電渣重熔連續(xù)定向凝固René88DT合金的組織與熱變形行為

付 銳, 陳希春, 任 昊, 馮 滌

(鋼鐵研究總院高溫材料研究所,北京 100081)

鑄錠開坯是變形高溫合金材料加工的首道工序,其目的包括兩個方面,一是破碎鑄態(tài)組織獲得均勻細小的等軸晶組織,提高材料塑性;二是改變鑄錠幾何形狀以便進行下一步的加工[1]。在以 γ′相強化的難變形高溫合金中,合金元素含量高鑄錠凝固過程中由于凝固前沿熔體中溶質原子的偏聚,在枝晶交界處會造成嚴重的元素偏析,這種偏析導致枝晶間形成粗大的碳化物、低熔點共晶等有害相,同時這類合金熔點低,其可熱加工溫度往往落在 γ和 γ′兩相存在的溫度區(qū),熱變形抗力大,可塑性差,熱加工窗口小,給合金鑄錠的開坯過程帶來非常大的困難。降低合金鑄錠的元素偏析程度,控制枝晶間一次生成相的數(shù)量、尺寸和形態(tài)是提高合金鑄錠熱塑性的有效方法[2～6]。電渣重熔是變形高溫合金常用的精煉手段,一方面電渣重熔可以有效地去除氣體、雜質、非金屬夾雜物得到較高純度的鑄錠,另一方面電渣重熔過程熔化金屬快速軸向結晶,使錠子組織致密,偏析較小,有助于提高鑄錠的熱加工塑性。采用傳統(tǒng)電渣重熔工藝冶煉鑄錠的組織主要由與鑄錠軸線呈一定夾角的柱狀晶組成,有時在鑄錠中心還存在粗大的等軸晶[7],不同取向柱狀晶在中心的交匯處或柱狀晶與中心等軸晶的交界處是鑄錠偏析最嚴重的區(qū)域,容易形成碳化物和非金屬夾雜物的聚集區(qū),這一區(qū)域在開坯過程中容易誘發(fā)裂紋導致鑄錠鍛造開裂或變形后形成碳化物條帶組織降低材料性能。電渣重熔連續(xù)定向凝固技術通過控制鑄錠凝固過程中的熱流傳遞方向,凝固前沿的溫度梯度和凝固速率,獲得完全由與鑄錠軸線平行的柱狀晶組成的鑄錠且枝晶干的生長方向保持一致,一方面消除了不同取向晶粒的交界區(qū)域,另一方面消除了不同生長方向枝晶交匯處嚴重的元素偏析和析出相的聚集,從而提高鑄錠的熱加工塑性。

本實驗以難變形的René88DT(國內(nèi)相近牌號FGH96)合金為研究對象,利用電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝和傳統(tǒng)電渣重熔工藝制備René88DT合金鑄錠,并在兩個鑄錠中沿軸線方向截取金相試樣和等溫熱壓縮試樣,對比分析兩者之間在組織、元素偏析、析出相以及熱加工塑性等方面的差異。

1 實驗方案

本實驗采用的René88DT合金的化學成分見表1。該合金是鎳基 γ′相沉淀強化型鎳基高溫合金,基體為 γ固溶體,基體中主要強化相 γ′的體積分數(shù)約占33%～36%,γ′相的完全溶解溫度為 1120～1130℃,除此外還有少量的碳化物相和硼化物相[8]。

在連續(xù)抽錠式電渣重熔爐上分別采用 ESRCDS工藝和傳統(tǒng)電渣重熔工藝制備René88DT合金鑄錠。將鑄錠經(jīng) 1170℃/24h均勻化退火后沿直徑方向剖開,打磨、腐蝕后觀察宏觀組織。在定向凝固鑄錠和傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠中沿軸線方向切取金相試樣,經(jīng)研磨、剖光和腐蝕后用掃描電鏡觀察其高倍組織,用SYSTEM SISNSS300型能譜儀分析合金的析出相。沿鑄錠軸線方向在鑄錠中心區(qū)域利用線切割截取等溫熱壓縮試樣,試樣規(guī)格為φ10mm×15mm。熱壓縮實驗在Gleeble3500熱模擬實驗機上進行,采用電阻加熱法,加熱升溫速率為 10℃/s,達到變形溫度1100℃后保溫5mins后開始恒應變速率壓縮,應變速率分別取0.2 s-1,0.1 s-1,0.05 s-1,0.02 s-1,最大變形量為 50%和 70%,熱壓縮變形后通過吹高壓氣體使試樣迅速冷卻以保留高溫態(tài)晶粒組織,然后將試樣沿壓縮方向切開,分析變形組織。利用電渣重熔連續(xù)定向凝固技術制備 φ93mm× 255mm的定向凝固坯錠,在 500噸的等溫鍛機上制備φ170mm×73mm的餅坯件,壓縮后將餅坯件沿變形方向剖開,觀察再結晶情況。

