镍基单晶高温合金具有优异的高温力学性能以及抗氧化和抗腐蚀性能，因此被广泛用于航空发动机和燃气轮机的涡轮叶片等重要热端部件的制造^[1-2]。镍基单晶高温合金中的主要强化相为γ′相，当合金经标准热处理后，γ′相呈规则立方状分布在基体中，γ′相的尺寸、立方度、体积分数及其与基体γ之间的晶格错配程度均会影响合金的力学性能^[3]。相关研究表明^[4-5]，当γ′相的体积分数在65%~70%、尺寸在0.45~0.5 μm并且规则排列时，合金的力学性能较好。由于高温合金在实际服役的过程中需要在较高温度下进行长时间的热暴露，γ′相会发生退化，导致立方度下降，或者形成筏排状组织，降低合金的力学性能。此外，单晶高温合金中含有较多的W, Mo, Re等难熔元素，这些元素原子半径较大，具有较高的固溶强化效果，但是较多的难熔元素会使合金在高温服役的过程中析出拓扑密堆相(TCP相)，同时由于合金中含有少量C元素，Re, Cr等元素也会与C结合形成碳化物，这就增加了合金发生脆断的倾向^[6-7]。因此，合金在实际服役时的组织稳定性对力学性能有着直接影响，需要对合金进行长期时效处理来模拟实际服役时的情况。

本工作以国内自主研制的第二代单晶高温合金DD6为研究对象，模拟服役温度(980 ℃)下进行不同时间的长期时效处理，并对长期时效2000 h后的合金进行拉伸和持久性能测试，观察长期时效后及持久断裂后合金的微观组织，为DD6单晶高温合金的进一步应用提供了理论和实验依据。

1 实验材料与方法

在真空感应炉中熔炼母合金，DD6单晶高温合金的名义成分如表 1所示^[8]，随后在定向凝固炉内采用螺旋选晶法制备[001]取向的DD6合金单晶试棒。利用劳埃X射线测定单晶试棒的结晶取向，实验用试样[001]结晶取向与试样主应力轴方向偏离小于15°。按照标准热处理工艺对DD6合金单晶试棒进行真空热处理，热处理制度为1290 ℃/1 h+1300 ℃/2 h+1315 ℃/4 h, AC+1120 ℃/4 h, AC+ 870 ℃/32 h, AC。

经标准热处理后的试棒在980 ℃无载荷长期时效2000 h，并分别在500, 1000, 1500, 2000 h取出小试样进行组织观察，以期获得合金微观组织的演化规律。将长期时效态试棒加工成持久试样和拉伸试样后进行持久性能与拉伸性能测试，持久性能测试的条件为980 ℃/340, 309, 270, 243 MPa和1070 ℃/150, 130 MPa，拉伸实验的温度分别为760 ℃和980 ℃。采用扫描电子显微镜(SEM)观察持久性能测试后的断口及距离断口约5 mm处剖面显微组织。

2 结果与分析 2.1 长期时效对DD6合金微观组织的影响

图 1为不同时间长期时效处理后DD6合金的组织形貌，从图 1(a)中可以看出，合金经标准热处理后，γ′相呈规则立方状分布，γ′相的平均尺寸在0.48 μm左右，体积分数大约为65%；合金经980 ℃不同时间的长期时效处理后，与标准热处理态的组织进行对比，γ′相尺寸随着时效时间的延长明显增大，同时γ基体通道的宽度也逐渐增加，γ′相的边角发生钝化，立方度明显下降。图 2给出了γ′相尺寸与时效时间的关系，从图 2(a)中可以看出，长期时效2000 h后，γ′相的平均尺寸长大到1 μm左右，局部区域的少量γ′相发生了连接、合并，形成条状结构，同时合金中并未发现TCP相析出，说明DD6合金在980 ℃时的组织稳定性较好。

在镍基单晶高温合金长期时效过程中，γ′相的长大与合金元素扩散密切相关，由于基体γ相和第二相γ′之间的元素组成存在一定的差异，所以在长期时效过程中会发生合金元素的重新分配，γ′相形成元素(Al, Ta, Hf, Nb等)在高温下向基体相中扩散，使γ′相尺寸增加，同时，基体中的元素Re, W, Mo等向γ′相中扩散，导致基体通道的宽度有所增加。此外，γ′相长大按照Ostwald熟化方式进行，即尺寸较大的γ′相长大，而尺寸小的γ′相溶解，相关研究表明^[9-10]，在长期时效的过程中，小颗粒周围的溶质浓度大于大颗粒周围的溶质浓度，所以小颗粒周围的溶质原子会扩散到大颗粒附近。扩散会破坏颗粒周围溶质浓度的平衡，导致小颗粒溶解，大颗粒长大。在长期时效过程中γ′相的长大遵循LSW粗化模型，其粗化动力学描述如式(1)所示：

