C含量對單晶高溫合金再結晶的影響

史振學，劉世忠，趙金亁

(北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室，北京 100095)

0 引言

鎳基單晶高溫合金因其優(yōu)良的綜合性能，選為先進航空發(fā)動機渦輪葉片的制備材料[1]。在等軸晶和定向高溫合金中，依靠碳化物對晶界進行強化。最初的單晶合金直接從定向合金發(fā)展而來，完全保留了定向合金中的C等晶界強化元素，不能完全固溶而使單晶合金的性能與定向合金相比沒有優(yōu)勢；后來的研究發(fā)現(xiàn)，全部去除晶界強化元素后單晶合金的性能得以大大提高。20世紀90年代以來，在單晶合金中又重新添加少量的晶界強化元素以提高其工藝性能[2]。因此，對C元素在單晶高溫合金的作用進行了大量研究。適量的C能夠提高合金純凈度和鑄造工藝性能[3-4]，降低合金的顯微疏松、減少雀斑[5-7]，增加小角度晶界的強度[8-9]，抑制再結晶晶粒長大[10-13]。再結晶降低單晶高溫合金的高溫力學性能而受到廣泛關注[14-16]。目前，對于C元素對單晶高溫合金再結晶的影響仍有不同的研究結果[17-18]，這與合金體系、形成碳化物種類、變形和熱處理條件有關[19]。本文研究C含量對鎳基單晶高溫合金再結晶的影響。

1 試驗材料及方法

試驗材料為鎳基單晶高溫合金，化學成分見表1。在高溫度梯度真空定向凝固爐中采用螺旋選晶法分別制備[001]取向不同C含量的單晶高溫合金試棒，C含量分別為0.019%、0.048%、0.074%和0.094%(質(zhì)量分數(shù),下同)。采用X射線衍射儀測試單晶試棒的晶體取向，選取[001]取向偏離度在10°以內(nèi)的試棒進行后續(xù)試驗。采用線切割機把不同C含量的單晶試棒分別加工成圓柱形小試樣，尺寸為φ10 mm×10 mm。對圓柱形試樣表面進行干吹砂，砂子粒度為120 μm，吹氣壓力為0.25 MPa，吹砂時間為30 s。吹砂試樣采用石英玻璃管真空封裝處理后，分別在1 250、1 300 ℃進行熱處理，保溫4 h后空冷。用光學顯微鏡和掃描電鏡觀察合金的顯微組織。

表1 試驗合金的化學成分 (質(zhì)量分數(shù) /%)Table 1 Nominal chemical composition of the experimental alloy (mass fraction /%)

2 結果與分析

2.1 合金組織

不同C含量合金中的共晶和碳化物組織見圖1?？梢钥闯?，隨著C含量升高，合金共晶組織的尺寸和含量降低，碳化物的尺寸和含量升高，碳化物的形態(tài)從塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)楣羌軤?、發(fā)達骨架狀。合金凝固的相析出順序如下：L→γ，L→γ+MC，L→(γ+γ′)共晶，γ→γ′，由此可見，共晶組織在形成碳化物后析出。隨著C含量增加，合金中的碳化物含量增加，消耗了大量的共晶形成元素，造成形成共晶組織的元素相對減少，導致凝固完成時共晶組織含量減少。圖2為共晶、碳化物含量隨合金C含量的變化趨勢，該趨勢與上述分析一致。

圖2 合金共晶、碳化物含量隨C含量的變化關系

熔煉過程中，部分C與O反應，其余C進入合金熔液。合金凝固后，較低含量的C不形成碳化物，以固溶形式存在于γ相的八面體間隙內(nèi)。當C含量超過合金的固溶能力時形成碳化物。初生碳化物在合金液中以塊狀和骨架狀的形態(tài)析出。碳化物含量較小時形成塊狀碳化物，碳化物含量較大時，為保持體系具有較小的單位界面能和應變能，與基體存在取向關系進行析出，形成骨架狀的碳化物[20]。

2.2 再結晶組織

合金試樣經(jīng)1 250、1 300 ℃熱處理后的再結晶組織分別如圖3、圖4所示。由圖可見，2種熱處理溫度下試樣表面都形成了再結晶層。經(jīng)過對比可以看出：1 250 ℃熱處理試樣再結晶與基體界面不平整，再結晶晶粒較小，再結晶層深度較??；1 300 ℃熱處理試樣再結晶與基體界面較平滑，再結晶晶粒較大，再結晶層深度較大。