表1 René88DT合金的化學成分(質量分數(shù)/%)Table 1 Chem ical composition of René88DT(mass fraction/%)

2 實驗結果及分析

2.1 電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝

要得到定向凝固的鑄錠必須滿足以下三個條件：(1)鑄錠的熱流傳遞方向與凝固方向相反且平行于鑄錠軸線;(2)合適的凝固前沿溫度梯度;(3)適當?shù)哪趟俾?。傳統(tǒng)電渣重熔工藝和電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝的示意圖見圖 1,可見傳統(tǒng)電渣重熔工藝無法對熱流傳遞方向,凝固前沿的溫度梯度和凝固速率進行精確控制,形成的熔池較深,得到的鑄錠組織由與凝固方向呈一定夾角的柱狀晶組成(見圖 1c)。而電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝采用連續(xù)抽錠式雙電流回路設計,可以通過改變冷卻方式控制熱流的傳遞方向;通過控制側向電流的大小來控制渣池的溫度得到適當?shù)臏囟忍荻?通過控制抽錠速率和總電流的大小來獲得合適的凝固速率,在合適的工藝條件下形成淺而平的熔池,從而使鑄錠獲得全部與鑄錠軸線近似平行的柱狀晶(見圖1d)。

圖1 電渣定向凝固與電渣重熔示意圖 (a)(c)[7]傳統(tǒng)電渣重熔;(b)(d)[7]電渣連續(xù)定向凝固Fig.1 Diagram of ESR-CDSand conventional ESR (a)(c)[7]Conventional ESR;(b)(d)[7]ESR-CDS

2.2 鑄錠組織

圖2為傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠與電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠的宏觀組織對比,可見傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠的宏觀組織由與鑄錠軸線呈一定角度的柱狀晶和中心粗大的等軸晶組成,而電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠均是由與鑄錠軸線大致平行的柱狀晶組成。在定向凝固鑄錠中截取試樣,利用XRD對晶粒取向進行分析并與無取向試樣的分析結果進行對比。分析結果見圖 3,通過對無取向多晶合金的衍射曲線和標準衍射卡片進行對比分析得出,合金主要由γ-Ni固溶體相組成。而定向凝固試樣垂直于柱狀晶切面的晶向只有〈100〉方向,可見ESR-CDSRené88DT合金鑄錠柱狀晶是沿 〈100〉晶向生長。

利用掃描電鏡和能譜分析儀對電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠和傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠中心區(qū)域的微觀組織和晶間析出相進行分析,分析結果見圖 4。圖 4a是傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠柱狀晶與等軸晶交界處的SEM照片,可見此處的析出相較多且呈聚集分布,通過EDS分析可知(見圖4e),這些析出物主要是富含W,Nb,Ti,Mo的MC型碳化物,這些碳化物呈骨架狀,尺寸有些達到30μm(見圖4c)。圖4b是電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠中心區(qū)域的SEM照片,可見電渣重熔定向凝固鑄錠的中心區(qū)域同樣是柱狀晶,且晶界上的析出相呈顆粒狀,尺寸細小,分布均勻,經(jīng)EDS分析可知(見圖4f),這些析出物同樣是W,Nb,Ti,Mo的MC型一次碳化物,尺寸小于10μm (見圖4d)。

圖4 電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠和傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠微觀組織和能譜分析結果 (a)(c)(e)傳統(tǒng)電渣重熔試樣;(b)(d)(f)電渣連續(xù)定向凝固試樣Fig.4 Microstructure of ESR-CDSRené88DT alloy ingot and conventional ESR ingotand results of the energy spectrum analysis(a)(c)(e)conventional ESR; (b)(d)(f)ESR-CDS

圖5a,5b是傳統(tǒng)電渣重熔和電渣重熔連續(xù)定向凝固René88DT合金鑄錠枝晶組織的低倍SEM照片,其中深色區(qū)域是枝晶干,淺色區(qū)域為枝晶間,從圖可以看出傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠的枝晶組織生長方向凌亂,枝晶臂較為粗大,在有些二次枝晶臂上生長出了三次枝晶臂,不同生長方向枝晶間的區(qū)域較大,造成枝晶間元素的偏析程度較為嚴重;而電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠的枝晶組織生長方向一致,組織致密,枝晶間的區(qū)域較小,從而使枝晶間元素的偏析程度較小。圖 5c為傳統(tǒng)電渣重熔合金枝晶間的高倍組織,可見枝晶間的析出相包括不同形狀的碳化物和在其周圍析出的層片狀 η相,有些碳化物尺寸超過 30μm,而在碳化物周圍出現(xiàn)的 η相呈雜亂分布。合金熱加工過程中,在這些析出相附近容易產(chǎn)生裂紋從而導致鑄錠鍛造開裂,大量的碳化物聚集使合金熱加工變形后產(chǎn)生條帶組織損壞材料性能。而電渣重熔連續(xù)定向凝固合金的枝晶間區(qū)域較小,枝晶間分布著少量的尺寸約 5～10μm的顆粒狀碳化物。