(1)

式中：r_t为长期时效时间为t时γ′相粒子的平均半径；r₀为标准热处理之后γ′相粒子的平均半径；t为长期时效时间；K为与时效速率有关的常数。由于合金在980 ℃长期时效2000 h后仍具有立方状形貌，因此，可以将γ′相粒子的平均半径看作其平均尺寸宽度的1/2^[11]。图 2(b)为长期时效后γ′相平均半径尺寸与长期时效时间关系，可以看出，拟合后的曲线中r_t³－r₀³与长期时效时间t呈近似线性关系，拟合度R为0.992，可以判定拟合结果与LSW粗化模型一致。

2.2 长期时效对DD6合金拉伸性能的影响

热处理态和长期时效2000 h后DD6合金在不同条件下的拉伸性能数据如表 2所示。可以看出，在两种实验温度下，无论是热处理态还是长期时效2000 h后的试样，760 ℃时的抗拉强度和屈服强度均高于980 ℃；同时在两种实验条件下，热处理态的抗拉强度和屈服强度均高于长期时效2000 h的试样。在760 ℃条件下，2000 h长期时效态试样抗拉强度比热处理态降低5.55%，屈服强度降低了5.88%；在980 ℃条件下，2000 h长期时效态试样的抗拉强度下降11%，屈服强度下降10.59%，这说明随着实验温度的增加，2000 h长期时效对合金的拉伸性能影响逐渐增大。合金试样的断后伸长率随着实验温度的升高而增加，但是2000 h长期时效对合金试样断后伸长率影响不稳定，在760 ℃条件下，长期时效态的试样断后伸长率更高，而在980 ℃条件下，长期时效态试样伸长率低于热处理态。

拉伸性能随实验温度的变化与位错运动密切相关，在980 ℃时，合金中被激活的滑移系数量较多，合金的变形能力增大，表现为较好的塑性和较大的伸长率；同时在较高温度下，γ′相强度较低，软化的γ′相对位错运动的阻碍作用降低，大量位错切入γ′相，从而导致强度下降。

2.3 980 ℃/2000 h长期时效后DD6合金的持久性能

DD6合金经标准热处理及980 ℃/2000 h长期时效处理后的持久性能数据如表 3所示。对比可知，当持久性能实验的温度相同时，热处理态和长期时效态试样的持久寿命均随外加应力的增加而降低；在相同持久实验条件下，长期时效2000 h后合金的持久寿命均明显低于热处理态合金，980 ℃的持久寿命比热处理态约降低40%，1070 ℃的持久寿命约降低了50%。长期时效后由于γ′相的尺寸增加、立方度下降，致使γ′相对位错的阻碍能力减弱，因此，合金的持久寿命大幅度降低^[12]。以980 ℃/243 MPa和1070 ℃/130 MPa两个实验条件为例进行持久性能与组织演化的具体分析。

在980 ℃/243 MPa及1070 ℃/130 MPa两种持久实验条件下，2000 h长期时效试样的持久寿命分别为180.16 h和144.42 h，均明显低于热处理态，分别为热处理态寿命的56.3%和35.31%。图 3为2000 h长期时效试样在980 ℃/243 MPa下的持久断口及试样剖面的组织形貌，剖面位置位于脱离颈缩区、距离端口约5 mm处。由图 3(a)中剖面组织可知，试样靠近断口区域在持久实验后期承受较大的应力，γ′相在与应力垂直的方向上全部连接合并，γ′相发生了一定的扭曲，基体通道被分隔成短条状，形成被γ′相反包围的形态。图 3(b)中宏观断口表面较粗糙，氧化较严重，在断口边缘处存在较小面积的剪切唇，可以判断出试样发生韧性断裂。微观断口形貌(图 3(c))显示有多个韧窝，韧窝很浅，部分中心有小孔洞，裂纹由此向周围辐射扩展，各韧窝之间通过很细的撕裂棱相连接，由此判断合金的断裂方式属于微孔聚集型断裂。图 4为2000 h长期时效试样在1070 ℃/130 MPa下的持久断口及剖面组织形貌。与图 3(a)相比，图 4(a)剖面组织中可以看出基体γ相及γ′相尺寸明显增加，γ′相扭曲程度也有所增大，同时发现了少量的析出相，析出相的形态呈细针状、块状及颗粒状，根据文献[13-14]，判断针状析出相为TCP中的μ相，块状及颗粒状析出相为碳化物。而在980 ℃/243 MPa持久条件下，合金中没有针状TCP相和碳化物析出，说明1070 ℃为TCP相和碳化物的析出温度，而980 ℃不在TCP相和碳化物的析出温度范围。图 4(b)宏观断口形貌显示断口的表面较粗糙，与980 ℃/243 MPa下相比，边缘处剪切唇区域的面积有所增加，同时断口处孔洞的数量更多，可以看出在此条件下发生的仍然是韧性断裂。图 4(c)微观断口形貌中可以看出韧窝数量较多，韧窝的中心同样存在微孔，韧窝之间通过撕裂棱相连接，与图 3(c)相比，韧窝的尺寸有所增加，说明在该条件下合金的塑性更好，因此在1070 ℃/130 MPa下试样具有更高的断后伸长率；试样的断裂方式仍为微孔聚集型断裂。

