通过研究含铼镍基单晶合金主要合金化元素W,Re,Ta,Al,RE等含量变化对其高温(980～1100℃)持久性能和持久断裂特征的影响,探索优化合金元素配比的基本原理,并分析其对持久断裂行为的影响。结果发现:适当提高Re,W,Nb,Ta,Al含量有利于高温持久性能改善,这些元素间存在互相抵消或补偿的效用,必须进行各元素含量匹配才能综合优化。适量添加稀土对改善合金持久蠕变的性能效果独特,从而证明利用其它合金元素部分代替铼的合理性。初步分析表明:以上效用归因于元素对合金相强化、相体积含量以及对持久蠕变动力学特别是γ′相熟化综合作用的结果。本文初步设计出含铼小于2.0wt%低成本第二代单晶合金。

含铼镍基单晶合金以其优越的高温持久和抗蠕变等性能,已在先进航空发动机、地面燃气发电机等动力装置中得到广泛应用［1～3］。铼对单晶合金的合金化作用虽显著,但我国铼非常稀贵,因而深入研究铼合金化机理,利用低成本合金元素部分替代铼或优化工艺对研制我国的低成本第二代单晶合金十分必要.本文通过研究Re,Ta,W,Al,RE等元素含量对单晶合金高温持久性能及其断口特征的影响,探索单晶合金中降低铼含量的可能性和合金化新途径。1 试验方法 高纯度元素真空感应熔配如表1所示17种合金,真空感应定向凝固在相同工艺条件下制备单晶试板(15mm×35mm×150mm),采用与合金成分适应的热处理工艺,即1310～1340℃×4h,A.C.+1100℃×4h,A.C.+870℃×32h,A.C.然后加工并测试,表2示出其高温持久性能。利用光学及SEM观察持久断裂试样的宏、微观结构。

表1 试验模型合金主要元素含量变化范围*Table 1 Variation range of main alloy elementsof experimental model alloys合金主元素含量范围/wt%WTaNbCrReAl1～178.0～103.5～100～1.63.37～4.60.2～3.05.37～6.25 *Mo,Co,Ti 等保持恒量,余为Ni；合金2及10,11添加适量稀土元素。

表2 合金元素成分对合金高温持久性能的影响Table 2 Effects of content of alloying elementson high temperature rupture properties合金持久试验条件及性能指标980℃250MPa1070℃140～155MPa1100℃130～140MPaτ/hδ/%φ/%τ/hδ/%φ/%τ/hδ/%φ/%194.345.854.9---33.527.259.32248.235.050.6---119.817.050.23162.539.142.6---77.415.933.24196.537.140.0122.2^21.939.493.021.738.15211.843.037.592^17.232.986.516.236.96184.131.437.3123.530.546.490.020.845.7724328.530.3185^23.638.0108.319.141.7823324.732.5185^22.839.5120.514.535.69239.428.839.2152.519.241.4-10387.546.445.4330.5#22.436.4189.5*10.436.11128353.247.9239.5#22.444.3227*1639.4122775445.5---204*20.839.313259.538.836.1---225*12361432046.536.4186.5^17.929.6176.821.038.115>1915.36停试21715.644.4120.513.532.316>2525.4停试29029.439.1115.513.444.317263385199+4148143174517$2894753104+37451632748 $:最高值,其余为平均值;*:130MPa, 本列其余试样应力为140MPa;#:40MPa,^:155MPa,+^:176MPa,本列其余试样应力为150MPa。2 试验结果2.1 高温持久性能测试结果 表2是表1各合金高温持久性能测试结果,从中可以发现以下现象。