圖5 電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠和傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠的枝晶組織 (a)(c)傳統(tǒng)電渣重熔試樣, (b)(d)電渣連續(xù)定向凝固試樣Fig.5 Microstructure of ESR-CDSRené88DT alloy ingot and conventional ESR ingot and results of the energy spectrum analysis (a)(c)conventional ESR;(b)(d)ESR-CDS

對于凝固過程中的元素偏析,W和Co容易偏析于先凝固的區(qū)域,而C,Ti,Al,Mo,Cr,Nb等元素容易偏聚于后凝固的區(qū)域。元素的偏析一方面容易形成富含Al,Ti的(γ+γ′)共晶相,另一方面也常常形成大尺寸的碳化物等相。因此,控制鑄錠的凝固過程以降低元素偏析程度是一項重要的環(huán)節(jié)。凝固過程中很重要的因素是控制合金凝固前沿的溫度梯度和凝固速率,凝固過程的溫度梯度和凝固速率決定了枝晶的生長方式,當溫度梯度方向一致,凝固速率快時,鑄錠容易獲得發(fā)達的一次枝晶和細小的二次枝晶組織,鑄錠組織致密,元素偏析程度小,而且枝晶間的析出相尺寸細小,分布均勻,這樣的組織有利于提高合金的熱加工塑性;而當溫度梯度方向不同,凝固速率較慢時,容易獲得粗大的枝晶組織,元素偏析大,而且枝晶間形成碳化物常呈骨架狀,分布也不均勻,這樣的組織容易對熱加工造成不良的影響。

傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠凝固過程中,靠近結晶器壁區(qū)域的熱流傳遞方向一致,溫度梯度較大,冷卻速率較快,形成了快速凝固的定向結晶組織,隨著固液界面的推進,凝固前沿的溫度梯度越來越小,凝固速率也越來越慢,到達中心區(qū)域時凝固狀態(tài)已經(jīng)不滿足定向凝固的條件,因此在中心形成了粗大的等軸晶。在柱狀晶生長的過程中,易在晶界偏析的C,Ti,Mo, Cr,Al,Nb元素在凝固前沿的熔體中越聚越多,最后在柱狀晶與中心等軸晶的交界處形成大量呈聚集分布的碳化物等析出相,同時合金中的非金屬夾雜物也容易被固液界面推趕至此處形成聚集,可見傳統(tǒng)電渣重熔的凝固方式?jīng)Q定了鑄錠中心區(qū)域不同取向柱狀晶的交匯處或柱狀晶與中心等軸晶的晶界處是偏析最嚴重的區(qū)域,鑄錠直徑越大,該區(qū)域的偏析程度越嚴重。由于傳統(tǒng)電渣重熔的熱量傳遞方向和溫度梯度不可控使枝晶的生長方向也各有不同,不同生長方向枝晶的交匯處同樣會造成嚴重的元素偏析和一次析出相的聚集。低熔點元素的偏析容易降低合金的初熔溫度,而一次析出相的聚集一方面使熱加工過程中容易引起裂紋從而導致鑄錠的報廢,另一方面在熱加工后的合金中形成條帶組織降低材料性能。而電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠凝固過程中,由于熱流朝同一個方向傳遞,且溫度梯度大,凝固速率快,晶粒沿與鑄錠軸線平行的方向上生長,使鑄錠組織均是與軸線平行的柱狀晶,且枝晶的生長方向也保持一致,消除了偏析最為嚴重的不同取向柱狀晶在中心的交匯處或柱狀晶與中心等軸晶的交界區(qū)域,同時還降低了不同生長方向枝晶間偏析元素和一次析出相的偏聚疊加區(qū),從而大幅度降低了鑄錠的偏析程度,另外順序結晶更利于非金屬夾雜物的上浮。可見利用電渣重熔連續(xù)定向凝固技術一方面可以控制鑄錠凝固過程中的偏析程度,另一方還可以有效地去除大尺寸非金屬夾雜物,提高鑄錠的熱加工塑性。

2.3 熱壓縮試樣表面形貌

對熱壓縮試樣的表面形貌進行了觀察,見圖 6,其中圖6a是在傳統(tǒng)電渣重熔錠中切取試樣的熱壓縮試樣照片,可見當壓縮變形量達到 50%左右時,試樣在與端面呈 45°的最大剪應力方向出現(xiàn)了裂紋;而電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠的試樣在變形量超過70%以后,試樣沒有出現(xiàn)任何裂紋(見圖6b),可見電渣重熔連續(xù)定向凝固鑄錠的熱加工塑性要優(yōu)于傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠。

