電阻爐分級(jí)均勻化法制備鎳基單晶高溫合金

自pw1480年的自主研究和開發(fā)以來，獨(dú)特的單晶高材料pw1480已成為先進(jìn)的航空車輛葉片材料之一。正在研制的推重比10發(fā)動(dòng)機(jī)F119(美)、F120(美)、GE90(美)、EJ2000(英、德、意、西)、M88-2(法)、P2000(俄)以及其它新型發(fā)動(dòng)機(jī)都采用單晶高溫合金制作渦輪葉片。目前,鎳基單晶高溫合金已由20世紀(jì)80年代初的第一代發(fā)展到現(xiàn)在的第四代,無Re、3%Re、6%Re和4%Re+4%Ru(質(zhì)量分?jǐn)?shù))基本上是第一代、第二代、第三代和第四代合金化學(xué)成分的主要特征。從單晶高溫合合金發(fā)展進(jìn)程來看,總的發(fā)展趨勢(shì)是:1難熔元素(Ta、Re、W、Mo)的加入量不斷增加,以改善合金的高溫性能。以CMSX系列單晶合金為例,第一代難熔元素加入量14.6%,第二代為16.4%,第三代高達(dá)20.7%。2)C、B、Zr、Hf等晶界強(qiáng)化元素從限用轉(zhuǎn)為限量使用。單晶合金沒有晶界,加入C、B、Zr、Hf等晶界強(qiáng)化元素易降低合金的初熔點(diǎn),但近年來研究表明,微量的晶界元素能改善合金的某些性能。LIU等在研究一種單晶合金時(shí)發(fā)現(xiàn)微量的C可減少合金中的孔洞,對(duì)合金抗蠕變性能有益;PWA1487和ReneN5合金中加入了微量的Y,使合金的抗氧化性能得以大幅度提高。3)Ru在單晶合金中的應(yīng)用。研究表明,Re是強(qiáng)TCP形成元素,它強(qiáng)烈偏析于枝晶干區(qū)又難于擴(kuò)散,在高溫固溶處理時(shí)均勻化困難,合金在長(zhǎng)時(shí)使用中析出TCP相,損傷合金的高溫持久性能。Ru的主要作用是穩(wěn)定組織,抑制TCP相的形成。本文設(shè)計(jì)的單晶合金成分為:難熔元素(Ta、Re、W、Mo、Nb)的加入量達(dá)到17.5%,并加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%Y、0.1%Hf和0.015%C。在高溫度梯度定向凝固爐中,采用螺旋選晶法制成單晶合金持久性能試棒。研究具有<001>取向的單晶合金樣品在鑄態(tài)及熱處理后組織中相的種類、形態(tài)、分布以及熱處理對(duì)合金高溫持久性能的影響。1試棒的加工制作試驗(yàn)合金的成分設(shè)計(jì)如表1所示。母合金采用真空感應(yīng)熔煉,然后在高溫度梯度定向凝固爐中,采用螺旋選晶法將母合金制成<001>取向d15mm×150mm的單晶試棒。定向凝固時(shí)抽拉速度為4～6mm/min。采用背散射勞埃法確定單晶取向,試棒主應(yīng)力軸與方向的偏離度小于10℃。從單晶試棒上切取試樣在1180～1320℃之間做固溶處理試驗(yàn),確定γ′相的溶解溫度。將試棒在1180℃、2h+1290℃、2h+(1305℃、1310℃、1315℃)、16hAC+1140℃、4hAC+870℃、24hAC條件下進(jìn)行熱處理,加工成尺寸為d5mm×65mm的臺(tái)階圓柱形高溫持久試樣,在1100℃、137MPa條件下進(jìn)行高溫持久實(shí)驗(yàn)。