　　(1)合金1比其它合金铼含量少，高温持久性能很低。随合金中铼含量的增加(0.3wt%～3.0wt%)各温度的持久性能均逐渐提高。合金16，14相对于合金9及合金1，3，4，5，7同样表明Re含量增加可使持久性能明显提高。在不添加稀土等元素时，保持大于2.0wt%Re(如合金7)是获得较好持久性能的必要条件，而当添加适量稀土元素时(合金2)，可使该下限明显降低。如含铼0.8wt%合金2与含铼2.0wt%合金8持久性能相当。降低实际合金对铼含量的需求。
　　(2)通过适当提高W及Nb含量可提高980℃的持久性能，但不利于1100℃持久性能的提高，适当增加Re，Ta，Cr，Al更有利于1100℃持久性能的提高。两类在合金元素的互相调配中可在一定范围相互提高、补偿或抵消。
　　(a)该效应为合金8与合金15持久性能相当表明降低W及Al含量会抵销Re含量增加改善对持久性能的效果。(b) 合金8相对于合金5因Re，Al增加而使1100℃持久性能明显增加。合金11，13相对于合金9因Cr，Al特别是铝含量提高而使持久性能尤其是1100℃持久性能明显提高。合金14相对于15因Ta，Al提高不但弥补铼含量稍降的不足且明显改善高温持久性能。合金10相对于合金2及合金11，13相对于合金8，9因Ta，Al，Cr适当提高而持久性能明显改善。(c) 合金8相对于合金7因W，Al含量明显降低而Ta，Nb，Cr明显增加而使1100℃持久性能明显改善。(d) 合金10～13相对于合金14～16因Al，Cr，Re特别是Al的含量提高在改善1100℃高温持久性能方面强于单纯增加铼合金。
　　(3)适当匹配钨、钽、铝、铬、铌、含量可有效补充铼的合金化作用。合金6，7因铝及钨含量较高钽含量较低而1100℃持久性能较低，且合金7虽合金化元素量不是最多但组织相当不稳定。合金8～13及合金2由于较好的合金元素含量搭配，可在铼含量较低(2.0wt%)时达到合金14～16(2.5wt%Re)的持久性能指标甚至可大大超过。初步结果表明稀土元素添加效果显著。2.2 断口形貌观察结果2.2.1 持久断口SEM组织(Re2.0wt%)  图1示出合金典型持久断裂试样断口SEM形貌。由图1可见1)980℃断口形貌由尺寸较一致(50～80μm)，边界挺直规则变形单元小方块(001面) 构成的凸凹不平断裂面，在部分立方块边界发现沿有少量局部分布的微裂纹。(2)随试验温度变形单元边界逐渐弯曲并变圆。同时边界微裂纹沿边界扩展范围及裂纹宽度增加以致在1100℃持久断口上包围整个单元；(3)断裂面凸凹程度越重持久寿命越长，裂纹一般沿垂直应力轴方向扩展。

　　图1 持久断口SEM形貌特征
　　500×Fig.1 SEM fractographs of rupture specimens 500×(a) alloy14(980℃):250MPa，319h；
　　(b)alloy14(1100℃):140MPa，176h2.2.2 持久断口附近低倍(未腐蚀)组织  图2示出持久断口附近低倍组织形貌特征。
　　由图2可见1)持久断口低倍为含一定数量凸凹台阶且垂直于应力方向平断口，断口附近基本无大尺寸铸造缺陷(缩松、夹杂等)，且性能越好断口颈缩越大；(2)断口宏观台阶包括与试样长度或应力方向成一致夹角的斜面滑移面、从断口及试样表面凹向试样基体及沿缺陷或未溶共晶相撕裂的小尺寸凹面或裂纹等；(3)断口附近低倍存在不同特征的垂直于应力方向的小裂纹；(4)随温度提高，裂纹钝化、数量减少、微观小斜面数量减少且小凹面数量明显增加；(5)铼含量较低时，断口纵截面可以观察到宽度较大的短裂纹，且裂纹在断口附近集中分布，随铼含量增加，与合金持久性能提高相对应的是裂纹变得细小且在纵向较大范围(>1cm)存在；(6)初步试验表明,添加适量稀土,合金持久性能明显改善。对应于此断口颈缩量明显增加,断口以内几乎无微裂纹和由表面产生的裂纹；(7)高温表面氧化严重脆性较大,从表面形成大量裂纹,持久性能降低。2.2.3 断口附近SEM组织观察 观察合金断口附近SEM组织(如图2所示)发现1)断口处γ′相筏形化不规则,而距断口距离稍远则筏形化分布较规则,即垂直于或接近垂直于应力方向；(2)合金中含铼量及持久性能较好时,其在持久断裂时γ′相筏形化呈现波浪型而未达到直线型；(3)初熔及未熔共晶相或γ′相,微观缩孔,高温表面氧化等弱化现象等促进微观裂纹的形成和扩展,合金持久性能降低；(4)添加稀土元素促进了目标合金的γ′相筏形化。3 结果分析 镍基单晶合金组织包含硬脆的金属间化合物γ′相及固溶强化的γ相的两相组织。合金的持久性能微观上取决于持久应力施加条件下,韧性γ相中包含位错等滑移系的产生能力,位错运动阻力及两相应力积累能力,位错经过γ′相的难度及微裂纹产生、扩展的等与温度应力相关的动力学参量。本试验测试温度大于0.6Tm(Tm为合金熔点),因而γ′相熟化决定着合金持久性能。其动力学符合γ′相Ostwald熟化理论关系式［4］:

其中:t为时间；γ?e为γ′与γ相界面的比自由能；D为γ′的溶质原子在γ相中的扩散系数；C?e为γ′的溶质原子在γ相的平衡摩尔浓度；V?m为γ′的摩尔体积；R为气体常数；T为温度；h为γ′相的粒子尺寸。 可见提高合金持久性能需要:适当高的γ′相体积分数V?m(合适形状和尺寸),强的γ及γ′相多元协调性固溶强化、高的γ′相层错能、γ′相中包含的在γ相中的低扩散元素数量、稳定的γ′及γ′相界面状态(γ?e)。铼由于是γ相最强固溶强化元素及其在持久蠕变过程因极低扩散速度大大减缓蠕变各动力学过程而成为强持久性能合金的必要元素。W的作用虽不如铼但对铼有补偿作用。钽、铝、铌及铬等γ′相形成元素,特别是铌及钽是强延缓γ′熟化低扩散速度元素,在γ′中溶解度相互作用条件下向有利于该相数量增加及性能合理强化方向的含量调整使其持久性能提高,而使该相过多且过脆等含量调整对合金持久性能有害。这两类元素在合金固溶度及对两相界面状态的强交互作用要求其含量间的协调,但同时可利用这些作用中的有效补偿作用达到降低某类元素含量并实现一定的持久性能要求。本文证明了通过强化γ′相各元素含量的协调增加强化相、协调两相界面状态及同时通过提高合金抗氧化性能提高等来补偿铼含量不足对确保持久性能不利。而稀土由于其净化合金,降低两相界面能和提高γ′相层错能、提高合金抗氧化性及调整并延缓γ′相在持久蠕变中的筏形化动力学等功能而有利于持久性能改善。综合上述作用在一定持久性能要求条件下可适当降低铼含量。

图2 持久断口附近低倍未腐蚀状况及SEMγ′/γ组织形貌特征Fig.

2 Macrophoto (not etched)(a),(b)and SEM γ′/γ microstructure(c),(d)in zone by rupture fracture surface in longitudinal section of specimens (a)alloy14: 980℃,250MPa,387h,25×； (b)alloy16: 1070℃,155MPa,217h 25×；(c)alloy2: 1100℃,140MPa,93h,1500×； (d)alloy14: 1100℃,140MPa,176h 1500×4 结论 (1)初步实验结果表明,适当提高Re,W,Nb,Ta,Al含量有利于改善合金高温持久性能,但各元素间存在强交互作用。适量添加稀土对改善合金持久蠕变性能效果独特。 (2)实验证明合金元素含量匹配可综合优化持久性能,实现部分取代铼。(3)简单分析表明,合金元素含量对提高持久性能作用归结于其对弱化持久蠕变动力学特别是γ′相熟化的综合作用。