2.4 動態(tài)再結晶組織

圖6 熱壓縮試樣實物照片 (a)傳統(tǒng)電渣試樣;(b)電渣連續(xù)定向凝固試樣Fig.6 Photos of the ESR-CDS samp le and conventional ESR samp le compressed at 1100℃and strain rate of 0.05s-1 (a)conventional ESR sample;(b)ESR-CDS samp le

圖7 溫度為 1100℃、變形量為 70%,不同形變速率下的動態(tài)再結晶組織形貌Fig.7 Photographs of the dynamic recrystallization at 1100℃70%deformation quantity and different deformation rate (a)0.2s-1;(b)0.1s-1; (c)0.05s-1;(d)0.02s-1

圖7表示的是在不同形變速率下,電渣重熔連續(xù)定向凝固René88DT合金等溫熱壓縮試樣的動態(tài)再結晶組織。可見,在變形量、變形溫度相同的條件下,當變形速率為 0.2s-1時,試樣已經(jīng)發(fā)生了動態(tài)再結晶,但并不完全(見圖 7a),這主要是因為變形時間短,再結晶不完全;當變形速率為 0.1s-1時,試樣完成了動態(tài)再結晶過程,晶粒大小均勻,尺寸約10μm(見圖7b),當變形速率為0.05s-1時,試樣在完成動態(tài)再結晶的基礎上晶粒有所變大,晶粒尺寸達到了30～50μm(見圖7c),隨著形變速率的進一步降低,當速率是 0.02s-1時,晶粒進一步變大,晶粒尺寸達到了50～100μm(見圖7d)。可見,變形速率越低,則晶粒尺寸越大,這一方面是由于變形速率降低使原子得以充分擴散調整,不利于位錯密度的積累,為動態(tài)回復這一軟化機制提供了充分的時間[10],從而降低了動態(tài)再結晶的形核數(shù)量;另一方面,低應變速率也為晶界遷移提供了充分的時間使晶粒長大。因此,只有將變形速率控制在一定的范圍內(nèi)才能得到細小均勻的晶粒組織。

2.5 等溫鍛造

利用電渣重熔連續(xù)定向凝固技術制備了 φ93 mm×255mm的坯料,在 500噸的等溫鍛造機上一次鍛壓至 φ170 mm×73 mm,平均變形速率約0.04s-1左右,變形量超過70%(見圖8a),鍛造后的宏觀組織見圖 8b所示,可見在上下兩個變形死區(qū)內(nèi)還殘留著原始坯料的柱狀晶外,其他部分均發(fā)生了動態(tài)再結晶,晶粒尺寸約 50μm(見圖8c,d)?？梢?電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝大大提高了René88DT合金的熱加工塑性。

圖8 ESR-CDSRené88DT合金鑄錠等溫鍛造結果(a)鍛造試樣;(b)宏觀組織;(c)(d)微觀組織Fig.8 The result of isothermal forging (a)forging sample; (b)macrostructure;(c)(d)microstructure

3 結論

(1)利用電渣重熔連續(xù)定向凝固技術控制鑄錠凝固過程的熱流傳遞方向、凝固前沿的溫度梯度以及凝固的速率能夠制備具有完全與鑄錠軸線平行的柱狀晶組織的定向凝固鑄錠,柱狀晶沿擇優(yōu)晶向〈100〉方向生長;

(2)利用電渣重熔連續(xù)定向凝固技術得到的René88DT合金鑄錠與傳統(tǒng)電渣重熔鑄錠相比,消除了偏析最為嚴重的柱狀晶與中心等軸晶的交界面,且更有效地去除合金中的非金屬夾雜物,鑄錠偏析程度小,組織均勻,晶間析出相呈顆粒狀,尺寸細小,分布均勻,有利于提高合金的熱加工塑性;

(3)電渣重熔連續(xù)定向凝固技術可以有效地提高René88DT合金鑄錠的熱加工塑性,定向凝固René88DT合金在1100℃,70%壓縮變形量、0.05s-1～0.1s-1應變速率范圍內(nèi)發(fā)生完全動態(tài)再結晶,晶粒組織均勻細小。

(4)對φ93mm×255mm的電渣重熔連續(xù)定向凝固 René88DT坯料進行了等溫鍛造,得到了φ170mm×73mm的餅坯,變形量為71.4%,變形后除上下兩端的變形死區(qū)外其他部分均發(fā)生了動態(tài)再結晶,晶粒尺寸約 50μm。

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