C含量與合金再結晶層深度的關系如圖5所示，由圖可見，在相同熱處理情況下，不同C含量試樣的再結晶層隨合金C含量增加無明顯變化，這說明碳化物對合金再結晶無明顯的抑制作用。隨著熱處理溫度升高，再結晶層深度明顯增加。

圖5 C含量與合金再結晶層深度的關系

3 分析和討論

單晶高溫合金試樣經(jīng)吹砂后，表面形成了塑性變形層，儲存了大量的變形能，成為熱處理時合金再結晶的驅(qū)動力。再結晶晶界遷移不受到合金中第二相的阻礙作用。在1 250 ℃熱處理時，合金中細小的γ′相回溶，枝晶間粗大的γ′相和大部分共晶沒有完全回溶，能夠阻礙再結晶晶界的遷移(圖6)，使再結晶和基體的界面呈現(xiàn)波浪形。在1 300 ℃熱處理時，合金中所有γ′相和共晶全部回溶，不再阻礙再結晶晶界的遷移，因而晶界較平滑。單晶高溫合金再結晶的形核和長大機制起主要作用的是擴散過程，與熱處理溫度有重要關系。它們與溫度的關系滿足Arrhenius方程[21]：

D=D0exp (-Q/RT)

(1)

式中：D為形核率或生長速率，D0為常數(shù)，R為氣體常數(shù)，Q為激活能，T為絕對溫度。由式(1)可以看出，隨著熱處理溫度的升高，再結晶晶粒形核和長大的速率增加。因此，合金在1 300 ℃熱處理的再結晶層厚度比在1 250 ℃熱處理的再結晶層厚度明顯增大。

由于碳化物可以在γ′相溶解溫度以上穩(wěn)定存在，所以碳化物對單晶高溫合金再結晶抑制作用得到大量關注[10-13,17-18]。圖7為不同條件下合金的再結晶組織，可以看出：圖7a和圖7b再結晶晶粒中包含大量的碳化物，這表明再結晶晶界可以繞過碳化物繼續(xù)遷移，碳化物對再結晶沒有明顯的抑制作用；圖7c中鏈狀碳化物位于再結晶與基體的界面上，而且此處再結晶深度比周圍晶粒稍小，這表明與晶界接近平行較密的鏈狀碳化物對再結晶晶界遷移有抑制作用。劉麗榮等[17]在單晶高溫合金中分別加入0.015%、0.050%C后，對合金的再結晶行為進行了比較，發(fā)現(xiàn)含碳合金與不含碳合金在固溶處理后都發(fā)生了程度相當?shù)脑俳Y晶，研究表明，碳化物雖然對再結晶晶界的遷移有一定的抑制作用，但在驅(qū)動力足夠大時，再結晶晶界仍可繞過碳化物繼續(xù)遷移。Bürgel[18]在研究中發(fā)現(xiàn)，含C 0.08%的單晶合金CMSX-1lB中形成了大尺寸的塊狀和骨架狀碳化物，與不含C合金表現(xiàn)出類似的再結晶行為，碳化物對再結晶無抑制作用。而文獻[10-13]研究發(fā)現(xiàn)碳化物對再結晶晶界的遷移起阻礙作用。由此可以看出，碳化物對合金再結晶的不同作用可能與形成碳化物的形態(tài)和密度有關。利用C來抑制單晶高溫合金再結晶，必須在合金表層形成高密度的碳化物，從而對再結晶晶界形成釘扎作用，阻礙再結晶晶界的遷移。因此，采用滲碳方法在合金表層形成高密度的碳化物可以抑制單晶高溫合金再結晶[13]。

4 結論

1)隨著合金中C含量升高，碳化物含量增多，其形態(tài)由塊狀轉(zhuǎn)變?yōu)楣羌軤睢l(fā)達骨架狀。

2)隨著C含量增加，合金再結晶層深度無明顯變化，碳化物對合金再結晶無明顯的抑制作用。隨著熱處理溫度升高，再結晶厚層深度明顯增加。

3)C對單晶高溫合金再結晶抑制作用與形成碳化物的形態(tài)和密度有關。在合金表層形成高密度的碳化物，可以對再結晶晶界形成釘扎作用，阻礙晶界的遷移，抑制再結晶。