利用光學(xué)金相顯微鏡、掃描電鏡(SEM)、X射線能譜(EDS)等分析技術(shù)對(duì)鑄態(tài)、熱處理態(tài)和持久斷裂后的試樣進(jìn)行組織分析。2結(jié)果與討論2.1枝晶間距及密度對(duì)二次枝晶凝固的影響鑄態(tài)單晶合金顯微組織如圖1所示。圖1(a)和(b)所示分別為縱向和橫向鑄態(tài)樹枝晶組織。由圖可以看出,樹枝晶形貌清晰可見,排列規(guī)則整齊?？v截面呈現(xiàn)樹干狀的為一次枝晶生長(zhǎng)形貌;橫截面上呈現(xiàn)“+”形狀的為二次枝晶形貌。背散射勞埃法測(cè)得一次枝晶生長(zhǎng)方向?yàn)椤?01〉,呈現(xiàn)“+”形狀的二次枝晶生長(zhǎng)方向分別為〈010〉和〈100〉。經(jīng)測(cè)試一次枝晶間距平均為300μm,二次枝晶間距平均為80μm,在枝晶間分布著大量的γ/γ′共晶。圖1(c)為在更高放大倍率下觀察到的合金中γ、γ′的分布情況。由圖可以,看出在枝晶干區(qū)(A區(qū))次生γ′較細(xì),枝晶間區(qū)(B區(qū))次生γ′較粗,同時(shí)在枝晶間(C區(qū))還分布著類似花瓣?duì)畹拇髩K初生γ/γ′共晶。在定向凝固過程中,初生和次生γ′凝固順序是不同的,初生γ′是從液相中析出,次生γ′是從γ固溶體中脫溶出來的,初生γ′比次生γ′形成溫度高一些。由于在凝固過程中存在成分偏析,鑄態(tài)合金的枝晶間富集了大量Al、Ti和Ta等γ′相形成元素,從而形成了大量的γ/γ共晶和粗大的γ′相。2.2固溶過程及結(jié)果γ′相是單晶合金的主要強(qiáng)化相,它的大小、形態(tài)以及分布直接影響合金的高溫性能。在鑄態(tài)單晶合金中,粗大的γ′相不利于合金高溫性能,須進(jìn)行高溫固溶和時(shí)效處理,以便重新析出形狀、尺寸、含量和分布均佳的γ′,從而提高γ′相強(qiáng)化效果。DSC測(cè)試結(jié)果表明,合金固液兩相區(qū)溫度在1300～1380℃之間,為此選擇表2的固溶處理工藝。其中1180℃、2h,1290℃、2h為2級(jí)均勻化處理,目的是消除合金中元素偏析。表2所列結(jié)果表明:隨著固溶溫度的升高γ/γ′相含量逐漸降低,合金經(jīng)1315℃、16h固溶處理,γ/γ′共晶已完全固溶。圖2所示為合金在均勻化處理前后枝晶及γ′相的組織形貌。比較圖2(a)～(c)可以看出,鑄態(tài)組織(圖2(a))中枝晶花樣非常明顯,元素偏析比較嚴(yán)重。經(jīng)1180℃、2h(圖2(b))、1290℃、2h(圖2(c))均勻化處理后,枝晶偏析得到很大程度的改善,γ/γ′共晶形貌變化不大,仍呈形狀不規(guī)則的“板條狀”或“葵花狀”,尺寸變小,數(shù)量降到11.2%(體積分?jǐn)?shù),下同)。圖3所示為合金在不同溫度固溶處理后γ′相的組織形貌。在1180℃、2h+1290/2h+1305℃、16h固溶處理時(shí),枝晶間細(xì)小γ′首先固溶,次生γ′經(jīng)充分溶解后也全部固溶,合金中有5.8%左右的γ/γ′共晶沒有完全固溶(圖3(a))。在1180℃、2h+1290℃、2h+1310℃、16h固溶處理時(shí),隨著固溶溫度的升高,γ/γ′共晶數(shù)量逐漸減少,但仍殘留2.6%左右沒有完全固溶(圖3(b))。