DD6 单晶高温合金初熔组织演变机制研究

韩 梅，岳晓岱，董建民，谢洪吉，李嘉荣

（北京航空材料研究院 先进高温结构材料重点实验室，北京 100095）

0 引言

单晶高温合金因其优异的高温性能，已成为当今先进航空发动机涡轮叶片首选材料[1]。为获得良好的高温力学性能，单晶高温合金中往往添加多种合金元素。在定向凝固过程中，Re、W、Mo 等合金元素偏析于枝晶干，而Al、Ta、Nb 等合金元素偏析于枝晶间，导致铸态合金枝晶干和枝晶间的成分和组织均有很大差异，固溶热处理的目的之一是提高合金成分和组织的均匀性，以获得优异的高温力学性能[2-3]。

单晶高温合金的固溶处理一般在γ'相完全固溶温度以上、初熔温度以下的热处理窗口中进行[4]。若固溶温度过低，则合金元素扩散不充分、共晶组织和铸态γ′相不能充分回溶，无法获得足够均匀的成分和组织；若固溶温度过高，则合金发生初熔，初熔组织与正常合金组织有显著不同，还有可能形成显微孔洞[5-6]，降低合金高温强度[7]。

虽然单晶高温合金应尽量避免初熔现象发生，并严格控制初熔组织含量[8]，但与单晶高温合金初熔相关的报道却很少[6]。本研究使用目前国内广泛应用的第二代单晶高温合金DD6，在略高于正常固溶热处理温度环境下进行保温试验，观察初熔组织演变过程，并结合热力学试验和动力学计算分析试验结果，进而研究初熔组织演变机制。

1 试验材料与方法

使用国内广泛应用的第二代单晶高温合金DD6，采用纯净原材料在真空感应炉中熔炼母合金。DD6 合金化学成分如表1 所示。

表1 DD6 单晶高温合金化学成分（质量分数/%）Table 1 Chemical composition of DD6 single crystal superalloy（mass fraction/%）

采用螺旋选晶法浇注φ15 mm×170 mm 的单晶高温合金试棒，将浇注后的试棒加工为φ4 mm×2 mm 的试样；使用差示扫描量热法（Differential Scanning Calorimeter，DSC）测试铸态合金DSC曲线（升温速率为10 ℃/min），结果如图1 所示。

图1 铸态DD6 合金DSC 曲线Fig.1 DSC curve of as-casting DD6 alloy

在图1 中选择略高于固溶热处理窗口的1 330 ℃进行保温试验。将切割好的试样置于非真空热处理炉中，以10 ℃/min 的速率升温至1 330 ℃，分别保温0.5、1.0、2.0、4.0、8.0 h 后取出，空冷至室温。使用LEICA DM-4000 M 型光学显微镜观察铸态及保温不同时间后的枝晶组织，使用Nava NanoSEM450 型场发射扫描电子显微镜观察合金初熔组织，并测试枝晶干和枝晶间微区成分。结合热力学和动力学计算分析初熔组织演变过程，进而研究DD6 单晶高温合金初熔组织演变机制。

2 结果与分析

铸态DD6 合金枝晶组织如图2 所示。由图可以看出，合金铸态下枝晶偏析明显，枝晶间存在大量γ-γ′共晶组织；合金组织致密性较好，未见明显的显微孔洞。

图2 铸态DD6 合金枝晶组织Fig.2 Dendrite microstructure of as-casting DD6 alloy

将铸态DD6 合金以10 ℃/min 的速率升温至1 330 ℃，并分别保温0.5、1.0、2.0、4.0、8.0 h，保温后的枝晶组织如图3 所示。随着保温时间延长，枝晶边界逐渐模糊不清；保温0.5 h，枝晶间发生明显初熔，同时形成较多显微孔洞；继续保温，初熔组织逐渐减少；4.0 h 后，仅残留少量初熔组织；保温8.0 h 后，初熔组织完全消失，仅留存明显的显微孔洞。

使用场发射扫描电子显微镜观察合金在1 330 ℃下保温不同时间后的初熔组织和初熔形成的显微孔洞形貌，可知：保温0.5 h 后，初熔组织特征明显，边界宽度大，有的初熔中心形成显微孔洞（图4）；随着保温时间的延长，初熔组织范围逐渐减小，初熔中心显微孔洞有增大趋势（图4～图7）；保温4.0 h，仅存在少量初熔组织，显微孔洞数量较多（图7）；保温8.0 h 后，初熔组织完全消失，仅留有显微孔洞（图8）。

