固溶溫度對(duì)含鉿高鎢K416B鎳基高溫合金組織的影響

侯桂臣,蘇海軍,謝 君,荀淑玲,于金江,孫曉峰,周亦胄

（1.中國(guó)科學(xué)院 金屬研究所，沈陽(yáng) 110016；2.西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072）

由于高鎢鎳基高溫合金具有良好的抗氧化性和高溫力學(xué)性能，被認(rèn)為是制備航空發(fā)動(dòng)機(jī)導(dǎo)向葉片的重要材料之一[1-2]。中科院金屬所研制的含鉿高鎢K416B合金的使用溫度可達(dá)1100 ℃，是目前承溫能力較高的等軸晶鑄造高溫合金之一[3]。經(jīng)前期研究[4]，鑄態(tài)K416B合金均能滿足合金設(shè)計(jì)的技術(shù)指標(biāo)要求，但在975 ℃/235 MPa的持久性能富余量較低。高溫合金熔鑄期間，不可避免發(fā)生成分偏析，成分偏析與合金的成分、組織、性能密切相關(guān)[5-6]。K416B合金組織主要由γ基體、γ′相、共晶組織和MC、M6C碳化物組成，由于合金中含有1%的Hf，在合金中形成共晶組織的含量較高，成為合金高溫拉伸和持久斷裂的主要裂紋源[7-9]。相關(guān)研究[10-13]表明，通過(guò)高溫固溶處理可有效調(diào)整鑄造高溫合金中的枝晶形態(tài)，以減少合金中的共晶含量，提高合金的力學(xué)性能。在固溶期間，除γ′相固溶析出外，還有碳化物的分解和析出；初生MC碳化物緩慢分解，并析出M23C6和M6C次生碳化物，后者以顆粒狀或針狀分布于晶界和晶內(nèi)的殘余MC碳化物周圍[14-16]。

研制試用期間，K416B合金為鑄態(tài)使用，未進(jìn)行熱處理工藝研究，為了進(jìn)一步開(kāi)發(fā)該合金的使用潛能，開(kāi)展固溶溫度對(duì)合金組織的影響研究。通過(guò)金相法測(cè)定K416B合金的初熔溫度為1240 ℃[4]，故合金的固溶處理溫度選擇為1180 ℃、1200 ℃和1220 ℃，以考察固溶溫度對(duì)K416B鎳基高溫合金枝晶、γ′相、共晶及碳化物數(shù)量、尺寸與形態(tài)的影響，確定出該合金的最佳固溶處理溫度，為高鎢K416B鎳基高溫合金的制備工藝提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

采用ZG-001型10 kg真空感應(yīng)爐熔煉合金錠，合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為C 0.13、Cr 4.90、Co 6.82、Nb 2.06、Al 5.75、W 16.0、Ti 1.00、Hf 1.00、Ni余量，打磨去皮后進(jìn)行二次重熔鑄成尺寸為φ15 mm × 150 mm的等軸晶圓棒。用線切割把合金棒切成厚為20 mm的熱處理試片，分別在1180 ℃、1200 ℃和1220 ℃下固溶保溫4 h，隨后空冷。

通過(guò)機(jī)械研磨機(jī)分別對(duì)鑄態(tài)和熱處理態(tài)合金進(jìn)行研磨和拋光，隨后采用20 g CuSO4+ 5 mL H2SO4+ 100 mL HCl + 80 mL H2O的腐蝕劑進(jìn)行蝕刻，并借助S-3400N型掃描電鏡（SEM）、TECNAI-20型透射電鏡（TEM）和Shimadzu-1610型電子探針（EPMA）對(duì)不同合金進(jìn)行組織觀察與成分分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 固溶溫度對(duì)枝晶形貌的影響