在1180、2h+1290、2h+1315℃、16h固溶處理時(shí),合金中元素經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間高溫?cái)U(kuò)散,γ/γ′共晶已全部固溶,枝晶偏析基本消失(圖3(c))。在1180℃、2h+1290℃、2h+1320℃、2h固溶處理時(shí),出現(xiàn)少量初熔,初熔量在3%左右(圖3(d)),初熔相結(jié)構(gòu)正在進(jìn)一步研究。圖4所示為固溶和兩次時(shí)效處理后的γ′組織形貌。經(jīng)1180℃、2h+1290℃、2h+1315℃、16hAC固溶處理后,合金在隨后空冷過程中重新析出細(xì)小的γ′,尺寸范圍在200～300nm,形狀近似立方狀,分布趨于均勻(圖4(a))。固溶處理后的合金再經(jīng)1140℃、4hAC+870℃、24hAC兩次時(shí)效處理后,γ′明顯長(zhǎng)大,尺寸范圍在400～500nm,平均約為450nm,立方化程度明顯增加,含量約為65%左右,均勻分布在厚度約為50～80nm左右的γ基體中(圖4(b))。用能譜分析了幾種狀態(tài)樣品的枝晶干和枝晶間化學(xué)成分,結(jié)果如表3所列。其中偏析系數(shù)可表示為偏析系數(shù)=枝晶間元素含量?枝晶干元素含量枝晶干元素含量(1)偏析系數(shù)=枝晶間元素含量-枝晶干元素含量枝晶干元素含量(1)表3所列數(shù)據(jù)表明:難熔元素W和Re是負(fù)偏析元素,在枝晶干區(qū)濃度較高;Al、Ti、Ta是正偏析元素,在枝晶間區(qū)濃度較高。經(jīng)過多級(jí)熱處理后,負(fù)偏析元素W的偏析系數(shù)由鑄態(tài)的-19.4%下降到-8.0%,Re偏析系數(shù)由鑄態(tài)的-15.8%下降到-4.2%;正偏析元素Al的偏析系數(shù)由鑄態(tài)的14.1%下降到3.5%,Ti的偏析系數(shù)由鑄態(tài)的34.1%下降到7.3%,同時(shí),Mo、Co、Cr、Ta等元素的偏析狀況也得到一定程度的改善。2.3dsc測(cè)試曲線圖5所示3條曲線分別為合金在鑄態(tài)、1180℃、2h+1290℃、2h+1315℃、16hAC完全固溶處理和1180℃、2h+1290℃、2h+1315℃、16hAC+1140℃、4hAC+870℃、24hAC完全熱處理后的DSC測(cè)試曲線。鑄態(tài)曲線在1320～1330℃之間出現(xiàn)一個(gè)吸熱峰(箭頭所示),表明在此溫度范圍內(nèi)合金存在初熔,這與固溶處理時(shí)合金在1320℃出現(xiàn)少量初溶是一致的。完全固溶曲線和完全熱處理曲線表明合金經(jīng)過長(zhǎng)時(shí)間高溫處理后,合金中元素得到充分?jǐn)U散,元素偏析狀況明顯改善,初熔相已完全消失。2.4熱處理對(duì)斷口組織的影響表4所列為在1100℃、137MPa條件下,固溶溫度對(duì)合金持久壽命的影響,高溫持久試樣的壽命均取自2～3根試樣平均值。由表中數(shù)據(jù)可以看出,固溶處理對(duì)合金高溫持久性能影響很大,合金經(jīng)1180℃、2h+1290℃、2h+1315℃、16hAC+1140℃、4hAC+870℃、24hAC完全固溶處理后,持久壽命明顯提高。