使用场发射扫描电子显微镜的X 射线能谱仪测试合金不同状态下枝晶干和枝晶间元素含量，并使用式（1）计算元素枝晶偏析系数，结果如图9所示。

图3 1 330 ℃下固溶不同时间后的枝晶组织Fig.3 Dendrite microstructure after solution heat treated at 1 330 ℃

图4 1 330 ℃下保温0.5 h 后的初熔组织Fig.4 Incipient melting microstructure after heat treated at 1 330 ℃ for 0.5 h

式中：ki为元素i的枝晶偏析系数，Cd,i为元素i在枝晶干处的浓度，Cid,i为元素i在枝晶间处的浓度。

由图9 可知，随固溶时间延长，合金元素均匀化程度显著改善；各种合金元素中，Re 元素枝晶偏析最明显，铸态下偏析系数达到20 以上；1 330 ℃保温8.0 h 后，Re 的枝晶偏析系数仍有1.6，为诸多合金元素中最高。

图5 1 330 ℃下保温1.0 h 后的初熔组织Fig.5 Incipient melting microstructure after heat treated at 1 330 ℃ for 2.0 h

图6 1 330 ℃下保温2.0 h 后的初熔组织Fig.6 Incipient melting microstructure after heat treated at 1 330 ℃ for 2.0 h

图7 1 330 ℃下保温4.0 h 后的初熔组织和初熔微孔Fig.7 Incipient melting microstructure after heat treated at 1 330 ℃ for 4.0 h

3 分析与讨论

单晶高温合金铸态下存在明显枝晶偏析，W、Mo、Re 等高熔点元素偏析于枝晶干，Al、Ta、Nb 则偏析于枝晶间。枝晶干与枝晶间的微区成分的显微组织均有很大差异，必须通过固溶热处理来使合金元素由高浓度区域向低浓度区域扩散，降低合金元素枝晶偏析，同时使共晶组织和粗大的铸态γ′相回溶，提高成分与组织均匀性。

图8 1 330 ℃下保温8.0 h 后的初熔组织Fig.8 Incipient melting microstructure after heat treated at 1 330 ℃ for 8.0 h

图9 合金元素枝晶偏析系数随固溶时间的变化Fig.9 Segregation coefficient variation of alloying elements during solution heat treatment

由图9 所示的合金元素枝晶偏析系数随固溶时间的变化可知，当铸态DD6 合金在1 330 ℃下保温时，由于铸态下偏析于枝晶干的合金元素向枝晶间扩散，同时偏析于枝晶间的合金元素向枝晶干扩散，合金元素枝晶偏析程度均明显降低。使用金属材料相图计算软件JMatPro 计算合金在1 330 ℃保温过程中枝晶间低熔点区域微区成分所对相图，绘制枝晶间固相线温度升高曲线，结果如图10 所示。

图10 合金在1 330 ℃下保温过程中低熔点区域固相线温度升高值Fig.10 Solidus temperature rise of the low melting point area during solution heat treatment at 1 330 ℃

由图9、图10 可知，随着合金均匀化程度提高，枝晶间固相线温度明显提升。在这一机制作用下，当铸态合金直接升温至略高于固溶热处理窗口的温度下开始保温，初始时枝晶间低熔点区域发生初熔；随着元素均匀化程度提高，枝晶间固相线温度升高，初熔区域随之重新凝固，并逐渐演变为正常合金组织，而初熔形成的显微孔洞则留在合金中。

目前，国内外典型单晶高温合金的固溶热处理制度中，最高温度下的保温时间均不少于4.0 h，有时甚至多于10.0 h[1,9-15]。若固溶热处理制度设计不当或热处理设备控制不当将导致合金中发生初熔，虽然初熔组织有可能会在随后的均匀化过程中演变成为正常合金组织，但初熔形成的显微孔洞却会降低合金组织致密性，为铸件的安全性带来隐患。因此，应该关注单晶高温合金初熔组织演变机制。

4 结论

1）铸态DD6 合金枝晶偏析显著，高熔点元素偏析于枝晶干，枝晶间初熔温度明显低于枝晶干；将铸态合金直接升温至略高于初熔温度的1 330 ℃下保温时，合金发生明显初熔，部分初熔组织中心形成显微孔洞。

2）铸态DD6 合金在1 330 ℃固溶热处理，枝晶干高熔点元素向枝晶间扩散，同时枝晶间低熔点元素向枝晶干扩散，合金元素均匀化程度改善，枝晶间固相线温度明显提升。

3）在上述机制作用下，DD6 合金在1 330 ℃下固溶时形成的初熔组织逐渐消退并演变为正常合金组织，固溶8.0 h 后初熔组织完全消失，仅留下初熔形成的显微孔洞。