經(jīng)不同溫度固溶處理后，合金中的枝晶形貌如圖1所示。由圖1可以看出，合金中的枝晶呈致密分布。圖1（a）為鑄態(tài)合金枝晶形貌，可見(jiàn)合金中一次枝晶間距（L1）約為160～180 μm，二次枝晶間距（L2）約為40～60 μm。經(jīng)不同溫度固溶熱處理后，合金中的枝晶間距與鑄態(tài)合金無(wú)明顯區(qū)別，如圖1（a）～（d）所示，表明固溶處理對(duì)枝晶干影響不大。由圖1（b）～（d)對(duì)比可知，枝晶干上的二次枝晶略有粗化。分析認(rèn)為，在高溫固溶期間，合金的二次枝晶形態(tài)在元素?cái)U(kuò)散的作用下發(fā)生了改變。

圖1 不同溫度固溶合金的枝晶形貌 （a）鑄態(tài)；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 1 Dendrite morphologies of solid solution alloy at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

2.2 固溶處理對(duì)共晶的影響

經(jīng)不同溫度保溫4 h后，合金中的共晶形貌如圖2所示。鑄態(tài)合金中的共晶組織含量較高，經(jīng)定量金相分析可知，合金中的共晶含量約為18%，如圖2（a）所示。當(dāng)固溶溫度為1180 ℃時(shí)，枝晶間處的共晶寬度減小，如圖2（b）所示；隨著固溶溫度的升高，合金中的共晶含量逐漸減少，主要體現(xiàn)在枝晶間處的共晶尺寸減小，如圖2（c）和（d）所示。綜上表明，固溶處理可減少合金中的共晶含量。

2.3 固溶處理對(duì)碳化物形態(tài)的影響

圖3（a）為鑄態(tài)合金中枝晶間處的碳化物形貌，可見(jiàn)碳化物呈漢字型分布，且條狀碳化物具有平直特征。經(jīng)不同溫度固溶處理合金中的碳化物形貌如圖3（b）～（d）所示。當(dāng)固溶溫度為1180 ℃時(shí)，合金枝晶間處的碳化物仍保持條狀，且局部形成鋸齒狀凹槽或分解成粒狀相，如圖3（b）中箭頭所示。隨著固溶溫度提高至1200 ℃和1220 ℃，條狀碳化物表面凹槽進(jìn)一步加深（如圖3（c）和（d）的箭頭所示），并逐漸分解形成不連續(xù)分布的粒狀碳化物。

固溶前后合金中碳化物的TEM形貌如圖4所示。由圖4可以看出，鑄態(tài)合金中條狀碳化物表面具有光滑特征，經(jīng)衍射斑點(diǎn)指數(shù)標(biāo)定后，確定該相為MC型碳化物，如圖4（a）所示；經(jīng)1220 ℃固溶4 h后，合金中的條狀碳化物發(fā)生了分解反應(yīng)，對(duì)分解后的粒狀相進(jìn)行指數(shù)標(biāo)定，確定該相為M6C型碳化物，如圖4（b）所示。分析認(rèn)為，隨著固溶溫度從1180 ℃升高至1220 ℃，在元素?cái)U(kuò)散作用下，枝晶間區(qū)域的條狀MC碳化物逐漸發(fā)生了分解，直至熔斷形成粒狀M6C相，其反應(yīng)式可表達(dá)為：

圖2 不同溫度固溶合金的共晶形貌 （a）鑄態(tài)；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 2 Eutectic morphologies of solid solution alloy at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

圖3 不同溫度固溶處理合金中枝晶間區(qū)域的碳化物形貌 （a）鑄態(tài)；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 3 Carbide morphologies of inter-dendrite region in the alloy treated in solid solution at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

結(jié)果表明，在高溫條件下，合金中的條狀MC碳化物是不穩(wěn)定的，溫度越高，條狀MC碳化物分解越劇烈。

圖5（a）為鑄態(tài)合金塊狀碳化物形貌。由圖5可以看出，塊狀M6C碳化物在局部共晶區(qū)域偏聚析出，尺寸約為40～100 μm，如圖5箭頭所示。經(jīng)1180 ℃、1200 ℃和1220 ℃固溶處理后，合金中共晶區(qū)域析出的塊狀碳化物形貌分別如圖5（b）、（c）和（d）所示，經(jīng)比較可知，共晶處的碳化物尺寸和形態(tài)無(wú)明顯變化，表明固溶處理對(duì)大塊狀碳化物的尺寸與形態(tài)無(wú)明顯作用，即該塊狀M6C相具有較好的熱穩(wěn)定性。