圖6所示為合金在1180℃、2h+1290℃、2h+1315℃、16hAC+1140℃、4hAC+870℃、24h熱處理?xiàng)l件下,經(jīng)1100℃和137MPa持久斷裂后距斷口表面不同位置處縱剖面的γ′相形貌。由圖可以看出,試樣的顯微組織發(fā)生了明顯的變化,主要是γ′相粗化成“筏排”狀,形成了由黑色的γ′相和白色的γ相組成的板層狀組織通常稱“筏排”組織。比較圖6(a)～(c)可知,距斷口表面不同位置處γ′粗化程度有很大差別。距斷口較遠(yuǎn)處γ′粗化緩慢,筏排組織形貌比較規(guī)則,γ基體通道較窄,呈近似連續(xù)分布狀態(tài),筏排組織與應(yīng)力軸方向基本垂直(圖6(a))。距斷口較近處γ′粗化顯著增加,γ基體通道變寬,“筏排”組織形貌變得不規(guī)則,與應(yīng)力軸方向呈一定角度(圖6(b))。在斷口附近,“筏排”組織已完全粗化,γ基體通道顯著寬化,呈不連續(xù)分布狀態(tài),“筏排”組織與應(yīng)力軸之間夾角變小,而且離斷口越近夾角越小(圖6(c))。這是因?yàn)樵诶烊渥冞^程中,由于夾頭被固定,拉伸軸線不能偏轉(zhuǎn),使得晶格發(fā)生了轉(zhuǎn)動(dòng)。此外,在頸縮區(qū)內(nèi),由于試棒橫截面逐漸縮小,應(yīng)力狀態(tài)由單向應(yīng)力轉(zhuǎn)變成三向應(yīng)力,進(jìn)一步加劇了頸縮區(qū)的晶格轉(zhuǎn)動(dòng),晶格轉(zhuǎn)動(dòng)必將帶動(dòng)γ′“筏排”組織轉(zhuǎn)動(dòng),從而導(dǎo)致斷口附近“筏排”組織與應(yīng)力軸方向呈現(xiàn)一定角度。此外,在頸縮區(qū)內(nèi),試棒處于三向應(yīng)力狀態(tài),使得頸縮區(qū)內(nèi)γ′“筏排”組織的寬度有所增加,γ′“筏排”組織形貌變得不規(guī)則。圖7所示為合金在不同熱處理?xiàng)l件下,經(jīng)1100℃、137MPa持久斷裂后斷口附近的裂紋分布。由圖可以看出,在1180℃、2h+1290℃、2h+1305℃、16hAC+1140℃、4hAC+870℃、24hAC熱處理后,持久斷口附近裂紋較寬,密度較小,裂紋主要集中在枝晶間未固溶完全的γ/γ′共晶處,并隨著試棒頸縮區(qū)內(nèi)蠕變應(yīng)變量的增大萌生擴(kuò)展(圖7(a))。在1180℃、2h+1290℃、2h+1310℃、16hAC+1140℃、4hAC+870℃、24hAC熱處理后,由于未固溶完全的γ/γ′共晶量減少,斷口附近裂紋密度明顯增加,除在枝晶間未固溶的γ/γ′共晶處出現(xiàn)較大裂紋外,還在枝晶干處出現(xiàn)細(xì)小的裂紋(圖7(b))。在1180℃、2h+1290℃、2h+1315℃、16hAC+1140℃、4hAC+870℃、24hAC熱處理后,γ/γ′共晶已完全固溶,斷口附近裂紋密度顯著增加,在枝晶干和枝晶間都出現(xiàn)細(xì)小的裂紋(圖7(c))。在單晶高溫合金中,當(dāng)γ/γ′共晶未完全固溶時(shí),在高溫條件下枝晶間γ/γ′共晶往往是主要裂紋源,而在沒有未固溶的共晶相和初熔情況下,合金中的微孔洞易成為主要裂紋源。3熱處理對(duì)不銹鋼的生長(zhǎng)1)本實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)的單晶合金的鑄態(tài)組織主要由γ和γ′相組成。在1315℃、16h固溶處理時(shí),