2.4 分析与讨论

γ′相是镍基单晶高温合金中的主要强化相，γ′相在长期时效过程中形状、尺寸以及体积分数的变化对合金的持久寿命具有较大影响^[15]。当γ′相的尺寸为0.45~0.5 μm，体积分数为65%~70%并具有较高立方度时，能够有效地阻止位错运动，合金具有较高的强度。长期时效的过程中，γ′相会发生粗化，同时在界面能的调控下，γ′相的形态会趋近于球状，γ/γ′两相的晶格失配加大。在持久实验的过程中，由于γ′相的强度下降从而导致合金的持久强度降低。此外，在高温下，位错在较高热激活的作用下会发生攀移运动，位错攀移时要克服Orowan阻力τ，其与基体通道宽度之间存在一定的关系，如式(2)所示：

(2)

式中：μ为切变模量；b为柏氏矢量；h为基体通道的宽度。由于长期时效后基体通道的宽度有所增加，由式(2)可知Orowan阻力减小，即位错在基体通道中的运动更加容易进行，因此通过Orowan机制对位错运动阻碍能力减弱^[16]。这即是长期时效后合金的持久性能下降的主要原因。

合金在持久实验过程中第二相的析出同样会对持久性能产生影响。由于合金在熔炼的过程中添加了较多Re, W, Mo等难熔元素，在一定程度上增加了TCP相析出的倾向。相关研究表明^[17]，TCP相的析出，消耗了对合金高温强度起关键作用的合金元素如W, Re等，从而贫化了合金相中高熔点元素。一方面，基体中高熔点元素的贫化使得合金的固溶强化效果下降；另一方面难熔元素的大量析出使γ/γ′两相间其他合金元素的扩散加剧，弱化了γ′相及γ/γ′相界面。此外，析出的TCP相对合金中位错运动起阻碍作用，削弱了γ′筏排组织对位错的阻碍作用。TCP相的析出可使位错受阻于TCP相，最终微裂纹易沿TCP相形成。同时，TCP相为裂纹扩展提供了通道，裂纹易沿TCP相扩展。但是在本实验中，长期时效2000 h后合金中没有TCP相析出，具有较好的组织稳定性。因此，合金中碳化物和TCP相的析出都是在持久实验过程中的高温与应力协同作用下产生的，不能归结为980 ℃长期时效过程对其力学性能的影响。

断口分析结果表明两种持久条件下发生的均为微孔聚集型断裂，关于断口处孔洞主要有三个来源，第一是在持久实验后期，随着应变量的不断积累，合金中会产生大量的微孔，称之为蠕变孔；第二是在定向凝固的过程中，由于合金未能得到有效的补缩会形成缩孔、缩松等缺陷，这些缺陷也是孔洞的来源之一；第三则是在固溶处理的过程中由于空位浓度的激增而产生的固溶微孔。三种孔洞在持久实验过程中都会成为微裂纹萌生之处。通常情况下，缩松、缩孔等铸造缺陷对持久性能最为不利^[18]。在持久断裂时，合金中的微孔不断扩展形成韧窝，当较多韧窝相遇时会形成二次裂纹，随着韧窝和二次裂纹的数量增多、尺寸增大，产生缩颈，局部区域由于受到较大的应力集中，最终导致断裂。

3 结论

(1) DD6合金经980 ℃不同时间的长期时效处理后，γ′相的尺寸比标准热处理态明显增大，长期时效后γ′相粒子平均尺寸与长期时效时间的关系遵循LSW粗化动力学模型，合金中没有发现TCP相析出，合金在980 ℃时具有较好的组织稳定性。

(2) 2000 h长期时效试样在980 ℃和1070 ℃不同应力条件下的持久寿命均明显低于热处理态合金，2000 h长期时效试样在980 ℃/243 MPa下持久寿命为180.16 h，为标准热处理态的56.3%；在1070 ℃/130 MPa下持久寿命为144.42 h，为标准热处理态的35.31%。

(3) 相比热处理态的合金，2000 h长期时效态试样760 ℃时的抗拉强度降低5.55%，屈服强度降低5.88%；980 ℃时的抗拉强度下降11%，屈服强度下降10.59%。