圖4 固溶前后合金的中碳化物的TEM形貌 （a）鑄態(tài)；（b）1220 ℃固溶Fig. 4 TEM morphologies of carbides in the alloy before and after solid solution treatment （a）as-cast；（b）solid solution at 1220 ℃

圖5 不同溫度固溶處理合金中共晶處的碳化物形貌 （a）鑄態(tài)；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 5 Morphologies of carbides in the eutectic region of the alloy treated in solid solution at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

2.4 固溶處理對(duì)γ′相的影響

圖6（a）為鑄態(tài)K416B合金枝晶干區(qū)域的γ′相形貌，其尺寸約為0.3～0.6 μm，并呈彌散分布。經(jīng)不同溫度固溶處理后，合金中γ′相形貌如圖6（b）～（d）所示。經(jīng)高溫固溶后，由于合金中的γ′相部分發(fā)生溶解，使合金中的γ′相尺寸隨著固溶溫度的升高逐漸減小，如圖6（b），（c）和（d）所示。

2.5 固溶處理對(duì)合金元素偏析程度的影響

由于合金中含有較多難熔元素，在凝固期間枝晶間和枝晶干不可避免發(fā)生元素偏析，元素偏析程度可用偏析系數(shù)（k′）進(jìn)行表征[17]，即：

式中：WD為枝晶干成分；WI為枝晶間成分。當(dāng)k′ ＞ 1時(shí)，元素偏析于枝晶干區(qū)域。

圖6 不同溫度固溶處理合金中枝晶干區(qū)域的γ′相形貌 （a）鑄態(tài)；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃Fig. 6 Morphologies of γ′ phase in dendritic stem region of the alloy treated in solid solution at different temperatures （a）as-cast；（b）1180 ℃；（c）1200 ℃；（d）1220 ℃

圖7 不同狀態(tài)合金中元素偏析系數(shù)分布圖Fig. 7 Distribution of element segregation coefficient in the alloy at different states

借助電子探針?lè)治鰞x，分別對(duì)鑄態(tài)與熱處理態(tài)合金枝晶間和枝晶干進(jìn)行多區(qū)域的元素分析，結(jié)合式（2）分別計(jì)算出各元素的偏析系數(shù)，其中鑄態(tài)和1220 ℃固溶處理合金中各元素的偏析系數(shù)分布如圖7所示。結(jié)果表明，鑄態(tài)合金中僅有元素W偏析于枝晶干，其余元素偏析于枝晶間；經(jīng)固溶熱處理后，合金元素的偏析程度均有不同程度的降低，其中，元素Hf、Nb、Ti和Cr向枝晶干擴(kuò)散，而元素W和Al向枝晶間擴(kuò)散，從而大大降低了這幾個(gè)元素的偏析程度，提高了合金成分的均勻性。

3 結(jié)論

（1）隨著固溶溫度的升高，合金中的二次枝晶發(fā)生溶解，使枝晶間的共晶數(shù)量逐漸減少，同時(shí)合金中的γ′相發(fā)生溶解，使其尺寸減小。

（2）經(jīng)高溫固溶處理后，枝晶間區(qū)域的條狀MC碳化物可分解形成粒狀M6C相，而共晶處的大尺寸塊狀M6C相無(wú)明顯變化；同時(shí)合金中各元素的偏析程度降低，其中，元素W和Al往枝晶間擴(kuò)散，其余元素往枝晶干擴(kuò)散。

（3）固溶處理后全面組織研究結(jié)果表明，1220 ℃保溫4 h為合金組織狀態(tài)最佳的固溶熱處理工藝。