂方式為典型的韌性斷裂，當時效時間為5000 h 時其拉伸性能達到最小值，相應的抗拉強度、屈服強度分別為1204 MPa、849.5 MPa，斷后伸長率和斷面收縮率為7.35%和10.25%。